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AVALIAÇÃO DA REFUSÃO DE AÇOS 1Cr-Mo-V FORJADOS
PARA ROTORES DE TURBINAS A VAPOR
Gabriella Cruz dos Santos Roza
Projeto de Graduação apresentado ao Curso de
Engenharia de Materiais da Escola Politécnica,
Universidade Federal do Rio de Janeiro, como parte
dos requisitos necessários à obtenção do título de
Engenheira.
Orientadores: Luiz Henrique de Almeida
Bruno Reis Cardoso
Rio de Janeiro
Fevereiro de 2014
ii
AVALIAÇÃO DA REFUSÃO DE AÇOS 1Cr-Mo-V FORJADOS PARA ROTORES
DE TUBINAS A VAPOR
Gabriella Cruz dos Santos Roza
PROJETO DE GRADUAÇÃO SUBMETIDO AO CORPO DOCENTE DO CURSO
DE ENGENHARIA DE MATERIAIS DA ESCOLA POLITÉCNICA DA
UNIVERSIDADE FEDERAL DO RIO DE JANEIRO COMO PARTE DOS
REQUISITOS NECESSÁRIOS PARA A OBTENÇÃO DO GRAU DE
ENGENHEIRA DE MATERIAIS.
Examinado por:
Prof. Luiz Henrique de Almeida, D.Sc.
Orientador
PEMM/ Escola Politécnica / UFRJ
Eng. Leonardo Sales Araujo, D.Sc.
RIO DE JANEIRO, RJ – BRASIL
FEVEREIRO de 2014
Prof. Enrique Mariano Castrodeza, D.Sc.
Eng. Bruno Reis Cardoso, M.Sc.
Co-Orientador
iii
Roza, Gabriella Cruz dos Santos
Avaliação da Refusão de Aços 1Cr-Mo-V Forjados para
Rotores de Turbinas a Vapor/ Gabriella Cruz dos Santos
Roza. – Rio de Janeiro: UFRJ/ Escola Politécnica, 2013.
IX, 79 p.: il.; 29,7 cm.
Orientadores: Luiz Henrique de Almeida
Bruno Reis Cardoso
Projeto de Graduação – UFRJ/ Escola Politécnica/ Curso
de Engenharia de Materiais, 2013.
Referências Bibliográficas: p. 77 - 79.
1. Aços 1Cr-Mo-V. 2. Rotores de turbina a vapor forjados.
3. Refusão a arco em vácuo. 4. Análise microestrutural
I. Almeida, Luiz Henrique. II. Universidade Federal do Rio
de Janeiro, Escola Politécnica, Curso de Engenharia de
Materiais. III. Avaliação da Refusão de Aços 1Cr-Mo-V
Forjados para Rotores de Turbinas a Vapor.
iv
Dedico aos meus pais Nilzete e
Reginaldo, minha irmã Dayane e meu
marido Marcus Vinícius.
v
Agradecimentos
Primeiramente a Deus, pela minha vida e por tudo de bom que me foi dado.
Aos meus pais Nilzete e Reginaldo, por tudo o que me proporcionaram, o que
me permitiu alcançar meu objetivo e me tornar engenheira.
Ao meu marido Marcus Vinícius, pelo amor, compreensão e apoio em todos os
momentos que precisei. Seu suporte foi crucial para essa minha conquista.
Ao Professor Luiz Henrique de Almeida, não só pela orientação, mas acima de
tudo pela amizade e os ensinamentos diários nessa reta final do meu curso de
graduação.
Ao Bruno Reis Cardoso por toda atenção, disponibilidade e por dar todo o
suporte e orientação necessários para a realização desse projeto.
Ao Leonardo Sales Araujo pelos conselhos e apoio no desenvolvimento desse
trabalho.
A todo o corpo docente do Departamento de Engenharia Metalúrgica e de
Materiais pela excelente formação que me proporcionou.
Ao CEPEL pelo suporte com todos os equipamentos necessários a realização do
trabalho durante o meu período de estágio.
A todos os colegas do CEPEL pelas diversas contribuições indispensáveis ao
trabalho, em especial à Roberta Martins Santana e Josélio Sena Buarque.
A todos os amigos da Metalmat, em especial Amanda Varela e Ananda Avila
por estarem comigo sempre me apoiando, me ajudando e participando ativamente
desses anos em que estive nessa jornada dentro da Universidade Federal do Rio de
Janeiro.
Por fim, a todos os familiares que direta ou indiretamente contribuíram para que
eu alcançasse mais essa vitória.
Gabriella
vi
Resumo do Projeto de Graduação apresentado à Escola Politécnica/ UFRJ como parte
dos requisitos necessários para obtenção do grau de Engenheira de Materiais.
AVALIAÇÃO DA REFUSÃO DE AÇOS 1Cr-Mo-V FORJADOS PARA ROTORES
DE TURBINAS A VAPOR
Gabriella Cruz dos Santos Roza
Fevereiro/2014
Orientadores: Luiz Henrique de Almeida
Bruno Reis Cardoso
Curso: Engenharia de Materiais
Os aços 1Cr-Mo-V forjados são largamente utilizados na fabricação de rotores
de turbinas a vapor, e o seu desempenho em condições de fluência vem sendo
melhorado pelo desenvolvimento de tecnologias de fabricação de peças forjadas de alta
pureza. Sendo assim os fatores metalúrgicos que afetam o comportamento em fluência
dessa classe de material vem sendo largamente estudados.
O objetivo deste projeto foi a avaliar as diferenças na microestrutura e nas
propriedades mecânicas a temperatura ambiente entre amostras de aço 1Cr-Mo-V que
foram fundidas em forno elétrico aberto e amostras que posteriormente foram
refundidas no forno a arco elétrico a vácuo (VAR). As duas amostras (refundida e não
refundida) passaram por forjamento a quente e tratamento térmico (dupla normalização
e revenido) em mesmas condições. Para a avaliação das diferenças, foram comparadas
as microestruturas nas duas condições e feita a análise das inclusões através de
microscopia ótica e microscopia eletrônica de varredura. Foram realizados também
ensaios de dureza e ensaios de tração a temperatura ambiente.
Os resultados mostraram que a refusão foi eficiente na redução do teor de alguns
elementos deletérios e na redução do tamanho e do número de inclusões, sulfetos de
manganês e silicatos de manganês; além de contribuir para uma distribuição mais
homogênea tanto das inclusões como da microestrutura bainítica apresentada. As
medidas de propriedades mecânicas a temperatura ambiente mostraram que não
houveram alterações significativas, indicando a necessidade da realização de ensaios de
fluência para obtenção de conclusões definitivas a este respeito, uma vez que o material
trabalha nessas condições.
Palavras-chave: Aço 1Cr-Mo-V forjado, Refusão à arco em vácuo (VAR), Análise
microestrutural
vii
Abstract of Undergraduate Project presented to POLI UFRJ as a partial fulfillment of
the requirements for degree of Engineer.
EVALUATION OF REMELTING IN 1Cr-Mo-V STEEL FORGINGS FOR STEAM
TURBINE ROTORS
Gabriella Cruz dos Santos Roza
February/2014
Advisor: Luiz Henrique de Almeida
Bruno Reis Cardoso
Course: Materials engineering
The 1Cr-Mo-V forging steels are widely used in the manufacture of steam
turbine rotors, and its performance under creep conditions has been improved by the
development of manufacturing technologies to achieve high purity forgings. Thus
metallurgical factors affecting the creep behavior of this class of materials have been
widely studied.
The objective of this project was to evaluate the differences in the microstructure
and mechanical properties at room temperature between 1Cr-Mo-V steel samples that
were melted in open electric furnace and samples that were subsequently remelted in
vacuum arc furnace (VAR). The two samples (remelted and not remelted) passed
through hot forging and heat treatments (double normalizing and tempering) in the same
conditions. For the evaluation of the differences, the microstructures were compared in
the two conditions the analysis of inclusions were made optical and scanning electron
microscopy. Additionally, hardness and tensile tests were conducted at room
temperature.
The results showed that the remelting is effective in reducing on the content of
some deleterious elements and reduce the size and number of inclusions, characterized
as manganese sulphides and manganese silicates; and contributed to a more
homogeneous distribution of both inclusions and the bainitic microstructure presented.
Measurements of mechanical properties at room temperature showed no significant
alterations, revealing the need of conduct creep tests in order to reach definitive
conclusions in this regard, since the material works in these conditions.
Keywords: 1Cr-Mo-V forging steels, Vacuum Arc Remelting (VAR), Microestructural
evaluation
viii
SUMÁRIO
1. INTRODUÇÃO ....................................................................................................... 1
2. REVISÃO BIBLIOGRÁFICA ............................................................................... 3
2.1. Definição e funcionamento das turbinas a vapor ............................................... 3
2.1.1. O rotor e sua função.................................................................................... 3
2.2. Propriedades necessárias a um material para utilização na fabricação de rotores
forjados ....................................................................................................................... 5
2.2.1. O material ................................................................................................... 6
2.2.2. Microestrutura típica................................................................................... 7
2.2.3. Propriedades mecânicas .............................................................................. 8
2.3. Importância da refusão nas propriedades do aço 1Cr-Mo-V ........................... 12
2.3.1. Histórico ................................................................................................... 12
2.3.2. Refusão por arco elétrico em vácuo - Vacuum arc remelting (VAR) ...... 15
2.3.3. Influência dos elementos deletérios nas propriedades do aço 1Cr-Mo-V 18
2.4. Processo de obtenção do rotor ......................................................................... 19
2.4.1. Fundição ................................................................................................... 20
2.4.2. Forjamento ................................................................................................ 20
2.4.3. Tratamentos térmicos ............................................................................... 21
2.4.3.1. Efeito das condições de tratamento térmico na resistência à fluência
do aço 1Cr-Mo-V forjado ................................................................................... 22
2.4.3.2. Tratamento térmico preliminar.......................................................... 22
2.4.3.2.1. Normalização ................................................................................... 22
2.4.3.3. Tratamento térmico principal ............................................................ 25
2.4.3.3.1. Têmpera e revenido ......................................................................... 25
2.4.4. Usinagem .................................................................................................. 28
2.4.5. Testes metalúrgicos, mecânicos e análise não destrutiva (END) ............. 29
2.5. Comportamento do material em uso ................................................................ 29
ix
2.5.1. Precipitação de fases durante o envelhecimento ...................................... 29
2.5.2. Fluência .................................................................................................... 33
2.5.2.1. Comportamento em fluência – Degradação das propriedades mecânicas
após longo tempo de operação ................................................................................ 36
2.5.3. Fragilização ao revenido ........................................................................... 38
3. MATERIAIS E MÉTODOS ................................................................................. 43
3.1. Material ............................................................................................................ 43
3.2. Fabricação dos eletrodos .................................................................................. 43
3.3. Refusão dos eletrodos no VAR-COPPE (COPPE/UFRJ) ............................... 44
3.4. Análise química ............................................................................................... 48
3.5. Preparação das amostras para metalografia ..................................................... 49
3.6. Microscopia ótica ............................................................................................. 51
3.7. Microscópio eletrônico de varredura (MEV) ................................................... 51
3.8. Ensaio de dureza .............................................................................................. 53
3.9. Ensaio de tração ............................................................................................... 54
4. RESULTADOS E DISCUSSÃO .......................................................................... 56
4.1. Composição química ........................................................................................ 56
4.2. Caracterização microestrutural ........................................................................ 57
4.3. Análise das inclusões ....................................................................................... 58
4.3.1. Distribuição das inclusões ........................................................................ 58
4.3.2. Análise química das inclusões por EDS ................................................... 62
4.4. Dureza e microdureza ...................................................................................... 72
4.5. Ensaio de tração ............................................................................................... 73
5. CONCLUSÕES ..................................................................................................... 75
6. TRABALHOS FUTUROS .................................................................................... 76
7. REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS ................................................................ 77
1
1. INTRODUÇÃO
Os aços 1Cr-Mo-V forjados vem sendo largamente utilizados para fabricação de
rotores de turbinas a vapor desde a década de 1950. A partir de então, vem sendo
desenvolvidas tecnologias para o uso destes aços na fabricação de turbinas de grande
porte. O desempenho dos rotores de turbina foi melhorado pelo desenvolvimento de
tecnologias de fabricação de peças forjadas de alta pureza.
As condições de produção e os ciclos de tratamentos térmicos são de crucial
importância para se estabelecer a excelência nas condições de operação e a máxima
resistência à fluência do aço, já que podem ocorrer importantes mudanças na
microestrutura nessas condições. Sendo assim, essas mudanças e os fatores que afetam o
comportamento do material em fluência vem sendo largamente estudados.
A condição ideal para a produção de tais aços está diretamente ligada ao
desenvolvimento tecnológico na etapa de fundição do aço. O desenvolvimento de fornos
a vácuo tornou possível a produção de aços de alta pureza, e a implantação do método de
fusão secundária garantiu melhor qualidade dos aços para rotor forjado com uma
homogeneidade química mais limpa e uniforme. Dentre esses métodos de refusão está a
refusão por arco elétrico em vácuo (VAR), a qual foi foco no presente trabalho, e que
possibilita produzir ligas compostas por elementos altamente reativos com o oxigênio e
reduzir elementos deletérios às propriedades.
O objetivo deste trabalho foi avaliar as diferenças na microestrutura e nas
propriedades mecânicas a temperatura ambiente entre amostras de aço 1Cr-Mo-V que
foram fundidos em forno elétrico aberto e que posteriormente foram refundidas no forno
a arco elétrico a vácuo da COPPE/UFRJ (VAR-COPPE), e amostras que também
passaram pelo mesmo processo de fundição em forno elétrico aberto mas que não
sofreram a refusão. As duas amostras, refundida e não refundida, foram forjadas a quente
em barras de perfil quadrado, e passaram pelas mesmas condições de tratamento térmico
de dupla normalização e revenido, condições estas que são as mesmas usadas na
fabricação dos rotores 1Cr-Mo-V forjados.
Os ensaios foram feitos com o objetivo de avaliar as consequências da refusão na
microestrutura e nas propriedades. Para esta avaliação, foram retiradas amostras das
peças, refundida e não refundida, já forjadas e tratadas termicamente. Essas amostras
2
passaram por metalografia para observação, através de microscopia ótica, e comparação
da microestrutura nas duas condições. Além disso, foram realizadas análises das
inclusões nas amostras preparadas sem ataque químico, através de microscopia ótica,
microscopia eletrônica de varredura (MEV) e espectrometria de dispersão de raios-X
(Energy Dispersive Spectroscopy – EDS) para averiguar as diferenças entre a
distribuição, tamanho, quantidade e composição química das inclusões nas duas amostras.
Para informações a respeito das propriedades mecânicas a temperatura ambiente foram
realizados ensaios de dureza e microdureza Vickers, e ensaios de tração a temperatura
ambiente.
Os resultados mostraram que a refusão foi eficiente na redução do teor de alguns
elementos deletérios e na redução do tamanho e do número das inclusões de sulfeto de
manganês e silicato de manganês, passando de um nível de Severidade 2 para no
método D de classificação de inclusões da norma ASTM E45 [1]; além de contribuir para
uma distribuição mais homogênea tanto das inclusões como da microestrutura bainítica
apresentada. As medidas de propriedades mecânicas a temperatura ambiente não
mostraram alterações significativas, sendo assim, para avaliar de forma definitiva o ganho
de resistência do aço atribuída a refusão é necessária a realização de ensaios de fluência,
uma vez que o material trabalha nessas condições.
3
2. REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
2.1. Definição e funcionamento das turbinas a vapor
Uma turbina a vapor é um mecanismo rotativo que extrai energia térmica do fluxo
de vapor proveniente de um gerador de vapor, e o converte em trabalho útil. As turbinas
mais simples são constituídas por apenas um elemento móvel, a estrutura do rotor. A
turbina a vapor consome energia térmica do vapor d´água transformando-a em energia
mecânica, neste caso o fluido em movimento atua sobre as palhetas movendo-as e
impondo, desta forma, energia rotativa ao rotor. Quando um gerador é acoplado à turbina
a vapor, há a transformação da energia mecânica em energia elétrica. Sua eficiência pode
ser considerada boa quando comparada a outros tipos de turbinas, especialmente nas
turbinas de grandes capacidades acionadas por vapor de alta pressão [2].
Sua maior aplicação é no acionamento de bombas, compressores e geradores de
energia elétrica. Embora inventada e conhecida há alguns séculos, seu desenvolvimento e
aplicação de forma prática se deu principalmente a partir de meados do século 20 [2].
Os critérios de escolha do material empregado na fabricação dos componentes da
turbina dependem fortemente de diversos fatores, entre eles, as diferentes condições de
serviço (temperatura e pressão), sua dimensão, tipo de fabricação, esforços a que está
submetido o componente, além dos aspectos econômicos [2].
2.1.1. O rotor e sua função
Uma turbina a vapor é composta, basicamente de: estator (roda fixa), rotor (roda
móvel), expansor, palhetas, diafragmas, disco do rotor, tambor rotativo, coroa de
palhetas, aro de consolidação, labirinto, carcaças, mancais de apoio, mancais de escora,
válvulas, entre outros [2].
O Rotor (Figura 2.1) é o principal elemento da parte móvel da turbina. Ele gira em
torno do seu próprio eixo e é responsável por transmitir o torque ao acoplamento. No
rotor são fixadas as palhetas, responsáveis pela extração da potência mecânica do vapor
[2].
4
Figura 2.1 – Desenho esquemático do rotor de alta e média pressão de
turbinas a vapor. Adaptado de [3].
Existem três tipos básicos de construção dos rotores de turbinas a vapor:
monobloco, soldado e montado por interferência (shrunk disk). A Figura 2.2 apresenta
desenhos esquemáticos para os três tipos.
(a)
(b)
(c)
Figura 2.2 – Desenhos esquemáticos das configurações de montagens de
rotores de turbinas a vapor: (a) monobloco; (b) soldado; (c) montado por
interferência (shrunk disk). Adaptado de [2].
5
Os rotores de alta e média pressão costumam ser construídos de acordo com as
configurações monobloco ou soldado. É interessante lembrar que os rotores da
configuração monobloco costumam possuir um furo central (central bore). Esse furo
costuma ser feito para remoção de impurezas metalúrgicas provenientes do processo de
fabricação do componente. O acúmulo dessas impurezas numa mesma região favorece a
nucleação de trincas [2].
O rotor é geralmente fabricado com aços de baixa liga e alta pureza como, por
exemplo, o aço 1Cr-Mo-V que será alvo do estudo do presente trabalho. A produção
desses aços de alta pureza com exigências cada vez mais rigorosas foi alcançada a partir
do desenvolvimento tecnológico na etapa de obtenção do aço, utilizando-se fornos a
vácuo e adicionando-se o método de fusão secundária ao processo.
Os rotores de turbinas de alta e média pressão, que serão os tratados neste
trabalho, geralmente possuem a configuração monobloco que trata-se de uma peça única
fundida, forjada e tratada termicamente, obtendo-se assim a microestrutura ideal que irá
promover à peça a resistência necessária à utilização. O forjado deve ser cuidadosamente
balanceado e livre de imperfeições superficiais, que podem funcionar com concentradoras
de tensões, o que reduz a resistência à fadiga termomecânica [2].
2.2. Propriedades necessárias a um material para utilização na fabricação de
rotores forjados
Muitos avanços foram feitos no sentido de se produzir diferentes tipos de turbinas
com a máxima eficiência, como por exemplo, turbinas de alta pressão (AP), de média
pressão (MP) e turbinas que combinam altas e médias pressões (AP / MP). Estas turbinas
avançadas são desenvolvidas através da aplicação de determinadas tecnologias de
produção, mas os avanços tecnológicos recentes vêm sendo um grande diferencial no
aperfeiçoamento e no maior ganho de eficiência destes equipamentos. Um dos pontos
principais na produção de rotores de turbinas forjados de alto desempenho é o
aperfeiçoamento dos aços utilizados na fabricação destes componentes [4].
6
A produção de aços de alta pureza com o mínimo de elementos residuais e livres
de inclusões é o principal fato que permitiu um importante ganho de propriedades como,
por exemplo, o aumento da vida em fluência desses aços [4].
De início, lingotes homogêneos com o mínimo de segregação, inclusões não-
metálicas e porosidades devem ser feitos com uma composição química homogênea
durante todo o processo de fundição. Após isto, o processo de forjamento se faz
necessário para consolidar as porosidades, eliminar a estrutura dendrítica de solidificação
e promover a formação de grãos equiaxiais através de recristalização dinâmica. Por fim
faz-se um tratamento térmico para eliminar as tensões residuais deixadas pelo forjamento
e para conferir as propriedades requeridas [4].
2.2.1. O material
O aço 1Cr-Mo-V – designação ASTM A 470/A 470M Grau D Classe 8 [5] – é um
típico aço baixa liga para rotor forjado de turbinas AP / MP de alta temperatura. A
presença de vanádio confere uma fina precipitação de carboneto de vanádio que promove
ao aço elevada resistência à fluência. O rotor feito do aço 1Cr-Mo-V é geralmente
utilizado em temperaturas de vapor de até 565°C. Embora a resistência à fluência do
material seja elevada, o aço 1Cr-Mo-V tem uma tenacidade à fratura relativamente baixa.
Houve muita pesquisa e discussões entre os construtores de turbinas para determinar o
equilíbrio ideal entre tenacidade, resistência à fluência e tratamentos térmicos no
desenvolvimento das propriedades requeridas [6].
A Tabela 2.1 prevê o requisito padrão de composição química do material
estabelecido pela norma ASTM A 470/A 470M Grau D Classe 8 [5].
Tabela 2.1 – Requisitos de composição química. Adaptado de [5].
Norma Designação Composição Química [% em peso]
C Si Mn P S Ni Cr Mo V
ASTM A470
Cl. 8
Máx 0,35 0,10 1,00 0,012 0,015 0,75 1,50 1,50 0,30
Min 0,25 - - - - - 1,05 1,00 0,20
7
2.2.2. Microestrutura típica
A microestrutura observada nos aços 1Cr-Mo-V para rotores de turbinas a vapor
forjados é a bainita. Trata-se de uma mistura das fases ferrita e cementita (Fe3C), sendo
assim, depende da partição controlada por difusão entre essas duas fases, mas também
envolve forças cisalhantes análogas às que ocorrem nas transformações martensíticas. A
bainita é uma microestrutura metaestável que não esta prevista no diagrama Fe-C [7, 8,
9].
Uma microestrutura bainítica típica de um aço 1Cr-Mo-V de rotor forjado pode
ser observada na Figura 2.3.
Figura 2.3 – Micrografia de um aço 1Cr-Mo-V de rotor forjado, feita com
240x de aumento. Fonte: Laboratório de Metalografia do CEPEL.
Existem duas morfologias ou formas principais de bainita, isto é, a bainita
superior (ripas) formada em temperaturas mais altas (logo abaixo daquelas para a
formação da perlita), e a bainita inferior (placas) que se forma em temperaturas menores,
próximas as de transformação martensítica, como mostra a Figura 2.4. A bainita superior
é formada por finas agulhas de ferrita e pelas partículas de cementita que precipitam entre
os cristais de ferrita na austenita enriquecida pela rejeição de carbono. Já na bainita
inferior os cristais de cementita precipitam tanto entre as agulhas de ferrita quanto dentro
8
delas, isso ocorre por que em temperaturas mais baixas a difusão do carbono é mais lenta,
por isso a cementita precipitada na bainita inferior é significativamente mais fina do que
aquela formada na bainita superior. Quanto mais baixa for a temperatura de formação da
bainita, mais fina é a dispersão de carbonetos e maior a dureza e resistência mecânica do
aço [7, 8].
Figura 2.4 – Parte do diagrama de transformação isotérmica para uma liga
Fe-C de composição eutetóide. Adaptado de [7].
2.2.3. Propriedades mecânicas
As tecnologias de fabricação de aços 1Cr-Mo-V forjados foram desenvolvidas
para rotores de turbinas de grande porte. O estabelecimento da maioria das condições de
produção e tratamentos adequados é essencial na obtenção de aços com excelentes
propriedades mecânicas como resistência a fluência, ductilidade e tenacidade [5, 10].
9
A norma ASTM A470/A470M Classe 8 [5] prevê requisitos padrão ao material,
como propriedades de tração a temperatura ambiente e tenacidade. Esses requisitos estão
apresentados nas Tabelas 2.2 e 2.3 respectivamente.
Tabela 2.2 – Requisitos das propriedades de tração. Adaptado de [5].
Resistência a Tração
– Tensão máxima
[MPa]
Tensão Limite de
Escoamento [MPa]
Deformação
longitudinal [%]
Redução da área
radial [%]
725 – 860 585 17 38
Tabela 2.3 – Requisitos de tenacidade. Adaptado de [5].
Temperatura de Transição FATT50 [oC]
Energia de Impacto a temperatura ambiente
[J]
121 8
As informações quanto à vida em fluência do material não estão disponíveis em
normas, mas já foram bastante estudadas e podem ser encontradas na literatura. Alguns
desses dados encontrados em [10] estão apresentados na Figura 2.5:
Figura 2.5 – Dados de resistência à ruptura por fluência para aços 1Cr-
Mo-V forjados. Adaptado de [10].
10
Os dados de ruptura por fluência da Figura 2.5 foram analisados utilizando-se o
método de parâmetro Manson-Haferd [10]. A curva mestre de ruptura é mostrada na
Figura 2.6.
Figura 2.6 – Curva Mestre de ruptura pelo método do parâmetro Manson-
Haferd para aços 1Cr-Mo-V forjados. Adaptado de [10].
A Figura 2.7 mostra esquematicamente a relação entre a resistência à ruptura por
fluência de 100.000 h e a tenacidade (FATT50 - Fracture Appearance Transition
Temperature) como uma função da microestrutura do aço 1Cr-Mo-V a partir do diagrama
TTT (Diagrama Transformação-Tempo-Temperatura). A resistência à ruptura por
fluência máxima deste tipo de aço é conseguido com uma estrutura de bainíta superior.
11
Figura 2.7 – Resistência à ruptura por fluência e Tenacidade FATT para
aços 1Cr-Mo-V como função de microestruturas (martensita, bainita e
ferrita) obtidas pelo resfriamento a partir do campo austenítico
(esquemático). Adaptado de [4].
12
2.3. Importância da refusão nas propriedades do aço 1Cr-Mo-V
2.3.1. Histórico
As exigências cada vez mais rigorosas e a crescente demanda de usinas a vapor
por rotores de turbina forjados com uma melhor solidez, maior ductilidade, tenacidade e
homogeneidade, levaram à melhoria dos processos de produção de aços resistentes ao
calor no século passado. A fusão convencional e processos de fundição apenas já não
eram mais suficientes. Isto levou a uma prática em que o material já fundido e refinado
passou a ser refundido a fim de se obter peças forjadas de alta pureza [11].
As Figuras 2.8 e 2.9 dão uma visão aproximada do desenvolvimento histórico dos
processos de produção de aços de rotores ao longo do século 20 e da redução no conteúdo
de fósforo e enxofre como os principais indicadores da eficácia desses processos
siderúrgicos [4, 12, 13].
Figura 2.8 – Desenvolvimento histórico dos processos de fusão dos aços
baixa liga e os conteúdos de P e S alcançados. Adaptado de [4].
13
Figura 2.9 – Histórico da mudança do teor de P e S em aços para rotores
forjados BP. Adaptado de [4].
No início do século passado apenas o processo Thomas (processo Bessemer) e
processos de fornos abertos, que possuem altos teores de P e S estavam disponíveis.
Com o passar do tempo, materiais de turbina passaram a ser fundidos ao ar e
refinados em fornos de soleira abertos (open hearth furnaces - BOH), com isso a
absorção de hidrogênio no aço era um dos mais graves problemas do processo, uma vez
que o hidrogênio provoca defeitos tais como descamação, mas, apesar disso o processo
era muito rentável e tinha níveis muito baixos de P e S [4].
O problema da descamação foi resolvido com a instalação de equipamentos de
desgaseificação a vácuo como o tipo Bochumer-Verein introduzidos na década de 1950.
Através da utilização de equipamentos de vácuo, o BOH e o forno básico de arco elétrico
(electric-arc furnace - EAF), os quais tendem a absorver hidrogênio durante o refino, mas
são superiores na capacidade de refino, puderam ser usados, levando a uma melhoria nas
propriedades dos materiais [4, 14].
14
A produção de aço por conversores LD (basic oxygen fournace - BOF) começou
em 1952. O conversor LD, que trabalha com uma quantidade elevada de ferro-gusa
(quase 70%), oferece uma maneira muito econômica para a produção de aços limpos com
menores conteúdos de P, S e outros elementos deletérios, como As, Sb e Sn. Outra
melhoria no tratamento a vácuo foi criada em 1961 com a adoção do processo de carbo-
desoxidação a vácuo (vacuum carbon deoxidisation - VCD). A tecnologia do VCD tem
sido aplicada com sucesso para materiais de turbinas a vapor. O VCD permite a remoção
de oxigênio por meio de reação com o carbono formando CO que é, em seguida,
removido da corrente de vazamento através do sistema de vácuo. Isto proporcionou aços
mais limpos do que a prática anterior em que o oxigênio era reagido com desoxidantes
sólidos (Si, Al) que resultaram inclusões indesejáveis de silicato e de óxido de alumínio
[4].
A melhor qualidade dos aços para rotor forjado com uma homogeneidade química
mais limpa e uniforme foi conseguida após o emprego dos métodos de refusão
secundária: a refusão por eletroescória (ESR) no meio da década de 1960 e a refusão por
arco elétrico a vácuo (VAR), no final da década de 1960. Uma das vantagens do processo
ESR é a obtenção do baixo teor de S (cerca de 0,002%). A fusão por indução em vácuo
(vacuum induction melting - VIM), assim como o VAR, também fornece conteúdo muito
baixos de gás, mas o risco de retrações no lingote exige uma refusão (ESR ou VAR) após
o processo de VIM, além disso, o uso do VIM para a produção de rotor forjado é
incomum [4].
No meio da década de 1970, com o aumento da capacidade das usinas, rotores de
turbina forjados maiores eram necessários e novas tecnologias de produção foram
desenvolvidas. Um método de vazamento usando vários fornos foi desenvolvido como
uma nova tecnologia de fundição para forjados tão grandes. Os fornos de panela (ladle
refining furnace – LRF) submeteram, posteriormente, o forno elétrico a arco apenas ao
papel de fusão. Os LRF foram instalados para manter o aço derretido após o refino no
forno elétrico. Com o desenvolvimento dos LRF, diversas combinações de aquecimento,
degaseificação, dessulfuração, e métodos de o controle de inclusão são possíveis, a fim de
proporcionar a fabricação de grandes forjados com alta qualidade [15, 13]. Esta
metalurgia de panela permite conteúdos de P e S na gama de 0,002%.
15
Por outro lado, fornos de refusão por eletroescória (electic slag remelting - ESR)
assim como de refusão a arco elétrico em vácuo (vacuum arc remelting - VAR) ainda são
utilizados para o refino e fundição de aços de alta qualidade, Figura 2.10. A capacidade
foi ampliada para atender às demandas de fundição de grandes turbinas de alta
temperatura feitas de aços de baixa e alta liga [4].
Através do desenvolvimento destas facilidades e tecnologias de produção, são
fabricados rotores forjados de alto desempenho e alta confiabilidade.
Figura 2.10 – Equipamentos para processo de (a) ESR e (b) VAR.
Adaptado de [4].
2.3.2. Refusão por arco elétrico em vácuo - Vacuum arc remelting (VAR)
Os três processos de refusão mais usuais na metalurgia moderna são a refusão em
forno a arco elétrico em vácuo (VAR), a refusão por feixe de elétrons (fornos EB) e o
refino pelo processo de refusão por eletroescória (ESR). Estes processos não só permitem
que a composição química requerida do material seja alcançada, mas também
influenciam efetivamente a sua microestrutura primária [11].
O VAR tem como objetivo produzir um lingote com estrutura controlada,
direcional, obtendo assim uma macroestrutura caracterizada por um grau
extraordinariamente elevado de homogeneidade, uma alta densidade, e a ausência de
16
segregações e de inclusões com cavidades causadas por contração [11]. No processo de
VAR, o resfriamento do aço fundido ocorre a uma taxa elevada para uma dada dimensão
do molde o que resulta em uma estrutura de solidificação superior e com menos
segregação quando comparado a outros processos como o de ESR, por exemplo [4].
No VAR a refusão do eletrodo é feita pela aplicação de um arco elétrico de
corrente continua, onde o eletrodo atua como catodo e a poça de fusão é o anodo. A
energia térmica cedida pelo arco funde a ponta do eletrodo e o lingote é progressivamente
formado na base de um cadinho de cobre arrefecido à água. Enquanto a água retira o
calor das paredes do cadinho também interfere no resfriamento da região fundida
adjacente e a solidificação ocorre no sentido do interior do material. A contração criada
pela solidificação do lingote produz um espaçamento entre a superfície do eletrodo e as
paredes do cadinho, reduzindo a condução de calor. Para solucionar esta questão, gás
inerte (usualmente, hélio) pode ser introduzido no espaço formado a fim de manter alta
troca térmica.
O design externo do forno VAR manteve-se relativamente constante ao longo dos
anos, no entanto, foram feitos progressos consideráveis no monitoramento do processo e
do controle, levando à possibilidade de automação completa. Este, por sua vez, teve uma
influência decisiva sobre os resultados metalúrgicos obtidos. A Figura 2.11 mostra o
desenho esquemático de um forno VAR moderno [11].
17
Figura 2.11 – Esquema de um forno VAR moderno. Adaptado de [16].
O emprego do vácuo resulta na remoção por evaporação de elementos residuais
com uma pressão de vapor elevada, tais como o Pb, Sn, Bi, Te, As e Cu, como
normalmente é necessário, mas também pode haver perda de elementos de liga como Mn,
Cr, etc. As investigações sobre o comportamento dos arcos foram realizadas a pressões
entre 1000 e 5x10-4
mbar. Verificou-se então que pressões abaixo de 2x10-2
mbar são
particularmente adequadas para as aplicações industriais. A refusão é então feita
normalmente a pressões de entre 10-2
e 10-3
mbar [11].
Algumas das principais vantagens de um processo que envolve a refusão de um
eletrodo consumível sob vácuo são: a remoção de gases dissolvidos tal como hidrogênio e
nitrogênio; a redução no conteúdo de elementos deletérios com elevada pressão de vapor;
a redução dos óxidos indesejáveis; e a obtenção de uma estrutura de solidificação
18
direcional a partir da base até o topo do lingote, permitindo a redução das macro e micro
segregações. Além disso, a remoção das inclusões óxidas do metal é muito eficiente.
Óxidos e nitretos menos estáveis termicamente são dissociados ou reagidos com o
carbono presente, e, em seguida, removidos por meio de fase gasosa. No entanto, as
inclusões óxidas em ligas resistentes a altas temperaturas são predominantemente muito
estáveis (Al2O3, TiCN, espinelas), sendo assim, a remoção dessas impurezas não
metálicas é feita principalmente por flotação. As demais inclusões que permanecem
mesmo depois do lingote refundido, por sua vez, são extremamente finas e muito bem
distribuídas [11].
Os principais parâmetros de fusão são a corrente de fusão, a velocidade de fusão,
a posição do eletrodo, espaçamento do arco, diâmetros do eletrodo e do lingote e a
pressão da atmosfera do forno. O computador determina a taxa de alimentação média da
fusão, juntamente com a tensão adequada [11].
Um modo de operação do arco estável é particularmente importante para a
qualidade do lingote refundido, assim como para a vida em serviço do cadinho e do
molde. Sendo assim, conforme o eletrodo é consumido, o braço de deslocamento onde
está fixado movimenta-se na direção da poça de fusão, de forma a manter o espaçamento
de arco constante [11].
A produção de lingotes homogêneos e praticamente livre de inclusões requer uma
coordenação cuidadosa dos parâmetros de refusão, sendo a intensidade da corrente de
fusão o fator com uma influência particularmente decisiva sobre a geometria da poça de
fusão e as condições de solidificação [11].
2.3.3. Influência dos elementos deletérios nas propriedades do aço 1Cr-Mo-V
A resistência a fluência do aço 1Cr-Mo-V é fortemente afetada por elementos de
impurezas, tais como P , S , Mn, Sn, As, Sb, Mg e assim por diante. A redução da
resistência a fluência em longo prazo é causada pela formação de vazios devido o
coalescimento dos carbonetos nos contornos de grão e, posteriormente, o coalescimento
desses vazios e a formação de trincas, além disso, as inclusões encontradas nesses aços
não são estáveis a altas temperaturas e coalescem facilmente favorecendo também a
19
formação desses vazios, causando a complexa degradação das propriedades. Além disso,
há também o efeito da fragilização ao revenido durante o uso do componente causada
pela segregação desses elementos [10].
Para solucionar este problema se faz necessária e indispensável a prática da
refusão à vácuo, como já foi descrito detalhadamente.
2.4. Processo de obtenção do rotor
A fabricação de rotores forjados para turbinas a vapor é bem conhecida. A
primeira etapa é a fundição para obtenção das especificações requeridas ao aço, a
segunda etapa é o forjamento a quente para dar forma ao rotor. Posteriormente, são feitos
os tratamentos térmicos seguidos de usinagem e acabamento e, finalmente, os ensaios de
avaliação da integridade estrutural e mecânica da peça.
O processo de fabricação do rotor pode ser visto na Figura 2.12.
Figura 2.12 – Processo de produção típica para grandes rotores de turbina
a vapor. Adaptado de [4].
20
2.4.1. Fundição
Após o processo de fundição e refino convencionais, o aço fundido é lançado por
cima em um molde com formato do lingote, ou um molde feito de ferro fundido é
preenchido por tubos refratários pela parte inferior até que ele se encha completamente.
No caso de lingotes para fabricação de grandes rotores de turbinas a vapor forjadas, o aço
fundido é derramado de cima em um grande tanque (molde) a vácuo. Durante o
vazamento se procede uma redução adicional dos elementos gasosos no tanque a vácuo
[4].
Após a fusão em EAF e refino em LRF os lingotes passam por uma refusão que
pode ser feita por diferentes métodos, entre eles o ESR e o VAR. No presente trabalho o
método utilizado nesta refusão foi o VAR, o qual já foi descrito detalhadamente. O
processo de refusão é feito com o objetivo de se obter um maior refino do aço
aumentando assim sua qualidade já que este processo reduz consideravelmente a presença
de elementos residuais e inclusões.
No caso do VAR, o aço refundido é novamente solidificado em forma de lingotes
num cadinho arrefecido a água, como já foi mencionado.
2.4.2. Forjamento
O Forjamento é um processo de conformação mecânica, ou seja, mediante
aplicação de esforços mecânicos altera-se plasticamente a forma dos materiais por
martelamento em que se aplicam golpes de impacto rápidos sobre a superfície do metal,
ou aplicação gradativa de uma pressão submetendo o metal a uma força compressiva
aplicada relativamente de uma forma lenta. De todos os processos de fabricação, a
conformação mecânica tem um papel fundamental porque produz peças com excelentes
propriedades mecânicas e com mínima perda do material, oferecendo assim um menor
custo de fabricação [17, 18].
O processo de forjamento pode ser classificado quanto a temperatura de trabalho,
ou seja, o material a ser conformado é ou não previamente aquecido a uma determinada
temperatura (forjamento a quente ou a frio). Além disso, o processo de forjamento
21
subdivide-se também em duas categorias: forjamento livre, ou em matriz aberta, e
forjamento em matriz fechada, conhecido apenas como forjamento em matriz [17].
Nos rotores o maior objetivo do estágio inicial do forjamento é a consolidação das
porosidades formadas durante o processo de solidificação e a homogeinização do
material. Em seguida o material é forjado para dar forma ao produto. Processos de
forjamento específicos vêm sendo desenvolvidos e aplicados para a otimização dos
efeitos do forjamento.
Geralmente, o processo de forjamento dos rotores consiste em várias etapas. A
temperatura de aquecimento ótima para cada etapa do trabalho a quente é determinada
considerando o comportamento da recristalização dinâmica do material, a sua resistência
ao trabalho a quente, o comportamento de crescimento dos grãos, o efeito de difusão das
heterogeneidades, tais como segregação, e assim por diante. Antes da operação de
forjamento, em geral, as extremidades do lingote são descartadas para remover a parte
que contém as grandes segregações e inclusões não metálicas. Na fase inicial do processo
de forjamento, é executado o recalque a quente. O recalque de um tarugo cilíndrico entre
duas matrizes planas é a operação mais simples do forjamento livre. A altura do lingote é
reduzida pelo recalque a quente e o diâmetro é reforçado para melhorar a
homogeneidade. Matrizes e grau de trabalho a quente são cuidadosamente projetados
para obtenção do maior efeito de forjamento. O nível de desempenho do forjamento que é
conseguido é definido pela obtenção de uma microestrutura fina e uniforme [4, 18].
2.4.3. Tratamentos térmicos
O tratamento térmico tem como principal objetivo o desenvolvimento das
propriedades mecânicas alvo, tais como a resistência, tenacidade e resistência à fluência,
pois permite a formação de uma microestrutura com uma boa estabilidade térmica. O
processo global de tratamento térmico envolve várias etapas de aquecimento e depende
em grande parte da especificação do material. A diferença na velocidade de aquecimento,
na taxa de resfriamento e tempo de retenção a partir da superfície para o centro do grande
diâmetro do forjado têm de ser consideradas a fim de alcançar as propriedades desejadas.
22
O tratamento térmico de rotores de turbina forjados é constituído por um
tratamento térmico preliminar que é realizado logo após o forjamento, e um tratamento
térmico principal (quality heat treatment) que é realizado posteriormente. Um tratamento
térmico de alívio de tensões também é realizado após o tratamento térmico principal [4].
2.4.3.1. Efeito das condições de tratamento térmico na resistência à fluência do aço
1Cr-Mo-V forjado
A resistência à fluência é a propriedade mais importante para os rotores de
turbina, a tenacidade e resistência à fadiga termomecânica também são de grande
relevância. É importante que essas propriedades sejam mantidas durante a vida útil do
rotor, e a condição de tratamento térmico é um dos tópicos que devem ser observados a
fim de se obter as propriedades mais adequadas. Têmpera em água e revenimento foram
inicialmente utilizados como tratamento térmico de peças forjadas de rotor, e a
normalização foi introduzida mais tarde. Uma alta resistência era facilmente obtida por
têmpera em água, mas esta propiciava trincas de têmpera. Por outro lado, esta elevada
resistência não podia ser obtida por resfriamento ao ar. Por isso, o método de tratamento
térmico usando spray de água foi desenvolvido, e tornou-se possível controlar qualquer
condição de resfriamento entre a têmpera a água e o resfriamento ao ar. O rotor de turbina
é usualmente fabricado utilizando este método [10].
2.4.3.2. Tratamento térmico preliminar
2.4.3.2.1. Normalização
O forjamento de barras para formas complexas é realizado a altas temperaturas
chegando ao campo de fase austenítica. A essas temperaturas o crescimento do grão é
acelerado produzindo como resultado grãos austeníticos grosseiros. Além disso, a
quantidade de deformação imposta durante a forja de peças complexas é variável em cada
região da peça, e consequentemente o tamanho de grão austenítico também irá variar
23
consideravelmente para cada região. No resfriamento após o processo de forjamento, a
austenita se transforma resultando em microestruturas grosseiras de ferrita e perlita [7].
Após o processo de forjamento, o tratamento térmico preliminar é realizado
visando o relaxamento das tensões introduzidas pelo trabalho a quente e o refino dos
grãos grosseiros formados durante o processo de forjamento. Uma vez que, geralmente, é
difícil desenvolver uma estrutura de grãos pequenos em grandes peças forjadas através de
recristalização dinâmica por trabalho a quente, o tratamento térmico preliminar é
importante no desenvolvimento de uma microestrutura de grãos finos. Um tratamento
térmico típico que tem como objetivo refinar grãos grosseiros é o tratamento de
normalização [4].
No processo de normalização, o material é resfriado ao final do forjamento para
desenvolver a microestrutura ferrítica e, em seguida, é aquecido novamente [4]. O
aquecimento do aço é feito até temperaturas um pouco acima de Ac3 para aços
hipoeutetóides e acima de Acm para hipereutetóides [7]. A Figura 2.13 mostra a faixa de
temperatura utilizada na normalização. Quando a superfície do forjado atinge a
temperatura de austenitização, o material é mantido nesta temperatura por tempo
suficiente para que a temperatura no centro do forjado também atinja a temperatura de
austenitização [4]. Durante o aquecimento, ocorre a nucleação uniforme de novos grãos
de austenita refinando a microestrutura grosseira deixada após o forjamento. O
aquecimento é seguido de resfriamento ao ar [7].
24
Figura 2.13 – Parte do Diagrama Fe-C com as faixas de temperatura para
os tratamentos térmicos de recozimento e normalização. Adaptado de [7].
As temperaturas usuais do processo de normalização são mantidas abaixo
daquelas que promovem o crescimento de grão, sendo assim os grãos de austenita
permanecem finos, transformando-se em microestruturas ferrítico-perlíticas refinadas e
uniformes durante o resfriamento ao ar. As estruturas normalizadas resultantes facilitam
tratamentos térmicos subsequentes como a esferoidização ou um tratamento final de
endurecimento [7].
O comportamento de refino do grão durante a transformação austenitica pode ser
afetado pela taxa de aquecimento. Taxas de aquecimento mais elevadas tendem a
desenvolver grãos austeníticos mais finos. No entanto, para os grandes forjados, a taxa de
aquecimento que é alcançável no centro é pequena. Daí a importância de perceber que o
resfriamento ao ar produz uma faixa de taxas de resfriamento dependendo do tamanho da
seção da peça. Diâmetros espessos resfriam ao ar a taxas muito menores devido ao maior
tempo necessário para conduzir o calor de regiões no interior da peça para a superfície,
dessa forma, em sessões muito espessas a superfície pode ser resfriada a taxas muito
25
maiores que no interior, de forma que a expansão volumétrica que acompanha a
transformação da austenita acontece primeiramente na superfície e só em seguida no
núcleo, tendo-se como resultado a introdução de tensões residuais trativas na superfície
do componente. Por isso, para peças forjadas onde há dificuldade no refino do grão,
dependendo da designação do material e das dimensões do forjado, o tratamento térmico
de normalização é repetido, reduzindo os grãos a cada tratamento [4, 7].
A Figura 2.14 mostra um desenho esquemático do ciclo de tratamento térmico de
normalização e revenido.
Figura 2.14 – Ciclo de aquecimento típico para tratamento térmico após o
forjamento. Normalização (T1) e revenido (T2). Adaptado de [4].
2.4.3.3. Tratamento térmico principal
2.4.3.3.1. Têmpera e revenido
No caso de materiais de rotores forjados, as propriedades desejadas são obtidas
através de tratamento térmico de têmpera, seguido de um tratamento térmico de revenido.
A têmpera é o tratamento térmico onde o material é resfriado a partir da temperatura de
austenitização (que é normalmente selecionada a uma temperatura que dissolve os
carbonetos nos aços) obtendo ao final a microestrutura desejada que garante as
propriedades apetecidas do material, tais como a resistência mecânica, dureza, tenacidade
e resisência a fluência. A microestrutura final obtida é função da temperatura de
austenitização, da composição química do aço (elementos de liga presentes) e da taxa de
resfriamento em que a têmpera é realizada. Um cuidado que deve ser tomado no
tratamento da têmpera é evitar o exagerado crescimento dos grãos durante a
26
austenitização (aquecimento), pois grãos austeniticos grosseiros darão origem a grãos
grosseiros na microestrutura final após a têmpera [4].
A fim de garantir alta resistência e tenacidade ao rotor forjado são preferíveis
microestruturas transformadas a baixas temperaturas como martensita e bainita. A
formação de ferrita e perlita, portanto, deve ser evitada, a fim de desenvolver uma boa
tenacidade e resistência a fluência. Em grandes peças forjadas, a taxa de resfriamento no
interior da peça é significativamente mais lenta do que a da região de superfície, sendo
assim a atenção deve ser focada no desenvolvimento da microestrutura desejada
principalmente no centro da peça. A microestrutura de uma grande estrutura forjada após
têmpera pode ser estimada através do Diagrama de Resfriamento Contínuo (Diagrama
CCT) que corresponde à taxa de resfriamento durante a têmpera, em cada porção do
forjado. A Figura 2.15 mostra exemplos de diagramas CCT de têmpera para um aço 1Cr-
Mo-V [4].
Figura 2.15 – Exemplos de Diagrama de Resfriamento Contínuo (CCT)
para aços 1Cr-Mo-V austenitizados a 970oC. Adaptado de [4].
Como ja foi mencionado anteriormente a têmpera por aspersão de água é o
método geralmente aplicados a fim de conseguir a taxa de resfriamento suficiente para
desenvolver uma microestrutura bainítica, ao longo de todo o volume de peças com
27
grandes diâmetros. Um efeito de resfriamento mais suave pode ser obtido por imersão em
um meio oleoso. Têmpera a óleo reduz o risco trincas, mas também pode reduzir a
resistência final obtida [19].
Logo após a têmpera, é realizado o tratamento térmico subcrítico conhecido como
revenido ou revenimento. O revenido tem como maior objetivo reduzir a fragilidade e
aumentar a tenacidade. O tratamento é realizado aquecendo-se o material abaixo da
temperatura de início da transformação austenítica, mantendo-o a esta temperatura
(abaixo de Ac1) durante tempo determinado e então resfriando-o ao ar. As propriedades
são controladas pela temperatura e tempo de revenimento. Temperaturas mais altas e
tempos mais longos geralmente reduzem a resistência e aumentam a tenacidade. Na
verdade, o balanço de propriedades (resistência/dureza e tenacidade) exigida em serviço é
o que determina as condições ideais de revenimento para uma dada aplicação. No caso
dos rotores, a temperatura e tempo ideais de revenido são aqueles que permitem a
precipitação fina e uniforme dos carbonetos que agregam resistência à fluência a peça [7,
20].
A fim de alcançar uma maior uniformidade na microestrutura a partir do melhor
efeito de tratamento térmico nos rotores forjados, o tratamento é geralmente realizado em
um forno vertical, com a peça em rotação. A Figura 2.16 apresenta um rotor forjado
aquecido em forno vertical [4].
28
Figura 2.16 – Rotor forjado tratado termicamente em forno vertical.
Adaptado de [4].
2.4.4. Usinagem
A usinagem é realizada em várias fases da produção do eixo de rotor forjado.
Após o tratamento térmico prévio, geralmente, é feita uma usinagem para garantir uma
superfície lisa para o exame de ultrassom. A superfície lisa, também contribui para um
aquecimento homogêneo durante o tratamento térmico principal. Carepas de óxidos
formadas durante a operação de forjamento, defeitos de superfície e a superfície
descarbonetada são removidos na usinagem [4].
Após o tratamento térmico principal, são realizadas usinagens de acabamento.
29
2.4.5. Testes metalúrgicos, mecânicos e análise não destrutiva (END)
Após o tratamento térmico, as amostras são submetidas a ensaios mecânicos e
metalúrgicos. As amostras são tipicamente várias porções tomadas a partir da superfície e
das duas extremidades da peça. Estes testes também são realizados no centro das peças
forjadas quando elas possuem um furo central. Os testes metalúrgicos e mecânicos
listados a seguir são os mais típicamente utilizados, mas não são necessariamente
realizados todos eles nas peças forjadas do rotor. Cada teste é realizado de acordo com
normas como ISO, ASTM, DIN, JIS, e assim por diante [21].
Análise química
Macroestrutura e impressão de Baumann
Microscopia (MO e MEV)
Ensaio de dureza
Ensaios de tração (em temperatura ambiente e temperatura elevada)
Teste de impacto Charpy
Ensaio de fluência
Ensaios de fadiga de baixo ciclo e de alto ciclo
Ensaios de medição da tenacidade à fratura
A fim de garantir a qualidade do forjamento também são realizados Ensaios Não
Destrutivos (END). Análises de superfície incluem o exame visual, teste de líquido
penetrante e de partículas magnéticas. Os testes de ultrassom são realizados como uma
análise volumétrica para detectar defeitos na peça. A fim de ter uma boa deteção dos
defeitos, como já foi mencionado, uma microestrutura fina e homogênea de grãos deve
ser formada, de modo a reduzir o nível de ruído e facilitar a deteção de pequenos defeitos
[21].
2.5. Comportamento do material em uso
2.5.1. Precipitação de fases durante o envelhecimento
Aços baixa liga 1Cr-Mo-V com uma microestrutura bainítica têm sido
amplamente utilizados em centrais de produção de energia a vapor, com uma temperatura
30
máxima de serviço de 525°C a cerca de 565°C. O uso generalizado deste aço é atribuído
principalmente a uma boa combinação de resistência e ductilidade em temperaturas
elevadas, que é resultado de um cuidadoso equilíbrio de elementos de liga e
microestrutura [23]. Daí a necessidade de se obter a melhor compreensão da
microestrutura destas ligas, e o entendimento das alterações nas propriedades mecânicas.
Além disso, estudo e caracterização da precipitação fornecem informações para a
avaliação da vida remanescente do material. A precipitação em aços 1Cr-Mo-V utilizados
em rotores é função da estrutura cristalina, da composição, do comportamento de
nucleação e da morfologia [20].
A presença de quatro principais elementos metálicos na liga (ferro, cromo,
molibdênio e vanádio) leva a uma química bastante complexa dos carbonetos, com até
seis tipos diferentes de carbonetos possíveis, cada um com uma gama de solubilidade
para os principais elementos constitutivos. Estes podem incluir MC (M4C3), M2C, M3C,
M6C, M7C3 e M23C6. O principal carboneto na peça no início da fabricação é M3C, rico
em ferro, mas com o tempo e temperatura, a população de carbonetos desloca-se para as
espécies mais termodinamicamente favoráveis, com a estabilidade dos carbonetos
formados, a partir de vários elementos, seguindo a sequência: V > Mo > Cr > Fe [24].
Nos aços resistentes a altas temperaturas os carbonetos que são precipitados
através de tratamentos térmicos são os que conferem resistência à fluência, pois
dificultam a movimentação das discordâncias e tem estabilidade térmica. Geralmente
existe um tratamento térmico e um processamento mecânico crítico para que seja atingida
a resistência ótima a alta temperatura, isto porque a maior resistência é obtida com as
partículas mais finas, as quais são mais estáveis. O crescimento do precipitado é
minimizado utilizando-se uma fase dispersa que seja praticamente insolúvel na matriz, de
forma a tornar lenta uma nova dissolução das partículas finas e o crescimento de
precipitados mais grosseiros [22].
Os grandes carbonetos formados durante o revenido são M3C, MC (M4C3) e, em
tempos mais longos de revenimento o M23C6 e M6C, o M2C e M7C3 também podem estar
presentes em pequenas quantidades. A proporção de cada carboneto precipitado varia
com o tempo e a temperatura de revenido. O revenido por tempo prolongado produz uma
redução na fração de volume de carboneto entre ripas e o coalescimento de carbonetos
nos contornos. A Figura 2.17 mostra as alterações na fração de peso de carbonetos
31
associadas com um revenido do aço 1Cr-Mo-V, em 704°C, após têmpera a partir de
953°C. Os precipitados, que podem estar presentes neste tipo de materiais são discutidos
em detalhe abaixo [20].
Figura 2.17 – Efeito do revenido prolongado a 704oC em aços 1Cr-Mo-V.
Adaptado de [20].
M3C: Em aços de baixa liga é essencialmente Fe3C, no qual molibdênio, cromo e
manganês podem se dissolver. Possui uma estrutura ortorrômbica. O M3C está
geralmente presente no aço 1Cr-Mo-V temperado como hastes ou tiras orientadas com
aproximadamente 1-2 µm de comprimento e até 200nm de espessura. Revenimentos
longos resultam no coalescimento e esferoidização do M3C [20].
M23C6: Ocorre no sistema Cr-C (Cr23C6) e no sistema Fe-Mo-Cr-C, (Fe, Cr,
Mo)23C6. Outros elementos, tais como o tungstênio e o vanádio, também podem estar
presentes em solução. Este carboneto tem uma estrutura cúbica complexa. A composição
exata dos M23C6 em aços 1Cr-Mo-V é dependente da quantidade de molibdênio presente
[20].
A morfologia do M23C6 no aço 1Cr-Mo-V temperado e revenido é irregular e
equiaxial. A nucleação ocorre quase que exclusivamente nos contornos de grão da
32
austenita prévia e entre as ripas da bainita. Durante o envelhecimento, M23C6 pode se
formar diretamente a partir do M3C. Já foram observados partículas de M23C6 com mais
de 1µm de diâmetro em aços 1Cr-Mo-V [20].
MC (M4C3): Rico em vanádio (frequentemente referido como VC), também é
denotado M4C3 (V4C3) e tem uma estrutura cúbica. A relação de composição deste
carboneto normalmente excede a M4C3, e é geralmente considerado como estando
próximo da composição efetiva de ligas binárias de V-C [20].
A morfologia do M4C3 no aço 1Cr-Mo-V austenitizado e revenido é geralmente
tipo placa, e nucleiam principalmente nas discordâncias dentro das ripas de bainita.
Entretanto, os maiores precipitados de M4C3 geralmente são retangulares. A gama de
tamanhos de partículas encontradas é grande (de menos de 10nm até maiores que 500nm)
e a distribuição é, muitas vezes, bimodal [20].
M2C: É frequentemente referido como Mo2C embora quantidades substanciais de
cromo, ferro, vanádio e tungstênio podem estar presentes neste carboneto. Tem uma
estrutura hexagonal. A morfologia do M2C no aço 1Cr-Mo-V é geralmente acicular na
forma de agulhas paralelas a direção (100). No material como-revenido o eixo maior das
agulhas se estende até 200nm, e o eixo menor até de cerca de 20nm. A nucleação de M2C
durante a têmpera ou envelhecimento ocorre frequentemente entre as ripas de bainita,
próximas às partículas de M3C e nas extremidades dos M4C3, produzindo o característico
carboneto "H" descrito por vários pesquisadores [20].
O M2C nem sempre está presente no aço 1Cr-Mo-V como temperado, e a fração
de volume deste carboneto é geralmente baixa. Revenimentos prolongados podem causar
engrossamento e dissolução do M2C, mas a composição dos carbonetos geralmente não
muda significativamente durante esses revenimentos longos [20].
M6C: É um carboneto rico em molibdênio, em que o ferro, cromo, vanádio e
tungstênio podem existir em solução. Tem uma estrutura CFC (tipo diamante). A
composição exata do M6C no aço 1Cr-Mo-V não é conhecida. A morfologia do M6C é
semelhante a do M23C6. É improvável que o M6C esteja presente no aço 1Cr-Mo-V
revenido, mas pode formar-se durante revenimentos longos. [20].
M7C3: É essencialmente um carboneto rico em cromo nos quais o ferro,
molibdênio, vanádio e tungstênio podem dissolver. Ele tem uma estrutura
33
pseudohexagonal. A ocorrência de M7C3 no aço 1Cr-Mo-V revenido é rara e sua
composição não é conhecida. Quando formado, as características morfológicas e os locais
de nucleação são semelhantes aos do M23C6 [20].
2.5.2. Fluência
Um dos fatores mais importantes que determinam a integridade de componentes
que funcionam a temperaturas elevadas é o seu comportamento em fluência. Devido a
ativação térmica, os materiais podem se deformar lenta e continuamente mesmo sob
carga (tensão) constante e, como resultado, alterações dimensionais inaceitáveis e a
consequente ruptura do componente podem ocorrer. A fluência é uma deformação
plástica lenta e contínua, termicamente assistida, dos materiais em função do tempo de
carregamento.
Apesar de, teoricamente, este fenômeno ser possível em qualquer temperatura
acima de zero Kelvin e sob carregamento abaixo do limite de escoamento estático, a
fluência é termicamente ativada e, por conseguinte só é considerada em projetos de
engenharia em que o metal estará submetido a temperaturas elevadas, geralmente acima
de 0,5TH, sendo TH a temperatura homóloga, que é a relação entre a temperatura absoluta
de trabalho e a temperatura absoluta de fusão do material [18].
As propriedades mecânicas de um material a altas temperaturas sofrem uma
influência muito grande dos processos controlados por difusão, pois a difusão acelera o
processo de fluência a temperaturas elevadas. Sendo assim, fenômenos como a
movimentação de discordâncias por escalagem, assim como a deformação nos contornos
de grão são facilitados em altas temperaturas. Além disso, a recristalização em metais
trabalhados a frio e o superenvelhecimento de ligas envelhecidas também são outros
fatores importantes a se considerar sobre as estabilidades metalúrgicas de ligas e metais a
altas temperaturas [18].
Entre os principais mecanismos de fluência em materiais cristalinos estão: o
deslizamento cruzado, deslizamento de contornos, movimentação de discordâncias
assistida por difusão (escalagem de discordâncias, por exemplo) e mecanismos de difusão
propriamente ditos (tanto nos contornos quanto no interior dos grãos). A fluência ocorre
34
normalmente pela combinação de dois ou mais dos mecanismos citados levando a fratura
intergranular [18].
Os ensaios de fluência mais comuns são aqueles realizados sob temperatura e
carga ou tensão uniaxiais constantes, em que é medida a deformação em função do
tempo.
Os ensaios de fluência de carga constante produzem curvas formadas por três
estágios básicos, como pode ser observado na Figura 2.18. O estágio I ou fluência
primária, no início do ensaio, não considera a deformação instantânea que ocorre
quando a carga está sendo aplicada ao corpo de prova. Este estágio é uma região de
inclinação decrescente onde o encruamento diminui a taxa de fluência ( ). No estágio II
(ou fluência secundária) a inclinação se torna aproximadamente constante. Pode-se
admitir que esse fenômeno ocorra por um equilíbrio entre o encruamento que tende a
reduzir a taxa de fluência e o aumento da taxa de recuperação, contribuindo para o
amolecimento, que tende a aumentar a taxa de fluência. Em temperaturas homólogas
elevadas, a fluência envolve principalmente a difusão, e assim, a taxa de recuperação é
elevada o suficiente para equilibrar o encruamento, e como consequência, há o
surgimento do estágio secundário. O valor médio da taxa de fluência durante este estágio
é denominado taxa mínima de fluência ( ) [4, 18].
O estágio III, ou fluência terciária, representa a parte final da curva quando a
inclinação cresce rapidamente até a fratura do corpo de prova. Neste estágio o aumento
da tensão e da evolução microestrutural incluindo a evolução do dano durante a fluência
superam o encruamento acelerando o processo de deformação. A evolução
microestrutural consiste de recuperação dinâmica, recristalização dinâmica,
coalescimento de precipitados e outros fenômenos, os quais causam o amolecimento e
reduzem a resistência à fluência. A evolução do dano inclui o desenvolvimento de vazios
e trincas de fluência, geralmente nos contornos de grão [4].
Nos ensaios feitos sob tensão constante não se observa a região de taxa de
fluência acelerada (região III) e a curva obtida é similar à curva B da Figura 2.18.
35
Figura 2.18 – Curva Típica de fluência mostrando os três estágios do
processo. Curva A, ensaio de carga constante; curva B, ensaio de tensão
constante. Adaptado de [18].
Os três estágios dependem fortemente da tensão aplicada e da temperatura. Com a
variação da tensão ou da temperatura, há a variação da extensão dos vários estágios,
como pode ser observado na Figura 2.19 [4, 18].
Figura 2.19 – Curvas esquemáticas de fluência variando com tensão e/ou
temperatura. Adaptado de [18].
36
A dependência da taxa de deformação por fluência no estado de equilíbrio ( )
com a tensão mecânica e a temperatura e é representada por uma equação da forma:
(2.1)
onde A é uma constante do material, σ é a tensão aplicada, n é o expoente de tensão
(parâmetro do material), QC é a energia de ativação para a fluência (parâmetro
característico do material), R é a constante universal dos gases e T é a temperatura [18].
2.5.2.1. Comportamento em fluência dos aços 1Cr-Mo-V – Degradação das
propriedades mecânicas após longo tempo de operação
Como já foi mencionado os rotores têm sido feitos, historicamente, a partir de
aços de baixa liga como o 1Cr-Mo-V, e tratados termicamente para produzir uma fina
dispersão de carbonetos de vanádio principalmente, e, portanto, boas propriedades de
fluência. No entanto, a falta de homogeneidade da composição e da microestrutura em
grandes peças forjadas, combinado com os vários regimes de temperatura e de tensão
associados ao uso do rotor, causa a complexa degradação das propriedades durante o
tempo de serviço.
Os mecanismos de degradação podem envolver fluência, fadiga de baixo ciclo
(termomecânica), interações entre fadiga-fluência em regiões de alta temperatura, assim
como a fragilização ao revenido devido a segregação de elementos deletérios. As áreas de
maior preocupação devido ao acúmulo de danos gerados pelos ciclos térmicos e pela
operação em regime permanente são o furo central (central bore) e regiões de
concentração de tensões [2]. A modificação da microestrutura, devido à utilização em
serviço de longa duração e em temperaturas elevadas pode envolver coalescimento,
transformação e esferoidização dos carbonetos, o que provoca a perda de resistência,
devido à formação de vazios e trincas durante o processo de fluência [10], bem como a
precipitação de novos carbonetos a partir de elementos em solução sólida ou em
detrimento de carbonetos menos estáveis (precipitação secundária). Todas essas
modificações exercem uma influência sobre as propriedades mecânicas resultando em
degradação e fratura dos aços em serviço [23, 24].
37
As alterações microestruturais estão apresentadas esquematicamente na Figura
2.20. Para este aço, o coalescimento dos carbonetos nos contornos de grão durante a
fluência é notável. A formação de subgrãos devido à migração dos contornos pode ser
observada nas vizinhanças dos contornos de grãos com carbonetos grosseiros. É possível
observar também uma baixa densidade de carbonetos finos nas proximidades dos
contornos [10]. O dano por fluência desse aço parece ser devido a uma combinação ente a
recuperação local perto dos contornos dos grãos e a formação de vazios e trincas.
Figura 2.20 – Representação esquemática da mudança microestrutural
durante a fluência. Adaptado de [10].
Além disso, sabe-se também que muitos componentes que operam em plantas de
geração de energia estão sujeitos, além da fluência, a condições de tensão-deformação
cíclicas complexas em altas temperaturas, ocorrendo fadiga termomecânica de baixo ciclo
que é resultado de variações transitórias de gradientes de temperatura nas condições de
operação. Tais variações são típicas, por exemplo, durante partidas, paradas e variações
de carga, situações sempre presentes durante a vida útil da turbina. Estas tensões térmicas
têm origem na expansão do material devido a variações de temperatura [25]. Para o aço
1Cr-Mo-V, tem sido consistentemente relatado que a degradação do material é resultado
da interação fadiga-fluência. Este fenômeno deve ser levado em conta na concepção do
material, porque mudanças na tensão implicam em perdas graduais na resistência e na
tenacidade a fratura ciclo-a-ciclo [23].
38
2.5.3. Fragilização ao revenido
A fragilização ao revenido (FR) é uma das principais causas de redução da
tenacidade dos aços. O problema é encontrado como resultado de exposição dos aços em
temperaturas entre 345 e 540oC. Revenidos, tratamentos térmicos pós-soldagem, ou
exposição ao serviço nesta faixa de temperatura devem ser evitados. O problema também
pode ser amenizado através de tratamento térmico acima deste intervalo, seguido de um
resfriamento rápido. Infelizmente, no caso de componentes de massa, tais como os
rotores, as taxas de resfriamento não são suficientemente rápidas e alguma fragilização
residual acaba ocorrendo. Além disso, mesmo após o tratamento térmico, a exposição do
componente durante o serviço no intervalo crítico também pode levar à fragilização. Os
rotores de turbinas AP / MP, invariavelmente, são expostos a temperatura crítica durante
o serviço e, portanto fragilização não pode ser evitada [26].
A FR está relacionada a mudanças nos contornos de grãos, e sempre se manifesta
como uma fratura intergranular. Em geral, a resistência à tração e a ductilidade
permanecem inalteradas, mas sob condições extremamente severas, a FR pode ser
detectada com uma diminuição nessas propriedades [26].
A FR manifesta-se como um deslocamento da curva de transição dútil-frágil para
a direita, de modo que a FATT do aço é aumentada (Figura 2.21). Este fenômeno pode
ser ou não acompanhado por uma redução do patamar superior de energia [7, 26].
39
Figura 2.21 – Gráfico esquemático do efeito da fragilização ao revenido
na temperatura de transição de aparência de fratura (FATT- Fracture
Appearance Transition Temperature) de um aço hipotético. O gráfico
evidencia o deslocamento da curva de transição dútil-frágil para a direita
aumentando a FATT. Adaptado de [7].
A cinética de fragilização segue uma curva em “C” com o tempo em função da
temperatura de revenido (Figura 2.22). A combinação ótima de fatores termodinâmicos e
cinéticos que favorecem a FR está no chamado cotovelo da curva C, onde está o tempo
mínimo para fragilização, e que ocorre em temperaturas entre 345 e 540oC dependendo
do aço [26].
40
Figura 2.22 – Curva C típica para um aço 2¼Cr-1Mo. As diferentes
curvas mostradas ocorrem devido a uma dependência de composição
química, tamanho de grão e microestrutura do aço. Adaptado de [26].
No caso de componentes que estão sujeitos a FR como rotores AP / MP e vasos de
pressão, as restrições atribuídas a FR são impostas sobre os procedimentos de partidas,
paradas e variações de carga. Para evitar o risco de fratura frágil durante essas transições,
o carregamento é evitado até que uma certa temperatura seja atingida. Por exemplo, os
rotores são pré-aquecidos até uma temperatura determinada antes do carregamento. Estes
requisitos resultam em custos adicionais de operação e de manutenção e perda de
produção. A FR, portanto, afeta negativamente a longevidade, a confiabilidade, a
eficiência e os custos operacionais de equipamentos de alta temperatura [26].
Atualmente, já está bem estabelecido que a segregação de elementos de impureza
como, por exemplo, o antimônio (Sb), o fósforo (P), o estanho (Sn) e o arsênio (As) para
os contornos de grão da austenita prévia é a principal causa da FR nos aços [7, 26].
Técnicas modernas de análise de superfície, como a espectroscopia por elétrons
Auger, permitiram investigações mais precisas das causas da FR. As análises mostram
não somente altas concentrações de átomos de impureza segregados para as superfícies
de fratura, mas também gradientes de concentração de elementos de liga. Estes
gradientes, de fato, estimulam a segregação de átomos de impureza para os contornos de
41
grão da austenita prévia que acabam por causar a decoesão dos contornos de grão dos
aços fragilizados no revenido [26].
Conforme descrito anteriormente, os elementos de impureza Sb, P, Sn e As
(listados em ordem decrescente de eficácia) são as principais causas que contribuem para
a FR. O antimônio geralmente não está presente em grandes quantidades nos aços
comerciais e, portanto, não é levado em consideração. O arsênico não é um potente
fragilizante e, portanto, também não é muito importante. Já o fósforo e o estanho são os
principais elementos residuais de maior preocupação [26].
Entre os elementos de liga, silício, manganês, níquel e cromo são conhecidos por
agravar os efeitos das impurezas. Quando estes elementos estão presentes combinados, o
efeito é aumentado ainda mais. É bem conhecido que o níquel e cromo combinados
aumentam a fragilização significativamente, mais do que qualquer elemento sozinho. Por
esta razão, os rotores de aço Ni-Cr-Mo-V são considerados muito mais susceptíveis à
fragilização do que rotores de aço 1Cr-Mo-Vconforme mostrado na Figura 2.23. No aço
1Cr-Mo-V os elementos que mais influênciam, além do fósforo, são o manganês e o
silício [26].
A combinação dos mecanismos de fluência, de fadiga termomecânica e do
fenômeno de fragilização ao revenido leva a degradação intensa dos rotores forjados. Isso
mostra a importância do controle de segregações e inclusões de elementos deletérios à
vida útil do componente em serviço, pois com o esse controle é possível reduzir os efeitos
não só da fluência, mas, principalmente, da fragilização.
42
Figura 2.23 – Efeito do teor de fósforo na fragilização ao revenido
(FATT) de três aços forjados. Adaptado de [26].
43
3. MATERIAIS E MÉTODOS
3.1. Material
O material utilizado para realização deste trabalho consiste em um aço 1Cr-1Mo-
0,25V (1Cr-Mo-V) para fabricação de rotores forjados de turbinas a vapor. As
especificações de fabricação do material seguiram a norma ASTM A470/A470M Grau D
Classe 8 [5].
3.2. Fabricação dos eletrodos
A primeira etapa consistiu na fabricação de oito eletrodos do aço especificado
com 60mm de diâmetro e 910mm de comprimento. Os eletrodos (Figura 3.1) foram
obtidos através de fusão em forno elétrico aberto por indução eletromagnética e foram
previamente preparados para o processo de refusão.
Figura 3.1 – Eletrodos fabricados para o processo de refusão.
44
3.3. Refusão dos eletrodos no VAR-COPPE (COPPE/UFRJ)
A Refusão foi realizada nas instalações do Laboratório Multiusuário de Fusão a
Arco da COPPE/UFRJ, no forno de refusão a arco em vácuo, modelo L200 da empresa
ALD Vacuum Technologies (Figura 3.2). Tais instalações e equipamentos são parte do
projeto de pesquisa identificado como FUJB-CDTN-EC-01 e coordenado pelos
professores Luiz Henrique de Almeida e Dilson Silva dos Santos.
Figura 3.2 - VAR-COPPE.
Essa refusão no forno VAR-COPPE foi realizada, dada a possibilidade de fusão
com menores pressões na câmara do forno, quando comparado aos fornos VAR
industriais normalmente utilizados, permitindo assim melhor controle de impurezas. A
Figura 3.3 mostra o eletrodo devidamente preparado para o processo de refusão.
Na refusão apenas a ¾ de cada eletrodo foi refundida (Figura 3.4), sendo assim
ficaram disponíveis oito eletrodos (fundidos) e oito lingotes correspondentes (refundidos)
denominados segundo a Tabela 3.1. Dessa forma foi possível observar a importância
desta etapa no processo de obtenção dos rotores, avaliando o material antes e após a
refusão.
45
Figura 3.3 – Dois dos eletrodos preparados para serem colocados no
VAR-COPPE.
Figura 3.4 – Eletrodos após a Refusão. Podem ser observados os lingotes
(refundidos) que foram retirados do cadinho do forno e as respectivas
sobras (eletrodos) que não passaram pela refusão.
46
Tabela 3.1 – Nomenclatura das peças obtidas após a fusão e a refusão
ELETRODOS – Não passaram pelo
processo de refusão no VAR/COPPE
LINGOTES – Passaram pelo processo
de refusão no VAR/COPPE
E1 L1
E2 L2
E3 L3
E4 L4
E5 L5
E6 L6
E7 L7
E8 L8
A Figura 3.5 apresenta os valores de corrente de fusão, voltagem e pressão na
câmara de fusão do forno. Nota-se no início e fim do processo a ocorrência de curtos
circuitos, evidenciados pelas quedas bruscas de voltagem. A corrente não apresentou
variações significativas dos valores definidos durante o processo. Com relação a pressão
na câmara, durante quase todo o processo de fusão se manteve em torno de 2 x 10-2
mbar,
com alguns picos próximo ao fim do processo.
47
Figura 3.5 – Gráfico mostrando as variações de corrente, voltagem e
pressão durante o processo de refusão do eletrodo E4.
Os lingotes refundidos e a sobra do eletrodo E4 que não passou pela refusão
foram forjados a quente em barras de perfil quadrado com aproximadamente 35mm de
lado. Após o forjamento, as barras passaram por tratamento térmico duplo de
normalização e por revenido, como indicado na norma ASTM A470/A470M [5].
O processo de têmpera que faz parte do método de fabricação de rotores forjados
como está descrito na seção 2.4.3.3 não foi necessário neste projeto, pois a espessura das
barras forjadas permitiu taxas de resfriamento aceleradas mesmo com resfriamento ao ar.
Já na fabricação de grandes rotores forjados, a taxa de resfriamento que é alcançável no
centro é pequena, sendo assim a têmpera é essencial para que se alcance a microestrutura
bainítica no centro do forjado.
As condições dos tratamentos térmicos estão expostas na Tabela 3.2. As barras
obtidas após forjamento e tratamento térmico podem ser observadas na Figura 3.6.
48
Tabela 3.2 – Condições dos tratamentos térmicos realizados no Eletrodo
E4 e nos Lingotes.
Primeira Normalização 980oC / 3 horas de patamar / resfriamento ao ar calmo
Segunda Normalização 920oC / 3 horas de patamar / resfriamento ao ar calmo
Revenimento 700oC / 4 horas de patamar / resfriamento no interior do forno
Figura 3.6 – Barras refundidas e Eletrodo E4 (não refundido), forjados e
tratados termicamente em mesmas condições.
As peças utilizadas para a realização do presente trabalho foram as identificadas
como E4 e L4.
3.4. Análise química
A análise química foi realizada pelo Laboratório de Análises Químicas do Centro
de Pesquisas de Energia Elétrica (CEPEL).
49
Os ensaios para determinação do teor de carbono (C), enxofre (S), silício (Si),
fósforo (P), molibdênio (Mo), manganês (Mn), alumínio (Al), cromo (Cr), níquel (Ni) e
vanádio (V) nas amostras E4 e L4 foram efetuados conforme metodologia implantada no
Laboratório de Análises Químicas utilizando-se os seguintes métodos analíticos:
Carbono e enxofre - Combustão direta (infravermelho)
Silício - Gravimetria e absorção atômica
Fósforo - Volumetria (hidróxido de sódio-acidemetria)
Manganês, molibdênio, alumínio, cromo, níquel e vanádio -
Espectrofotometria de absorção atômica
Os Equipamentos utilizados no ensaio foram um Analisador de carbono e enxofre
LECO CS300/HF300, um Espectrofotômetro de absorção atômica VARIAN AAS 220, e
uma Balança Analítica METTLER AE 240.
3.5. Preparação das amostras para metalografia
Toda a preparação metalográfica foi realizada no Laboratório de Metalografia do
CEPEL. Foram cortadas 2 amostras do Eletrodo E4 e 2 amostras do Lingote L4. As
amostras foram embutidas a quente no equipamento BUEHLER modelo SimpliMet®
3000 Automatic Mounting Press, sendo uma mostrando a face longitudinal da barra e
outra mostrando a face transversal. As amostras foram identificadas segundo a Tabela
3.3.
Tabela 3.3 – Nomenclatura das amostras
Eletrodo E4 Lingote L4
Face Longitudinal E4-L L4-L
Face Transversal E4-T L4-T
Após o embutimento as quatro amostras (E4-L, E4-T, L4-L, L4-T) foram lixadas
com lixas de granulometria 120, 220, 320, 400 e 600 mesh, respectivamente. O lixamento
50
foi feito durante 10 minutos em cada lixa no equipamento BUEHLER modelo EcoMet®
3000 Variable Seed Grinder-Polisher que trata-se de uma lixatriz/politriz automática
(Figura 3.7).
Figura 3.7 – Lixatriz/politriz automática localizada no Laboratório de
Metalografia do CEPEL.
Depois de lixadas as amostras foram polidas no mesmo equipamento em que
foram lixadas. Foram utilizados três diferentes panos com soluções de diamante de 9µm,
3µm e 1µm, respectivamente. As amostras foram polidas durante 10 minutos em cada
pano. As amostras já embutidas, lixadas e polidas podem ser observadas na Figura 3.8.
Figura 3.8 – Amostras embutidas a quente, lixadas e polidas.
51
3.6. Microscopia ótica
Após o preparo das superfícies, as amostras (sem ataque químico) foram
observadas e fotografadas no microscópio Olympus GX 71 disponível também no
Laboratório de Metalografia do CEPEL (Figura 3.9), a fim de analisar e comparar a
distribuição das inclusões nas amostras E4 e L4. Após obter as imagens necessárias as
amostras foram atacadas utilizando o reagente Vilela, cuja composição é na proporção de
100ml de etanol para 5ml de HCl e 1g de ácido pícrico. O ataque foi feito por imersão
durante 15 segundos.
Após revelar a microestrutura pelo ataque químico as amostras foram fotografadas
no microscópico em diferentes aumentos no software Olimpus Stream Motion.
Figura 3.9 – Microscópio Ótico Olympus GX 71, o qual se encontra no
Laboratório de Metalografia do CEPEL.
3.7. Microscópio eletrônico de varredura (MEV)
Para a observação da microestrutura e para avaliação da distribuição das inclusões
presentes por Microscopia Eletrônica de Varredura (MEV), foi utilizado o equipamento
ZEISS modelo EVO40, também disponível no Laboratório de Metalografia do CEPEL
52
(Figura 3.10). As observações e o registro de imagens foram realizadas com voltagem de
aceleração de 20kV, permitindo o MEV a visualização em modo de elétrons secundários
ou retroespalhados.
Para identificação da composição química das inclusões presentes nas amostras,
foi possível utilizar outro recurso para análise, a técnica semi-quantitativa de análise de
espectrometria de dispersão de raios-X (Energy Dispersive Spectroscopy – EDS) da
marca IXRF Systems, acoplado ao MEV.
Figura 3.10 – MEV localizado no Laboratório de Metalografia do CEPEL.
Os procedimentos de preparação das superfícies das amostras para MEV foram os
mesmos utilizados para microscopia ótica, assim como a solução de ataque. No caso de
amostras embutidas, entretanto, houve a necessidade de utilização de fita de carbono,
condutora.
53
3.8. Ensaio de dureza
Para obter resultados de dureza das amostras foram realizados ensaios de dureza e
microdureza Vickers. Os equipamentos utilizados para o ensaio de dureza e microdureza
foram, respectivamente, emco.TEST modelo M4C 750 G3 e BUEHLER modelo
Micromet 5103, os quais podem ser observados na Figura 3.11. Os ensaios foram
realizados segundo as normas ASTM E 92-82 (2003) [27] e ASTM E 384-05 [28].
No caso da dureza, a carga utilizada foi de 10Kgf em tempos de ensaio de 15
segundos. Já no ensaio de microdureza foram utilizadas cargas de 200gf em tempos de 10
segundos.
Tanto na dureza quanto na microdureza foram realizadas 10 identações em cada
amostra (E4 e L4) e então foi calculada a média dos resultados para cada ensaio.
(a) (b)
Figura 3.11 – Equipamentos para ensaio de (a) Dureza e (b) Microdureza
localizados no Laboratório de Metalografia do CEPEL.
54
3.9. Ensaio de tração
Para a realização dos ensaios de Tração foram confeccionados seis corpos de
prova, dos quais três foram retirados do Eletrodo E4 e os outros três foram retirados do
Lingote L4. Os corpos de prova foram usinados na Oficina Mecânica do CEPEL e todos
foram tomados na direção longitudinal das barras.
A Figura 3.12 mostra o desenho do corpo de prova de tração. As dimensões foram
baseadas na norma DIN EN 10002-1 [29].
O ensaio foi realizado a temperatura ambiente com o objetivo de obter dados da
diferença na resistência mecânica entre as amostras E4 e L4.
(a)
(b)
Figura 3.12 – (a) Dimensões do corpo de prova de tração e (b) foto de um
dos corpos de prova utilizados no trabalho. Norma DIN EM 10002-1 [29].
55
Os ensaios de Tração foram realizados em máquina de tração EMIC, modelo DL
30000N, com célula de carga de 10.000kgf e extensômetro de 25mm. O equipamento está
localizado no Laboratório de Ensaios Mecânicos do CEPEL (Figura 3.13).
(a) (b)
Figura 3.13 – Fotos tiradas durante a realização do ensaio de tração do
presente trabalho: (a) Vista geral; (b) Detalhe do corpo de prova com
extensômetro fixado.
Os ensaios de tração foram realizados com taxa de deformação convencional de
5,55x10-4
s-1
(velocidade do ensaio de 1mm/min). As dimensões da região útil dos corpos
de provas foram medidas com medidor de altura e paquímetro.
56
4. RESULTADOS E DISCUSSÃO
4.1. Composição química
A Tabela 4.1 mostra as composições químicas obtidas das amostras E4 e L4, e a
composição requerida pela norma ASTM A470/A 470M Grau D Classe 8 [5].
Tabela 4.1 – Resultados da Análise Química. (Dados em % em peso)
Norma ASTM A470/A 470M
Gr.D Classe 8
E4 L4
C 0,25 - 0,35 0,36 0,25
S 0,015 máx 0,011 0,009
Si 0,10 máx 0,03 0,04
P 0,012 máx 0,026 0,020
Mn 1,00 máx 0,75 0,50
Al - <0,01 <0,01
Mo 1,00 - 1,50 1,39 1,3
V 0,20-0,30 0,14 0,15
Ni 0,75 máx 0,08 0,09
Cr 1,05 -1,50 0,88 0,89
Foi verificado que o teor de cromo e de vanádio ficaram abaixo da especificação
requerida pela norma ASTM A470/A 470M Classe 8 [5] nas duas amostras e que o teor
de carbono ficou acima do requerido pela norma apenas na amostra não refundida.
O teor de fósforo foi reduzido após a refusão, mas ainda permaneceu acima da
especificação requerida pela norma.
Pode-se observar também que após a refusão além de uma redução no teor de
carbono, também houve redução nos teores de enxofre, fósforo e manganês. A redução
57
desses elementos era esperada e contribuiu de forma muito efetiva para a redução do
número de inclusões na estrutura do material.
4.2. Caracterização microestrutural
As Figuras 4.1 e 4.2 apresentam a observação por microscopia ótica que mostram
uma microestrutura composta de bainita. A Figura 4.1(a), amostra E4-L, mostra a
microestrutura recristalizada e alinhada no sentido de deformação do processo de
forjamento a quente. A microestrutura mostra-se heterogênea. Já na Figura 4.1(b),
amostra L4-L, é possível verificar uma microestrutura mais uniforme e homogênea.
Nas Figuras 4.1(a) e 4.2(a) pode-se observar as inclusões também alinhadas no
sentido da forja.
(a) (b)
(c) (d)
Figura 4.1 – Microscopia ótica feita com aumento de 200x; (a)E4-L
(b)L4-L (c)E4-T (d)L4-T
200 µm 200 µm
200 µm 200 µm
58
(a) (b)
(c) (d)
Figura 4.2 – Microscopia ótica feita com aumento de 500x; (a)E4-L
(b)L4-L (c)E4-T (d)L4-T
4.3. Análise das inclusões
4.3.1. Distribuição das inclusões
Analisando a distribuição das inclusões das amostras, verifica-se uma grande
diferença na quantidade e no tamanho das inclusões entre as amostras E4 e L4. As
amostras sem refusão (E4) apresentam inclusões maiores e em maior número quando
comparadas as amostras refundidas (L4).
É possível verificar também que as inclusões são alongadas e estão alinhadas no
sentido longitudinal da barra, de acordo com a solidificação e forjamento. Nas amostras
40 µm 40 µm
40 µm 40 µm
59
da seção transversal da barra (E4-T e L4-T) as inclusões mostram-se circulares e
menores, pois foram “cortadas”.
Para classificar as inclusões quanto a quantidade segundo a Norma ASTM E45
[1], foi feita a análise visual das imagens de microscopia ótica das amostras longitudinais,
com aumento de 100x e sem ataque químico (Figura 4.3(a) e (b)), a partir dessa análise
constatou-se que devido a refusão as inclusões passaram de uma classificação Tipo A e
Tipo C - Espessura fina - Severidade 2 pelo Método D, para uma classificação Tipo A e
Tipo C, - Espessura fina – Severidade pelo Método D. Além da análise visual, foi
feita uma análise quantitativa de imagem no software Olimpus Stream Motion medindo o
percentual de área ocupada pelas inclusões nas duas amostras para constatar
numericamente o que pode ser observado visualmente nas Figuras 4.3, 4.4 e 4.5.
Os valores estão expostos na Tabela 4.2 e foram obtidos a partir da análise de dez
imagens da amostra E4-L e dez imagens da amostra L4-L. Foi calculada então a média e
o desvio padrão desses valores.
Tabela 4.2 – Percentual de área ocupada pelas inclusões nas amostras E4-
L e L4-L obtidas a partir da análise quantitativa das imagens obtidas com
100x de aumento no microscópio ótico.
Amostra E4-L Amostra L4-L
Média 0,28% 0,06%
Desvio Padrão 0,08% 0,04%
A amostra E4-L possui 78,57% a mais de área ocupada pelas inclusões nas
imagens comparada a amostra L4-L.
60
(a) (b)
(c) (d)
Figura 4.3 - Microscopia ótica feita com aumento de 100x nas amostras
sem ataque químico; (a)E4-L (b)L4-L (c)E4-T (d)L4-T
200 µm 200 µm
200 µm 200 µm
61
(a) (b)
(c) (d)
Figura 4.4 - Microscopia ótica feita com aumento de 500x nas amostras
sem ataque químico; (a)E4-L (b)L4-L (c)E4-T (d)L4-T
40 µm 40 µm
40 µm 40 µm
62
(a) (b)
(c) (d)
Figura 4.5 – MEV com aumento de 1000x das amostras atacadas; (a)E4-L
(b)L4-L (c)E4-T (d)L4-T
4.3.2. Análise química das inclusões por EDS
As Figuras 4.6 a 4.14 mostram as análises feitas por EDS nas inclusões
encontradas nas amostras. Pôde-se observar que as inclusões são sulfetos de manganês e
silicatos de manganês em sua maioria, dessa forma, praticamente todas as inclusões estão
enquadradas no tipo A (Sulfetos) e tipo C (Silicatos) da Norma ASTM E45 [1]. Foi
possível verificar também que essas inclusões podem conter traços de elementos como
cromo, vanádio e alumínio, como pode ser observado nas Figuras 4.7, 4.9, 4.11, 4.12,
4.13 e 4.14. A presença do cromo e do vanádio nessas inclusões demonstra mais um
63
motivo do quão prejudicial elas são para as propriedades do aço, pois há a segregação
desses elementos para essas regiões.
Elementos Concentração [% em peso]
S 40.556
Mn 59.444
100.00
Figura 4.6 – MEV e EDS da amostra E4-L com aumento de 6770x
mostrando um sulfeto de manganês.
64
Elementos Concentração [% em peso]
Si 21.110
V 0.857
Mn 78.033
100.00
Figura 4.7 – MEV e EDS da amostra E4-T com aumento de 8000x
mostrando um silicato de manganês.
65
Elementos Concentração [%em peso]
S 38.177
Mn 61.823
100.00
Figura 4.8 – MEV e EDS da amostra E4-T com aumento de 8000x
mostrando um sulfeto de manganês.
66
Elementos Concentração[% em peso]
Al 10.066
Si 10.555
V 13.277
Cr 20.496
Mn 45.606
100.000
Figura 4.9 – MEV e EDS da amostra E4-T (sem ataque) com aumento de
10000x mostrando a segregação de elementos de liga como V e Cr para a
inclusão.
67
Elementos Concentração [% em peso]
Si 36.146
Mn 63.854
100.000
Figura 4.10 – MEV e EDS da amostra E4-T (sem ataque) com aumento de
10000x mostrando a segregação de elementos de liga como V e Cr para a
inclusão.
68
Elementos Concentração [% em peso]
S 24.678
V 0.943
Cr 2.291
Mn 34.646
Fe 37.442
100.000
Figura 4.11 – MEV e EDS da amostra L4-L com aumento de 12500x
mostrando a segregação de elementos de liga como V e Cr para a inclusão.
69
Elementos Concentração [% em peso]
S 30.198
Cr 0.842
Mn 44.961
Fe 23.999
100.000
Figura 4.12 – MEV e EDS da amostra L4-L com aumento de 12500x
mostrando um sulfeto de manganês.
70
Elementos Concentração [% em peso]
Al 2.610
Si 14.471
S 5.155
V 1.087
Cr 1.676
Mn 40.347
Fe 34.653
100.000
Figura 4.13 – MEV e EDS da amostra L4-T com aumento de 12300x
mostrando a segregação de elementos de liga como V e Cr para a inclusão.
71
Elementos Concentração[% em peso]
S 25.061
V 0.900
Cr 1.142
Mn 42.335
Fe 30.561
100.000
Figura 4.14 – MEV e EDS da amostra L4-T com aumento de 12300x
mostrando um sulfeto de manganês.
72
4.4. Dureza e microdureza
Os resultados obtidos para os ensaios de dureza e microdureza Vickers são
apresentados nas Tabelas 4.3 e 4.5. A Tabela 4.4 mostra o resultado de dureza Rockwell
C que foi obtido através da conversão da medida feita em Vickers.
Tabela 4.3 – Resultados de Dureza Vickers
Dureza [HV]
E4 L4
Média 247,5 252,8
Desvio Padrão 3,8 5,2
Tabela 4.4 – Resultados de Dureza Rockwell C
Dureza [HRC]
E4 L4
Média 21,7 22,7
Desvio Padrão 0,7 0,9
Tabela 4.5 – Resultados de Microdureza Vickers.
Microdureza [HV]
E4 L4
Média 243,9 244,8
Desvio Padrão 5,0 4,7
Não foram constatadas diferenças expressivas nos resultados de dureza entre as
amostras E4 e L4. Levando-se em consideração os desvios padrão calculados pode-se
considerar que os valores são equivalentes.
73
Na norma ASTM A470 [5] não há padrões de valores de dureza mínima para este
aço, pois os valores de dureza estão diretamente ligados às condições de tratamento
térmico do material. Quanto maior a temperatura e/ou tempo de revenido menor será a
dureza final do material. Sendo assim, é compreensível que as duas amostras tenham
apresentado valores parecidos já que, a pesar de uma ter passado pela refusão e a outra
não, elas sofreram forjamento e tratamento térmico nas mesmas condições.
4.5. Ensaio de tração
Os dados obtidos pelo ensaio de tração estão expostos na Tabela 4.6 e na Figura
4.15.
Tabela 4.6 – Dados obtidos através do ensaio de tração.
Norma ASTM
A470/A 470M
Classe 8
E4 L4
Resistência a Tração - Tensão
Máxima [MPa]
725-860 816,69 ± 3,45 815,51 ± 5,76
Limite de Escoamento [MPa] 585 661,28 ± 5,15 667,29 ± 8,14
Alongamento [%] 17 18,44 ± 1,05 17,64 ± 0,66
Redução de Área [%] 43 60,62 ± 0,20 62,81 ± 0,70
74
Figura 4.15 – Gráficos Tensão x Deformação de E4 e L4 obtidos através
do ensaio de tração.
Os resultados do ensaio de tração ficaram dentro da especificação requerida pela
norma ASTM A470 [5] para as duas amostras.
Quando se compara os valores obtidos da amostra E4 com os da amostra L4 não
se verifica uma diferença significativa. A amostra refundida teve um limite de resistência
0,14% menor, um limite de escoamento 0,9% maior e um alongamento 4,34% menor em
comparação a amostra não refundida.
Quanto a redução de área houve alguma melhora. A amostra refundida teve uma
redução de área 3,49% maior que a amostra não refundida.
Sendo assim, não pôde ser observada uma variação significativa nos resultados
dos ensaios de tração realizados a temperatura ambiente em função da refusão no VAR.
0,00
100,00
200,00
300,00
400,00
500,00
600,00
700,00
800,00
900,00
0,00% 5,00% 10,00% 15,00% 20,00%
Ten
são
[M
Pa]
Deformação [%]
E4
L4
75
5. CONCLUSÕES
No presente trabalho foram analisadas amostras do aço 1Cr-Mo-V refundidos e
não refundidos no VAR-COPPE em alto vácuo a fim de investigar se houve ganho de
propriedades atribuídos a refusão do aço. Foram estudadas as diferenças microestruturais
e de propriedades mecânicas através da análise das inclusões e dos ensaios de dureza e de
tração.
Com relação às análises realizadas no material nas duas diferentes condições,
pode-se concluir que:
Foi constatado através da análise química que a refusão se mostrou efetiva na
redução de elementos deletérios como o enxofre, fósforo e manganês. A
redução desses elementos contribuiu de forma muito efetiva para a redução
do tamanho de inclusões do Tipo A e do Tipo C [1] na estrutura do material.
Este fato pôde ser verificado através da microscopia ótica e do MEV.
Através da refusão, as inclusões não-metálicas não só foram reduzidas em
tamanho mas também em número, elas se apresentaram em quantidades bem
menores e mais uniformemente distribuídas nas amostras que passaram pela
refusão, passando de um nível de Severidade 2 para no método D de
classificação de inclusões da Norma ASTM E45 [1]. A microestrutura
bainítica também se apresentou mais uniforme nas amostras refundidas.
Como os resultados do ensaio de tração não mostraram ganhos nem perdas
relevantes, conclui-se que a refusão não influencia de forma significativa a
resistência à tração a temperatura ambiente, e que para avaliar de forma
definitiva o ganho de resistência do aço atribuída a refusão é necessária a
realização de ensaios de fluência, uma vez que o material trabalha nessas
condições. É esperado que sob condições de fluência encontre-se diferença
entre as resistências das duas amostras, não só devido aos mecanismos de
fluência, mas também pelo efeito da fragilização ao revenido.
76
6. TRABALHOS FUTUROS
Para garantir a efetividade da refusão a arco em vácuo em aços 1Cr-Mo-V para
aplicação a rotores de turbina à vapor forjados podem ser sugeridas as seguintes linhas de
pesquisa como oportunidades para trabalhos futuros:
Realização de ensaios de fluência e de fratura por fluência, uma vez que a
aplicação dos rotores forjados de turbina a vapor está intensamente sujeita a
degradação pelos mecanismos de fluência, sendo este o principal fenômeno
que limita a vida útil de utilização do componente.
Realização de ensaios de fadiga de baixo ciclo e de alto ciclo (em especial as
influências de fadiga termomecânica) aos quais o componente também é
submetido durante a utilização.
Realização de ensaios de Charpy a fim de conferir o ganho de tenacidade
atribuído à redução de impurezas conseguida no processo de refusão.
77
7. REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS
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Steels”, ASTM, USA, 2007.
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