Dissertação Guilherme Zeemann - Versão Final

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ESTUDO DO COMPORTAMENTO DE AÇOS COM 9% DE NÍQUEL FORJADOS EM 
CONDIÇÕES DE CORROSÃO SOB TENSÃO COM H2S E CO2 
 
 
 
Guilherme Zeemann Pinho Emygdio 
 
 
 
 
Dissertação de Mestrado apresentada ao 
Programa de Pós-graduação em Engenharia 
Metalúrgica e de Materiais, COPPE, da 
Universidade Federal do Rio de Janeiro, como 
parte dos requisitos necessários à obtenção do 
título de Mestre em Engenharia Metalúrgica e de 
Materiais. 
Orientador: Oscar Rosa Mattos 
 
 
 
 
 
 
Rio de Janeiro 
Junho de 2016
 
 
ESTUDO DO COMPORTAMENTO DE AÇOS COM 9% DE NÍQUEL FORJADOS EM 
CONDIÇÕES DE CORROSÃO SOB TENSÃO COM H2S E CO2 
 
 
Guilherme Zeemann Pinho Emygdio 
 
DISSERTAÇÃO SUBMETIDA AO CORPO DOCENTE DO INSTITUTO ALBERTO 
LUIZ COIMBRA DE PÓS-GRADUAÇÃO E PESQUISA DE ENGENHARIA (COPPE) 
DA UNIVERSIDADE FEDERAL DO RIO DE JANEIRO COMO PARTE DOS 
REQUISITOS NECESSÁRIOS PARA A OBTENÇÃO DO GRAU DE MESTRE EM 
CIÊNCIAS EM ENGENHARIA METALÚRGICA E DE MATERIAIS. 
 
Examinada por: 
 
______________________________________ 
Prof. Oscar Rosa Mattos, D.Sc. 
 
 
______________________________________ 
Prof. Luiz Henrique de Almeida, D.Sc. 
 
 
______________________________________ 
Dr. Raimundo Cabral de Medeiros, Ph.D. 
 
 
______________________________________ 
Dr. Álvaro Augusto Oliveira Magalhães, D.Sc. 
 
 
 
 
 
 
 
RIO DE JANEIRO, RJ - BRASIL 
JUNHO DE 2016 
 
iii 
 
Emygdio, Guilherme Zeemann Pinho 
 Estudo do comportamento de aços com 9% de 
níquel forjados em condições de corrosão sob tensão 
com H2S e CO2 / Guilherme Zeemann Pinho Emygdio. – 
Rio de Janeiro: UFRJ/COPPE, 2016. 
 XViii, 155p..: il.; 29,7 cm. 
 Orientador: Oscar Rosa Mattos 
 Dissertação (mestrado) – UFRJ/ COPPE/ Programa 
de Engenharia Metalúrgica e de Materiais, 2016. 
 Referências Bibliográficas: p. 136 - 140. 
 1. Aços 9Ni. 2. Fragilização pelo hidrogênio. 3. 
Corrosão Sob Tensão. I. Mattos, Oscar Rosa. II. 
Universidade Federal do Rio de Janeiro, COPPE, 
Programa de Engenharia Metalúrgica e de Materiais. III. 
Título. 
 
 
iv 
 
AGRADECIMENTOS 
 
Agradeço aos meus pais, Annelise Zeemann e Paulo Roberto, por atuarem como 
exemplo de vida, superação e força de vontade, além de mentores / orientadores na 
metalurgia. 
A minha esposa, Tâmara, agradeço por estar sempre ao meu lado me apoiando e 
tornando a minha vida mais leve. 
Agradeço ao Professor Oscar Rosa Mattos pelo interesse em me orientar neste 
trabalho e por não me permitir desistir. 
Agradeço igualmente ao Kioshy de Assis pelo auxílio na minha orientação neste 
trabalho e por não me permitir desistir. 
A todos os amigos da TECMETAL que sempre se dispuseram a me auxiliar direta 
ou indiretamente na realização dos ensaios deste trabalho. 
À Villares Metals pela gentileza em ceder o material utilizado no trabalho. 
 
v 
Resumo da Dissertação apresentada à COPPE/UFRJ como parte dos requisitos 
necessários para a obtenção do grau de Mestre em Ciências (M.Sc.) 
 
ESTUDO DO COMPORTAMENTO DE AÇOS COM 9% DE NÍQUEL FORJADOS EM 
CONDIÇÕES DE CORROSÃO SOB TENSÃO COM H2S E CO2 
 
Guilherme Zeemann Pinho Emygdio 
Junho/2016 
 
Orientador: Oscar Rosa Mattos 
 
Programa: Engenharia Metalúrgica e de Materiais 
 
A presença de grande quantidade de gás CO2 nos poços do pré-sal criou a 
oportunidade para a reinjeção de CO2 nos próprios poços de produção, exigindo o uso 
de materiais de baixa temperatura para a fabricação das linhas de altíssima pressão. 
O material selecionado para estudo neste trabalho é um aço com adição de 9% em 
peso de níquel (chamado de aço 9Ni) e mesmo sendo conhecido em termos de 
propriedades mecânicas, ainda não foi estudado plenamente em relação à sua 
resposta a ambientes contendo CO2 e H2S úmidos. 
Este trabalho apresenta um estudo sobre a resistência à corrosão sob tensão do aço 
9Ni forjado, em meios contendo CO2 e H2S, com o objetivo de estabelecer e 
compreender suas limitações de uso e avaliar possíveis mecanismos de danos do 
material no meio. Para realizar a qualificação do material forjado foram adotados 
testes para avaliar a susceptibilidade à corrosão sob tensão, conforme norma TM0177, 
em meios contendo 99,2% CO2+ 0,8% H2S e para o estudo dos possíveis mecanismos 
de danos foram realizados ensaios em meios contendo 100% de H2S e 100% CO2, 
além de testes de trincamento induzido pelo hidrogênio (HIC), conforme norma 
TM0284, em meio com 99,2% CO2+ 0,8% H2S (chamado de meio modificado). 
Estes ensaios, associados à caracterização microestrutural e aos mecanismos de 
fratura, quando aplicável, permitiram verificar que a princípio este material não é 
susceptível ao HIC, entretanto, nos ensaios com aplicação de tensão (TM0177), este 
material apresenta uma forte susceptibilidade ao trincamento assistido pelo meio, 
mesmo em meios contendo pequenas quantidades de H2S. 
 
vi 
Abstract of Dissertation presented to COPPE/UFRJ as a partial fulfillment of the 
requirements for the degree of Master of Science (M.Sc.) 
 
STUDY OF THE BEHAVIOR OF 9 NI FORGED STEEL IN STRESS CORROSION 
CONDITIONS WITH H2S AND CO2 
 
Guilherme Zeemann Pinho Emygdio 
June/2016 
 
Advisor: Oscar Rosa Mattos 
 
Department: Metallurgical and Material Engineering 
 
The presence of a large amounts of CO2 gas in the PreSalt wells created the 
opportunity for CO2 reinjection in the own production wells, requiring the use of low-
temperature materials for manufacture of high pressure lines. The material selected for 
study in this work is a steel with addiction of 9% nickel by weight (called 9Ni steel) and 
even though it is known in terms of mechanical properties, this material has not been 
fully studied in relation to their response to environments containing wet H2S CO2 
This paper presents a study on the corrosion resistance of the 9Ni steel, in 
environments containing CO2 and H2S, in order to establish and understand their 
applicability limitations and evaluate possible mechanisms of material damage to the 
environment. To perform the classification of the forged material were adopted tests to 
evaluate the susceptibility to stress corrosion cracking, as per TM0177 standard, in 
environments containing 99.2% CO2 + 0.8% H2S and for the study of the possible 
mechanisms of damage tests were performed using environments containing 100% 
H2S and 100% CO2, in addition to cracking induced by hydrogen testing (HIC), 
according to standard TM0284, in an environment with 99.2% CO2 + 0.8% H2S (called 
modified environment). 
These tests, associated with microstructural and fracture mechanisms characterization, 
where applicable, allowed to verify that at first this material is not susceptible to HIC, 
however, in the tests with stress application (TM0177) this material presented a strong 
susceptibility to environmental assisted cracking, even in environments containing 
small amounts of H2S. 
 
vii 
SUMÁRIO 
1.  INTRODUÇÃO........................................................................................................ 1 
2.  REVISÃO BIBLIOGRÁFICA .................................................................................. 4 
2.1  INJEÇÃO E CORROSÃO PELO CO2 .............................................................. 4 
2.1.1  Porque injetar CO2 nos reservatórios de óleo? ......................................... 4 
2.1.2  Corrosão pelo CO2 em água ..................................................................... 5 
2.1.3  Corrosão pelo CO2 no estado supercrítico .............................................. 12 
2.2  MATERIAIS PARA LINHAS DE COMPRESSÃO E REINJEÇÃO DE CO2 .... 17 
2.3  AÇOS 9 NÍQUEL ............................................................................................ 19 
2.3.1  Especificações ASTM ............................................................................. 20 
2.4  EFEITOS DO H2S EM AÇOS .........................................................................26 
2.4.1  Efeitos da adição de níquel em aços no desempenho em meios com H2S.34 
2.5  CONSIDERAÇÕES METALÚRGICAS SOBRE A ADOÇÃO DO AÇO 9% 
NÍQUEL .................................................................................................................... 36 
3.  MATERIAIS E MÉTODOS .................................................................................... 38 
3.1  FLUXOGRAMA DE ATIVIDADES .................................................................. 38 
3.2  MATERIAL FORJADO ASTM A 522 TIPO I .................................................. 40 
3.3  MÉTODOS ..................................................................................................... 49 
3.3.1  Ensaios de Corrosão ............................................................................... 49 
3.3.2  Análises ................................................................................................... 56 
4.  RESULTADOS E DISCUSSÃO ........................................................................... 61 
4.1  ESTUDOS PRELIMINARES DO MATERIAL COM 9% DE NÍQUEL ............. 61 
4.2  RESULTADOS DOS ENSAIOS TM 0177 EM PRESENÇA DE H2S E CO2 ... 67 
4.3  CARACTERIZAÇÃO MICROSCÓPICA DE DANOS NOS TESTES TM0177 72 
4.3.1  Danos nos corpos de prova testados em 100%CO2 ............................... 72 
4.3.2  Danos nos corpos de prova testados em meio Mod 99,2%CO2 + 
0,8%H2S ............................................................................................................... 79 
4.3.3  Danos nos corpos de prova testados em 100%H2S ............................... 98 
 
viii 
4.3.4  Resumo dos Danos em corpos de prova testados pela TM 0177 ........ 108 
4.4  INFLUÊNCIA DA MICROESTRUTURA NOS MECANISMOS DE DANOS . 109 
4.4.1  100% CO2 ............................................................................................. 109 
4.4.2  100% H2S .............................................................................................. 109 
4.4.1  Mod (99,8% CO2 e 0,8%H2S) ............................................................... 110 
4.5  AVALIAÇÃO DA SUSCEPTIBILIDADE AO TRINCAMENTO INDUZIDO PELO 
HIDROGÊNIO (HIC) ............................................................................................... 125 
5.  CONCLUSÕES................................................................................................... 132 
6.  REFERÊNCIAS .................................................................................................. 136 
7.  ANEXO A – Aspecto Macroscópico dos Corpos de Prova de Ensaio TM 0177141 
 
 
 
ix 
 
ÍNDICE DE FIGURAS 
FIGURA 1 ‐ ‐ DIAGRAMA DE FASES PARA O CO2, INDICANDO A REGIÃO EM ELE SE ENCONTRA NO 
ESTADO SUPERCRÍTICO. ADAPTADO DE [11] ....................................................................................... 5 
FIGURA 2 ‐ VARIAÇÃO DO PH CALCULADO DA ÁGUA PARA A SATURAÇÃO DE FECO3 OU FE3O4 COM A 
PRESSÃO PARCIAL DE CO2. ADAPTADO DE [13] ................................................................................... 7 
FIGURA 3 ‐ CÁLCULO DA VAZÃO CRÍTICA PARA FORMAÇÃO DE FILME A UMA DETERMINADA 
TEMPERATURA. ADAPTADO DE [13] ................................................................................................... 8 
FIGURA 4 ‐ REAÇÕES GLOBAIS DO CO2 QUANDO DISSOLVIDO EM MEIO AQUOSO. ADAPTADO DE [13] .... 8 
FIGURA 5 ‐ ETAPAS DA DISSOCIAÇÃO DO CO2, PODENDO GERAR UMA CORROSÃO GENERALIZADA OU 
UMA CORROSÃO LOCALIZADA. ADAPTADO DE [13] ........................................................................... 9 
FIGURA 6 ‐ PASSAGENS DE SELEÇÃO DE MATERIAIS ADAPTADA DE [21]. ................................................. 12 
FIGURA 7 ‐ SOLUBILIDADE DE ÁGUA NO CO2, COMO UMA FUNÇÃO DA PRESSÃO E TEMPERATURA. 
ADAPTADO DE [23]. ........................................................................................................................... 15 
FIGURA 8 ‐ SOLUBILIDADE DE CO2 EM ÁGUA, COMO UMA FUNÇÃO DA PRESSÃO E TEMPERATURA. 
ADAPTADO DE [23]. ........................................................................................................................... 15 
FIGURA 9 ‐ VARIAÇÃO DA CONCENTRAÇÃO DE (A) H2CO3 E (B) HCO3‐ COMO UMA FUNÇÃO DA PRESSÃO 
E TEMPERATURA. ADAPTADO DE [23]. .............................................................................................. 16 
FIGURA 10 ‐ VARIAÇÃO DA CONCENTRAÇÃO DE (A) CO32‐ E (B) PH COMO UMA FUNÇÃO DA PRESSÃO E 
TEMPERATURA. ADAPTADO DE [23]. ................................................................................................ 16 
FIGURA 11 ‐ TAXA DE CORROSÃO DE CUPONS DE AÇO CARBONO EXPOSTOS A CO2 RICO EM ÁGUA E A 
ÁGUA RICA EM CO2, À TEMPERATURA DE 50°C, COMO UMA FUNÇÃO DA PRESSÃO. ADAPTADO DE 
[23]. .................................................................................................................................................... 16 
FIGURA 12 ‐ REPRESENTAÇÃO ESQUEMÁTICA DAS ETAPAS DE PROCESSAMENTO E COMPRESSÃO PARA 
REINJEÇÃO DE CO2 NOS POÇOS DE PRODUÇÃO. ADAPTADO DE [24]. .............................................. 18 
FIGURA 13 ‐ DIAGRAMA DE TRANSFORMAÇÃO COM RESFRIAMENTO CONTINUO PARA O AÇO 9NI. 
REPRODUZIDO DO ATLAS PUBLICADO EM 1978 PELA BRITISH STEEL. ADAPTADO DE [28]. ............. 23 
FIGURA 14 ‐ CHAPA DE 9NI TRATADA TERMICAMENTE POR DUPLA NORMALIZAÇÃO E REVENIMENTO, 
APRESENTANDO ESTRUTURA BAINÍTICA / MARTENSÍTICA COM ILHAS DE AUSTENÍTA RETIDA 
(CIRCULOS). ATAQUE DE NITAL. ADAPTADO DE [29] ........................................................................ 24 
FIGURA 15 ‐ A QUANTIDADE DE FASE AUSTENÍTICA VARIANDO COM A TEMPERATURA E TEMPO DE 
REVENIMENTO. ADAPTADO DE [29] .................................................................................................. 26 
 
x 
FIGURA 16 ‐ MECANISMOS DE TRINCAMENTO PELO HIDROGÊNIO, ENFATIZANDO OS DANOS PELA 
PRESENÇA DE H2S ÚMIDO ADAPTADO DE [30]. ................................................................................. 27 
FIGURA 17 ‐ REPRESENTAÇÃO ESQUEMÁTICA DOS MECANISMOS DE TRINCAMENTO INDUZIDO PELO 
HIDROGÊNIO, SEM ENVOLVER TENSÃO APLICADA. ADAPTADO DE [31]. ......................................... 28 
FIGURA 18 ‐ REPRESENTAÇÃO ESQUEMÁTICA DAS ETAPAS QUE ACARRETAM NA FRAGILIZAÇÃO DAS 
LIGAÇÕES FE‐FE EM REGIÕES SUBMETIDAS A UM ESTADO TRI‐AXIAL DE TENSÕES. 1‐ DIFUSÃO EM 
MEIO AQUOSO, 2‐ ADSORÇÃO, 3‐ DISSOCIAÇÃO, 4‐ DISSOLUÇÃO, 5‐ DIFUSÃO NO SÓLIDO. 
ADAPTADO DE [31]. ........................................................................................................................... 28 
FIGURA 19 ‐  DIAGRAMA DA ISO 15156 PARTE 2 MODIFICADO MOSTRANDO AS REGIÕES DE SEVERIDADE 
DE SSC PARA AÇOS CARBONO E BAIXA LIGA E LIMITES DE DUREZA ADAPTADO DE [7] ................... 31 
FIGURA 20 ‐ CONDIÇÕES DE TESTE SUGERIDAS PELA NORMA ISO 15156 PARTE 2, PARA QUALIFICAÇÃO 
POR TESTES DE LABORATÓRIO DE AÇOS CARBONO E BAIXA LIGA. ADAPTADO DE [7]. .................... 33 
FIGURA 21 ‐ FLUXOGRAMA DE ATIVIDADES ............................................................................................... 39 
FIGURA 22 ‐ DIMENSIONAL DA BARRA RECEBIDA EM 22/07/2014. .......................................................... 40 
FIGURA 23 ‐ CORTE INICIAL REALIZADO NA EXTREMIDADE DA BARRA PARA REALIZAÇÃO DOS ENSAIOS 
PARA CARACTERIZAÇÃO DO MATERIAL DO FORJADO. ..................................................................... 41 
FIGURA 24 ‐ MARCAÇÃO INICIAL DE RETIRADA COS CORPOS DE PROVA PARA ENSAIOS PARA 
CARACTERIZAÇÃO DO MATERIAL DO FORJADO, TENTANDO MANTER A DISTÂNCIA DE 2" DA 
SUPERFÍCIE EXTERNA. ........................................................................................................................ 41 
FIGURA 25 ‐ ANÁLISE METALOGRÁFICA POR MICROSCOPIA ÓTICA NA SEÇÃO LONGITUDINAL DA BARRA 
FORJADA, À UMA DISTÂNCIA DE 2" DA SUPERFÍCIE EXTERNA, MOSTRANDO AS BANDAS DE 
SEGREGAÇÃO DO MATERIAL .............................................................................................................44 
FIGURA 26 ‐ ANÁLISE METALOGRÁFICA REALIZADA POR MICROSCOPIA ÓTICA NA SEÇÃO TRANSVERSAL 
DA BARRA FORJADA, À UMA DISTÂNCIA DE 2" DA SUPERFÍCIE EXTERNA, MOSTRANDO AS BANDAS 
DE SEGREGAÇÃO DO MATERIAL ........................................................................................................ 45 
FIGURA 27 ‐ MICROESTRUTURA DA SEÇÃO LONGITUDINAL DA BARRA FORJADA, OBSERVADA POR MEV, 
MOSTRANDO BANDAS DE SEGREGAÇÃO. ......................................................................................... 46 
FIGURA 28 ‐ MICROANÁLISE DE COMPOSIÇÃO POR EDS EM INCLUSÃO TÍPICA. ....................................... 47 
FIGURA 29 ‐ DIMENSIONAL DOS CORPOS DE PROVA, CONFORME NORMA TM0177. .............................. 52 
FIGURA 30 ‐ GRÁFICO DE EXEMPLO DE DESLOCAMENTO (MM) X CARGA (KGF), CARACTERÍSTICA DE UM 
DOS ANÉIS UTILIZADOS...................................................................................................................... 53 
FIGURA 31 ‐ DESENHO ESQUEMÁTICO DO EQUIPAMENTO DE TESTE PARA O MÉTODO A DA NORMA 
TM0177. ............................................................................................................................................. 53 
 
xi 
FIGURA 32 ‐ ASPECTO DA CÉLULA UTILIZADA PARA OS ENSAIOS DE SSC, CONFORME NORMA TM0177 
MÉTODO A. ........................................................................................................................................ 54 
FIGURA 33 ‐ ASPECTO DA CÉLULA APÓS MONTAGEM DOS CORPOS DE PROVA NOS ANÉIS 
TENSIONADORES. .............................................................................................................................. 54 
FIGURA 34 ‐ DESENHO ESQUEMÁTICO DE RETIRADA DE CORPOS DE PROVA PARA CHAPAS, FORAM 
UTILIZADAS AS DIMENSÕES DOS CORPOS DE PROVA COMO REFERÊNCIA. ...................................... 56 
FIGURA 35 ‐ EXEMPLO DE CORTES PARA ANÁLISES METALOGRÁFICAS NA SEÇÃO LONGITUDINAL DOS 
CORPOS DE PROVA. ........................................................................................................................... 58 
FIGURA 36 ‐ EXEMPLO DE ANÁLISE METALOGRÁFICA OBSERVADA POR MO, SEM ATAQUE. ................... 59 
FIGURA 37 ‐ EXEMPLO DE ANÁLISE METALOGRÁFICA OBSERVADA POR MEV, ATAQUE DE NITAL. .......... 59 
FIGURA 38 ‐ EXEMPLO DE ANÁLISE POR MEV DA SUPERFÍCIE EM CONTATO COM O MEIO DO CORPO DE 
PROVA. ............................................................................................................................................... 60 
FIGURA 39 ‐ EXEMPLO DE ANÁLISE POR MEV DA SUPERFÍCIE DE FRATURA DE UM CORPO DE PROVA. .. 60 
FIGURA 40 ‐ MICROESTRUTURAS CARACTERISTÍCAS DAS AMOSTRAS ENSAIADAS PARA FINS DE 
COMPARAÇÃO. .................................................................................................................................. 63 
FIGURA 41 ‐ RESULTADOS DE ENSAIOS DE IMPEDÂNCIA ELETROQUÍMICA, EM PH 3, PARA COMPARAÇÃO 
DOS MATERIAIS. ................................................................................................................................ 64 
FIGURA 42 ‐ RESULTADOS DE ENSAIOS DE CURVA DE POLARIZAÇÃO PARA COMPARAÇÃO DOS 
MATERIAIS. ........................................................................................................................................ 65 
FIGURA 43 ‐ ASPECTO MACROSCÓPICO TÍPICO DOS CORPOS DE PROVA TM 0177 ENSAIADOS. .............. 67 
FIGURA 44 – RESUMO GRÁFICO DOS RESULTADOS DOS CORPOS‐DE‐PROVA ENSAIADOS NOS 
DIFERENTES MEIOS E PARA DIFERENTES TEMPOS DE TESTE. ........................................................... 70 
FIGURA 45 – ASPECTO, OBSERVADO POR MEV, DA SUPERFÍCIE DO CORPO DE PROVA CO2‐3 DEPOIS DO 
ENSAIO. MEV. .................................................................................................................................... 74 
FIGURA 46 ‐ DETALHES DA SUPERFÍCIE DO CO2‐3 DEPOIS DO ENSAIO. MEV. ............................................ 74 
FIGURA 47 ‐ CORPO DE PROVA CO2‐3 COM PREPARAÇÃO METALOGRÁFICA NA SUPERFÍCIE, PARA 
OBSERVAÇÃO EM MICROSCÓPIO ÓTICO. .......................................................................................... 75 
FIGURA 48 ‐ MICROGRAFIA DO CORPO DE PROVA CO2‐3. OBSERVA‐SE QUE AS REGIÕES QUE 
APRESENTAM UMA CORROSÃO PREFERENCIAL ESTÃO ASSOCIADAS AS BANDAS DE SEGREGAÇÃO 
DO MATERIAL E TEM MORFOLOGIA ASSOCIADA À MICROESTRUTURA. MICRO COM ATAQUE DE 
NITAL. ................................................................................................................................................. 75 
 
xii 
FIGURA 49 ‐ ASPECTOS DA SUPERFÍCIE DO CORPO DE PROVA CO2‐1, EVIDENCIANDO PONTOS DE 
CORROSÃO LOCALIZADA. .................................................................................................................. 76 
FIGURA 50 – DETALHE DA SUPERFÍCIE DO CORPO DE PROVA CO2‐1, EVIDENCIANDO PONTOS DE 
CORROSÃO LOCALIZADA, COM REVELAÇÃO DA MICROESTRUTURA DO MATERIAL. ........................ 77 
FIGURA 51 ‐ DETALHE DA SUPERFÍCIE DO CORPO DE PROVA CO2‐1, EVIDENCIANDO PONTOS DE 
CORROSÃO LOCALIZADOS, COM REGIÕES QUE APARENTAM SER TRINCAS. .................................... 77 
FIGURA 52 –METALOGRAFIA DE UMA SEÇÃO SUPERFICIAL MOSTRANDO QUE A CORROSÃO 
PREFERENCIAL QUE SE ASSEMELHA A “TRINCAS” É APENAS SUPERFICIAL. AMOSTRA POLIDA. ...... 78 
FIGURA 53 ‐ DETALHE DA SUPERFÍCIE DO CORPO DE PROVA MOD‐7, APRESENTANDO PONTOS DE 
CORROSÃO COM MORFOLOGIA ACICULAR. SEM ATAQUE (A SETA MOSTRA UMA MICROTRINCA) 81 
FIGURA 54 ‐ MICROGRAFIA DA SEÇÃO SUPERFICIAL DO CORPO DE PROVA MOD‐5 (MEV E MO). NAS 
REGIÕES ONDE NA SUPERFÍCIE EXTERNA ERAM OBSERVADOS PONTOS DE CORROSÃO 
LOCALIZADA. NO INTERIOR DO CORPO DE PROVA SÃO OBSERVADAS DIVERSAS TRINCAS 
PARALELAS, PERPENDICULARES À TENSÃO, QUE ATRAVESSAM AS BANDAS DE SEGREGAÇÃO. 
NITAL. ................................................................................................................................................. 82 
FIGURA 55 ‐ PONTOS DE MICROANÁLISES DE COMPOSIÇÃO, POR EDS, NO INTERIOR DA TRINCA DO 
MOD‐5 ............................................................................................................................................... 83 
FIGURA 56 ‐ ASPECTO DA SUPERFÍCIE DE FRATURA DO CORPO DE PROVA MOD‐3, OBSERVADO POR 
MEV, APRESENTANDO REGIÃO DE INÍCIO DE FRATURA A PARTIR DE UMA INCLUSÃO E A PRESENÇA 
DE TRINCAS SECUNDÁRIAS. ............................................................................................................... 84 
FIGURA 57 ‐ ASPECTO DA SUPERFÍCIE DE EXTERNA DO CORPO DE PROVA MOD‐3, OBSERVADO POR 
MEV, APRESENTANDO PONTOS DE CORROSÃO. ............................................................................... 85 
FIGURA 58 ‐ ASPECTO DA SUPERFÍCIE DE EXTERNA DO CORPO DE PROVA MOD‐3, OBSERVADO POR 
MEV, APRESENTANDO PONTOS DE CORROSÃO COM PROPAGAÇÕES DE MORFOLOGIA ACICULAR.
 ........................................................................................................................................................... 86 
FIGURA 59 ‐ MICROGRAFIA DA SEÇÃO LONGITUDINAL DO CORPO DE PROVA MOD‐3. OBSERVA‐SE 
PONTOS DE CORROSÃO NA SUPERFÍCIE DO CORPO DE PROVA COM MORFOLOGIA DE 
PROPAGAÇÃO ACICULAR, TENDENDO A GERAR TRINCAS. ................................................................ 87 
FIGURA 60 ‐ DETALHE DA SUPERFÍCIE DO CORPO DE PROVA MOD‐3, APRESENTANDO PONTOS DE 
CORROSÃO MAIS PROFUNDOS. ......................................................................................................... 88 
FIGURA 61 ‐ DETALHE DA SUPERFÍCIE DO CORPO DE PROVA MOD‐3, APRESENTANDO TRINCAMENTO, 
SENDO QUE ALGUMAS TRINCAS NÃO ESTÃO ASSOCIADAS A PONTOS DE CORROSÃO. ................... 89 
 
xiii 
FIGURA 62 ‐ DETALHE DA SUPERFÍCIE DO CORPO DE PROVA MOD‐3, APRESENTANDO TRINCAMENTO 
INICIADO A PARTIR DE PONTOS DE CORROSÃO. OBSERVA‐SE MUDANÇA NA DIREÇÃO DE 
PROPAGAÇÃO DA TRINCA ASSOCIADA AS BANDAS DE SEGREGAÇÃO DO MATERIAL. .....................90 
FIGURA 63 ‐ DETALHE DA PROPAGAÇÃO DE UMA TRINCA NO CORPO DE PROVA MOD‐3. OBSERVA‐SE 
UM DESVIO DA PROPAGAÇÃO DA TRINCA ACOMPANHANDO A BANDA DE SEGREGAÇÃO DO 
MATERIAL. ......................................................................................................................................... 91 
FIGURA 64 ‐ ASPECTO DA SUPERFÍCIE DE FRATURA DO CORPO DE PROVA MOD‐4, EVIDENCIANDO 
REGIÃO DE INICIAÇÃO DA FRATURA. ................................................................................................. 92 
FIGURA 65 ‐ ASPECTO DA SUPERFÍCIE DE FRATURA DO CORPO DE PROVA MOD‐6, OBSERVADO POR 
MEV, EVIDENCIANDO REGIÃO DE INICIAÇÃO DA FRATURA. ............................................................. 93 
FIGURA 66 ‐ ASPECTO DA SUPERFÍCIE DE FRATURA DO CORPO DE PROVA MOD‐6, OBSERVADO POR 
MEV, COM PRESENÇA DE TRINCAS SECUNDÁRIAS. ........................................................................... 94 
FIGURA 67 ‐ MICROGRAFIA DA SEÇÃO LONGITUDINAL DO CORPO DE PROVA MOD‐6............................. 95 
FIGURA 68 ‐ DETALHE DA SUPERFÍCIE DO CORPO DE PROVA MOD‐6, APRESENTANDO TRINCAMENTO 
INICIADO A PARTIR DE PONTOS DE CORROSÃO. ............................................................................... 96 
.FIGURA 69 ‐ DETALHE DA SUPERFÍCIE DO CORPO DE PROVA MOD‐6 APRESENTANDO PONTOS DE 
CORROSÃO COM MORFOLOGIA ACICULAR DE PROPAGAÇÃO, FACILITANDO A NUCLEAÇÃO DE 
TRINCAS ............................................................................................................................................. 97 
FIGURA 70 – ASPECTO DA SUPERFÍCIE DO H2S‐1 MOSTRANDO PITES DE CORROSÃO EM ESTÁGIO INICIAL.
 ........................................................................................................................................................... 99 
FIGURA 71 ‐ MICROGRAFIA DA SEÇÃO LONGITUDINAL DO CORPO DE PROVA H2S‐2. .............................. 99 
FIGURA 72 ‐ MICROGRAFIA DA SEÇÃO LONGITUDINAL DO CORPO DE PROVA H2S‐2. POUCOS PITES 
(SETA). SEM EVIDENCIAS TRINCAS EM PROFUNDIDADE. ................................................................ 100 
FIGURA 73 ‐ ASPECTO DA SUPERFÍCIE DE FRATURA DO CORPO DE PROVA H2S‐1, EVIDENCIANDO REGIÃO 
DE INICIAÇÃO DA FRATURA. ............................................................................................................ 101 
FIGURA 74 ‐ ASPECTO DA SUPERFÍCIE DE FRATURA DO CORPO DE PROVA H2S‐1, OBSERVADO POR MEV, 
APRESENTANDO TRINCAS SECUNDÁRIAS LONGITUDINAIS (SETA). ................................................. 102 
FIGURA 75 ‐ MICROGRAFIA DA SEÇÃO LONGITUDINAL DO CORPO DE PROVA H2S‐1 ............................. 103 
FIGURA 76 ‐ DETALHE DA SUPERFÍCIE DO CORPO DE PROVA H2S‐1, APRESENTANDO TRINCAMENTO 
INICIADO A PARTIR DE PONTOS DE CORROSÃO. ............................................................................. 104 
FIGURA 77 ‐ DETALHE DA SUPERFÍCIE DO CORPO DE PROVA H2S‐1, APRESENTANDO TRINCAMENTO 
INICIADO A PARTIR DE PONTOS DE CORROSÃO. ............................................................................. 105 
 
xiv 
FIGURA 78 ‐ PONTOS DE REALIZAÇÃO DE MICROANÁLISES DE COMPOSIÇÃO, POR EDS, NO CORPO DE 
PROVA H2S‐1. ................................................................................................................................... 106 
FIGURA 79 ‐ DETALHE DA SUPERFÍCIE DE FRATURA DO CORPO DE PROVA H2S‐1 (R4), APRESENTANDO 
TRINCAS SECUNDÁRIAS INTERMITENTES. ....................................................................................... 107 
FIGURA 80 – RESUMO DOS ASPECTOS TÍPICOS POR MEV E CORTE LONGITUDINAL POR MO ................ 108 
FIGURA 81 – ASPECTO MACROSCÓPICO DE CORPOS DE PROVA TESTADOS EM CO2. ............................. 111 
FIGURA 82 – MICROGRAFIA DO CORPO DE PROVA CO2‐3. OBSERVA‐SE QUE AS REGIÕES QUE 
APRESENTAM UMA CORROSÃO PREFERENCIAL ESTÃO ASSOCIADAS ÀS BANDAS DE SEGREGAÇÃO 
DO MATERIAL E GERAM PONTOS DE CORROSÃO COM MORFOLOGIA ACICULAR. NITAL. ............. 112 
FIGURA 83 – MICROGRAFIA DO CORPO DE PROVA CO2‐3. OBSERVA‐SE CORROSÃO PREFERENCIAL NOS 
CONTORNOS ENTRE AS FASES DO MATERIAL (AUSTENITA RETIDA E MATRIZ), GERANDO PONTOS 
DE CORROSÃO COM MORFOLOGIA ACICULAR. ............................................................................... 113 
FIGURA 84 – ASPECTO MACROSCÓPICO  DO H2S‐1 E MICROSCÓPICO DE UMA SEÇÃO DE CORTE 
LONGITUDINAL  NA SUPERFÍCIE, EM MEV, MOSTRANDO FORMAÇÃO DE FILME.  NITAL. ............. 114 
FIGURA 85 ‐ DETALHE METALOGRÁFICO EM MEV, COM IMAGEM BSC, DE TRINCAS (SETAS): ............... 115 
FIGURA 86 – DETALHES DAS TRINCAS ANTERIORES POR MEV.  NITAL. ................................................... 116 
FIGURA 87 – ASPECTO MACROSCÓPICO DOS CORPOS DE PROVA ENSAIADOS NO MEIO MODIFICADO, 
SEM DANOS MOD‐2, COM TRINCAS MAS SEM RUPTURA MOD‐5 E COM RUPTURA MOD‐3. ........ 117 
FIGURA 88 ‐ MICROGRAFIA DA SEÇÃO LONGITUDINAL DO CORPO DE PROVA MOD‐5. OBSERVA‐SE QUE 
MESMO SENDO PERPENDICULARES ÀS BANDAS DE SEGREGAÇÃO, AS TRINCAS TENDEM A 
PROPAGAR MAIS FACILMENTE ONDE EXISTEM MAIS CONTORNOS ENTRE FASES. POLIDA E 
NITAL.MO ......................................................................................................................................... 118 
FIGURA 89‐ MICROGRAFIA EM MEV COM DETALHE DA FIGURA ANTERIOR. NITAL. ............................... 119 
FIGURA 90 – FRATURA DO MOD 6 COM MICROMECANISMO DO TIPO QUASECLIVAGEM E MUITAS 
TRINCAS SECUNDÁRIAS (SETA). ....................................................................................................... 120 
FIGURA 91 – ASPECTO DA FRATURA DO MOD‐6 COMPARADO À SUA MICROESTRUTURA (NITAL), MEV.
 ......................................................................................................................................................... 121 
FIGURA 92 – FRATURA DO MOD 3 MOSTRANDO TRINCAS SECUNDÁRIAS, MAS UM PONTO DE INÍCIO DE 
FRATURA FRÁGIL EM UMA REGIÃO QUE PARECE ASSOCIADA A UMA INCLUSÃO, NA SUPERFÍCIE.
 ......................................................................................................................................................... 122 
FIGURA 93 – ASPECTO METALOGRÁFICO COM ATAQUE DE NITAL DA TRINCA DE MOD‐3, EM MO E MEV, 
MOSTRANDO A BANDA DE SEGREGAÇÃO E MECANISMOS DE PROPAGAÇÃO POR DISSOLUÇÃO (A) E 
POR FRAGILIZAÇÃO PELO HIDROGÊNIO (B).  DETALHES NA PRÓXIMA FIGURA. ............................. 123 
 
xv 
FIGURA 94 – ASPECTO DA TRINCA POR MEV EM LOCAIS ONDE ELA PROPAGA POR DISSOLUÇÃO (A) 
EONDE ELA PROPAGA POR CLIVAGEM (B) TÍPICA DE FRAGILIZAÇÃO PELO HIDROGÊNIO. ............. 124 
FIGURA 95 ‐ ASPECTO MACROSCÓPICO DOS CORPOS DE PROVA DE AÇO 9NI FORJADO (ASTM A 522 
TIPO1), APÓS O ENSAIO DE HIC (TM0284). ..................................................................................... 127 
FIGURA 96 ‐ ASPECTO MACROSCÓPICO DO CORPO DE PROVA IDENTIFICADO COMO CP3, NO QUAL 
FORAM ENCONTRADOS OS MAIORES DANOS E CONCENTRADAS AS ANÁLISES POR ESTÉREO E 
MICROSCOPIA. ................................................................................................................................. 127 
FIGURA 97 ‐ ASPECTO DA SUPERFÍCIE DO CP 3 OBSERVADO POR MICROSCÓPIO ESTÉREO, 
APRESENTANDO DANOS SUPERFICIAIS POR CORROSÃO. ............................................................... 128 
FIGURA 98 ‐ FIGURA ESQUEMÁTICA, APRESENTANDO REGIÕES UTILIZADAS PARA ANÁLISES 
MICROGRÁFICAS NA SUPERFÍCIE E NA SEÇÃO TRANSVERSAL DO CP3. ........................................... 129 
FIGURA 99 ‐ ASPECTO MICROGRÁFICO DA SEÇÃO TRANSVERSAL DO CP 3, APRESENTANDO DANOS POR 
CORROSÃO NA SUPERFÍCIE DO CORPO DE PROVA COM MORFOLOGIA PUNTIFORME DE 
PROPAGAÇÃO PELA ESPESSURA. MICROSCOPIA ÓTICA, SEM ATAQUE. ......................................... 129 
FIGURA 100 ‐  ASPECTO MICROGRÁFICO DA SEÇÃO TRANSVERSAL DO CP 3, APRESENTANDO MICRO 
TRINCAS A PARTIR DE INCLUSÕES NO MATERIAL. MICROSCOPIA ÓTICA, SEM ATAQUE. ............... 130 
FIGURA 101 ‐ ASPECTO MICROGRÁFICODA SEÇÃO TRANSVERSAL DO CP 3, APRESENTANDO INCLUSÕES 
EXPANDIDAS E MICRO TRINCAS A PARTIR DE INCLUSÕES NO MATERIAL. MICROSCOPIA ÓTICA, SEM 
ATAQUE. .......................................................................................................................................... 130 
FIGURA 102 ‐ ASPECTO MICROGRÁFICO DA SUPERFÍCIE DO CP 3, APRESENTANDO MICRO TRINCAS A 
PARTIR DE INCLUSÕES NO MATERIAL. MICROSCOPIA ÓTICA, SEM ATAQUE. ................................. 131 
FIGURA 103 ‐ ASPECTO MICROGRÁFICO DA SUPERFÍCIE DO CP 3, APRESENTANDO REGIÃO DE PONTO DE 
CORROSÃO. MICROSCOPIA ÓTICA, SEM ATAQUE. .......................................................................... 131 
 
FIGURA A 1 ‐ ASPECTO MACROSCÓPICO DO CORPO DE PROVA MOD‐1. ................................................ 142 
FIGURA A 2 ‐ ASPECTO MACROSCÓPICO DO CORPO DE PROVA MOD‐2. ................................................ 143 
FIGURA A 3 ‐ ASPECTO MACROSCÓPICO DO CORPO DE PROVA MOD‐3. ................................................ 144 
FIGURA A 4 ‐ ASPECTO MACROSCÓPICO DO CORPO DE PROVA MOD‐4. ................................................ 145 
FIGURA A 5 ‐ ASPECTO MACROSCÓPICO DO CORPO DE PROVA MOD‐5. ................................................ 146 
FIGURA A 6 ‐ ASPECTO MACROSCÓPICO DO CORPO DE PROVA MOD‐6. ................................................ 147 
FIGURA A 7 ‐ ASPECTO MACROSCÓPICO DO CORPO DE PROVA MOD‐7. ................................................ 148 
FIGURA A 8 ‐ ASPECTO MACROSCÓPICO DO CORPO DE PROVA CO2‐1.................................................... 149 
 
xvi 
FIGURA A 9 ‐ ASPECTO MACROSCÓPICO DO CORPO DE PROVA CO2‐2.................................................... 150 
FIGURA A 10 ‐ ASPECTO MACROSCÓPICO DO CORPO DE PROVA CO2‐3.................................................. 151 
FIGURA A 11 ‐ ASPECTO MACROSCÓPICO DO CORPO DE PROVA CO2‐4.................................................. 152 
FIGURA A 12 ‐ ASPECTO MACROSCÓPICO DO CORPO DE PROVA CO2‐5. ................................................. 153 
FIGURA A 13 ‐ ASPECTO MACROSCÓPICO DO CORPO DE PROVA H2S‐1. ......................................................... 154 
FIGURA A 14 ‐ ASPECTO MACROSCÓPICO DO CORPO DE PROVA H2S‐2 .................................................. 155 
 
 
 
xvii 
ÍNDICE DE TABELAS 
TABELA 1 ‐ PRINCIPAIS ESPECIFICAÇÕES ASTM PARA AÇOS 9NI. ADAPTADO DE [4] [27] [5] .................... 21 
TABELA 2 ‐ TABELA DE SUSCEPTIBILIDADE AO TRINCAMENTO PELO HIDROGÊNIO PELA CLASSE DE 
RESISTÊNCIA MECÂNICA DOS MATERIAIS. ADAPTADO DE [20] ........................................................ 29 
TABELA 3 ‐ COMPOSIÇÃO QUÍMICA, TRATAMENTO TÉRMICO E PROPRIEDADES DA BARRA 
(CERTIFICADO). .................................................................................................................................. 40 
TABELA 4 ‐ COMPOSIÇÃO QUÍMICA (% EM PESO) ..................................................................................... 42 
TABELA 5 ‐ CHARPY V (10X10X55MM SPECIMEN – TIPO L‐R) .................................................................... 42 
TABELA 6 ‐ MEDIDAS DE DUREZA VICKERS 10KG (HV10) ........................................................................... 43 
TABELA 7 ‐ ENSAIOS DE TRAÇÃO UNIAXIAL A TEMPERATURA AMBIENTE (CORPOS DE PROVA 
LONGITUDINAIS) ................................................................................................................................ 43 
TABELA 8 ‐ MEDIDAS DE MICRO DUREZA VICKERS COM CARGA DE 50G REALIZADAS NAS REGIÕES 
BANDEADAS DO MATERIAL FORJADO ............................................................................................... 48 
TABELA 9 ‐ANÁLISES REALIZADAS EM CADA CORPO DE PROVA, ASSOCIADAS AO TIPO DE DANO. .......... 57 
TABELA 10 ‐ ANÁLISE QUÍMICA (% EM PESO) ............................................................................................ 62 
TABELA 11 ‐ DUREZA ROCKWELL C ............................................................................................................. 62 
TABELA 12 ‐ TRAÇÃO UNIAXIAL A TEMPERATURA AMBIENTE ................................................................... 62 
TABELA 13 ‐ RESUMO DOS RESULTADOS DOS ENSAIOS ELETROQUÍMICOS DE DIAGRAMAS DE 
IMPEDÂNCIA SEGUIDOS DA REALIZAÇÃO DE CURVAS DE POLARIZAÇÃO ......................................... 65 
TABELA 14 – RESUMO DAS CONDIÇÕES DOS TESTES TM 0177 E RESULTADOS DOS ENSAIOS. ................. 68 
TABELA 15 ‐ COMPOSIÇÃO QUÍMICA, SEMI‐QUANTITATIVA DOS PONTOS ILUSTRADOS NA FIGURA 55 .. 83 
TABELA 16 ‐ COMPOSIÇÃO QUÍMICA SEMI‐QUANTITATIVA DOS PONTOS ILUSTRADOS NA FIGURA 78 . 106 
TABELA 17 ‐ DADOS DO ENSAIO DE HIC ................................................................................................... 126 
TABELA 18 ‐ DIMENSÕES DOS CORPOS DE PROVA DE ACORDO COM AS IDENTIFICAÇÕES CONTIDAS NA 
FIGURA 95 ........................................................................................................................................ 126 
TABELA 19 ‐ CHARPY V 10X10X55MM A ‐70°C ‐ LONGITUDINAL T/2 (ENERGIA ABSORVIDA EM J / 
EXPANSÃO LATERAL EM MM) ......................................................................................................... 126 
 
 
xviii 
ÍNDICE DE ABREVIATURAS 
 
CST – Corrosão Sob Tensão 
SSC – Sulfide Stress Cracking (Corrosão sob tensão em presença de sulfetos) 
HE – Hydrogen Embritlement (Fragilização pelo Hidrogênio) 
SCC – Stress Corrosion Cracking (Corrosão Sob tensão) 
HIC – Hydrogen Induced Cracking (Trincamento induzido pelo hidrogênio) 
EAC - environmental assisted cracking (trincamento assistido pelo meio) 
FPSO – Floating Production Storage and Offloading 
SOUR – Meio contendo H2S. 
UT – Uniaxial tensile (tração uniaxial) 
FPB – Four-point bend (dobramento em quatro pontos) 
CR – C-ring (anel em C) 
DCB – Double cantilever beam 
CPs – Copos de Prova 
MEV – Microscopia eletrônica de Varredura 
EDS – Energy dipersive spectroscopy (Espectro de energia dispersiva) 
MO – Microscopia ótica 
AYS – Actual Yield Strength (Tensão limite de escoamento real) 
 
 
1 
 
1. INTRODUÇÃO 
Existem dúvidas se em um futuro próximo os combustíveis fósseis continuarão sendo 
a principal fonte de produção de energia global, pois, além da crescente preocupação 
de ambientalistas com a poluição e mudanças no clima global, existe um alto custo 
associado à extração segura em locais de menor acesso. Por isso o momento atual é 
de valorização do desenvolvimento de tecnologias que permitam minimizar os custos e 
aumentar a produção a curto e médio prazos. 
As engenharias vêm atuando tanto para o aumento da produtividade quanto para a 
diminuição do ritmo de poluição, e neste sentido a utilização de novos materiais ou de 
materiais já conhecidos para novas aplicações acaba sendo inevitável. 
O avanço nas tecnologias de prospecção de reservatórios, principalmente 
impulsionados por pesquisadores brasileiros, culminou na descoberta a uma 
profundidade de até 7.000 metros no litoral brasileiro, de um conjunto de rochas com 
elevado potencial para a geração e acúmulo de petróleo e gás natural, conhecidas 
como a camada do pré-sal. A possibilidade da existência de enormes reservas, 
estimadas entre 10 e 16 bilhões de barris de óleo leve, com baixa acidez, baixo teor de 
enxofre e gás natural fez com que surgisse um novo modelo exploratório, com 
tecnologias e materiais otimizados para operação em altas temperaturas e altas 
pressões [1], com boa resistência à corrosão. 
No entanto este novo cenário da exploração, ainda não realizada em nenhuma outra 
parte do mundo, gerou uma difícil missão para geólogos e engenheiros, que seria a de 
extrair e escoar, com elevada produtividade, óleo e gás de grandes profundidades e, 
também, como processar de forma ecologicamente correta as grandes quantidades de 
CO2 encontradas nestes novos reservatórios (podendo chegar a 20%). Somadaa 
estes desafios está incluída a forma de lidar com a grande pressão de ambientalistas 
preocupados com a emissão de gases “estufa” na atmosfera e mudança das 
condições climáticas globais. 
Foi então que os engenheiros envolvidos naquele desenvolvimento passaram a 
considerar a possibilidade de realizar na própria plataforma de produção, a separação 
do CO2 do óleo, da água e dos hidrocarbonetos gasosos, para utilizá-lo para aumentar 
a taxa de recuperação de óleo cru. Testes realizados com injeção contínua de CO2, 
bancos de CO2 deslocados por água, gás de hidrocarbonetos e combinações [2], 
tiveram ótimos resultados mostrando um aumento em torno de 30% do fator de 
 
2 
recuperação comparativamente com as tecnologias anteriores que utilizam apenas 
água e gás e tem um fator de recuperação de 25% a 30%. 
Para estes poços do pré-sal os projetistas criaram novos projetos para FPSO “Floating 
Production Storage and Offloading”, navios equipados com plantas de separação e 
processamento de óleo cru, água e gás, para produção, armazenamento e pré-
separação dos produtos gerados no pré-sal. Em 2012 foi publicado pela 
PETROBRAS [3] a seleção de materiais utilizada para os FPSOs de irão operar nos 
campos do pré-sal. Nesta seleção, quando se trata do sistema de separação, 
compressão e injeção de CO2 dos FPSOs conhecidos como Replicantes (pois é um 
projeto que foi replicado para oito navios), especialmente projetados para trabalhar na 
compressão de CO2 em altas pressões (até 550 bar), com possibilidade de incidência 
de baixa temperatura na descompressão de gases (cerca de -70°C) e com a presença 
de contaminantes que favorecem processos corrosivos, como o H2S. Neste contexto o 
projetista [3] optou pela utilização de um material novo para o setor de óleo e gás, um 
aço baixo carbono com adições de até 9,6% de Níquel, de alta resistência e excelente 
tenacidade; e a seleção e especificação deste material para aplicação em linhas de 
alta pressão de CO2 se tornou uma realidade. 
Este material, aços ligados ao níquel, é especificado por normas ASTM A333 Gr.8 [4] 
para tubos, ASTM A522 Tipo I [5] para flanges forjados e ASTM A420 WPL8 [6] para 
acessórios de tubulação. 
Vale ressaltar que as normas internacionais que lidam com ambientes contendo H2S 
(NACE ISO 15156 [7]) não permitem a utilização de aços com mais do que 1% (em 
peso) de níquel em aplicações consideradas “SOUR”, por isso a utilização deste 
material com 9%Ni passou a ser um desafio tecnológico, necessitando um grande e 
rápido desenvolvimento paralelamente às qualificações, para que sua aplicação 
pudesse ser considerada segura. 
Esta nova aplicação e a oportunidade de fornecimento destes materiais também para 
atender a novas demandas em poços de alta temperatura e alta pressão [3], atraiu a 
atenção de outros projetistas, fabricantes de tubos e acessórios para tubulação, 
fabricantes de consumíveis para soldagem e montadores, que para fornecerem 
adequadamente seu produto ou serviço, precisam entender o comportamento deste 
material para a aplicação específica em meio corrosivo, uma vez que até então estes 
materiais tem sido utilizados apenas para aplicações em baixa temperatura e 
criogênicas (até -195°C) tais como tanques de armazenamento de gás natural 
liquefeito (GNL), oxigênio líquido e nitrogênio liquefeito. 
 
3 
O aço ligado com 9% Ni apresenta em sua composição química um alto teor de níquel 
(entre 8,4% a 9,6%), e a especificação proposta pelo projetista [3] [4] prevê que o aço 
seja temperado e revenido e mantenha, na temperatura ambiente, uma certa 
quantidade de austenita retida. Estas características proporcionam a este material 
uma altíssima tenacidade e alta resistência mecânica, com tensão limite de 
escoamento mínima de 515 MPa (75 ksi) e tensão limite de resistência mínima de 690 
MPa (100 ksi), o que possibilita o emprego de espessuras ainda viáveis para 
tubulações de alta pressão, offshore, onde o peso é um fator crítico. 
Quanto a resistência à corrosão pelo CO2 e H2S, os efeitos dos meios corrosivos neste 
material ainda não foram exaustivamente estudados, nem as variações que diferentes 
produtos podem ter na resistência ao meio, especialmente na resistência à fragilização 
pelo hidrogênio, considerando produtos forjados ou laminados, com diferentes 
tratamentos térmicos, em condições soldadas (sem alívio de tensões), e onde o 
comportamento de regiões de elevada dureza e ou de regiões com frações de 
austenita diferentes ainda é desconhecido. 
Este trabalho apresenta um estudo sobre a resistência à corrosão sobtensão de uma 
barra de aço forjado 9%Ni (254 mm de diâmetro), em meios contendo CO2 e H2S, com 
o objetivo de proporcionar um melhor entendimento do comportamento dos aços 9%Ni 
e ajudará a compreender as limitações de uso deste material, cujas propriedades são 
especiais. 
Testes de corrosão sob tensão (CST), realizados de acordo com a norma TM 0177 [8] 
adotados para avaliar a susceptibilidade à corrosão sobtensão em meio com H2S 
foram aplicados a este material, tanto na condição padronizada pela ISO 15156 [7], 
como em um meio com H2S e CO2 (modificado) e com CO2 puro. 
O comportamento do material forjado, com suas características metalúrgicas 
específicas de composição e tratamento térmico, foi avaliado e comparado; e os 
resultados podem trazer algumas informações importantes ao que a literatura já vem 
tentando explicar em relação ao comportamento de aços de alta resistência com 
níquel, em meios corrosivos, principalmente H2S. 
Apesar do ensaio TM 0177 não ser específico para CO2 os resultados dos ensaios 
mostraram que os mecanismos de corrosão do material neste meio são previsíveis 
pelas curvas de polarização e diagramas de impedância, que foram levantados em 
testes preliminares, e que a microestrutura do material pode afetar o comportamento. 
Adicionalmente o material foi testado em relação ao HIC pela TM 0284 [9] no meio 
modificado, e se mostrou resistente quando avaliado nas condições de ensaio e 
 
4 
critérios de aceitação padronizados, embora tenham sido levantadas algumas 
considerações sobre os métodos de ensaio para este material. 
2. REVISÃO BIBLIOGRÁFICA 
2.1 INJEÇÃO E CORROSÃO PELO CO2 
2.1.1 Os motivos para se injetar CO2 nos reservatórios de óleo 
A injeção de CO2 em reservatórios é uma técnica avançada de recuperação de óleo 
que busca melhorar o aproveitamento dos recursos naturais, fornecendo através da 
injeção de fluidos, energia suplementar à natural do reservatório e interação com o 
sistema rocha/óleo para criar condições favoráveis para a recuperação [10]. 
No Brasil, o interesse nesse método vem crescendo quando se considera a 
possibilidade de seu uso para a recuperação do óleo dos reservatórios do pré-sal, que 
são ricos em CO2 (exemplo: [1] reservatório de Tupi tem características de um óleo 
leve, 28 – 30° API, contendo uma razão gás - óleo de cerca de 230 m3/m3, com um 
teor de 8% a 12% de CO2 no gás) e considerando que, devido a uma decisão da 
PETROBRAS de não ventilar para a atmosfera o CO2 produzido durante a extração e 
a inexistência da infraestrutura necessária para o seu transporte, os gases extraídos 
terão de serem tratados para a separação do CO2 nos próprios navios FPSO. 
Para a reinjeção de CO2 nos poços, é importante destacar que o gás deve estar a uma 
pressão maior que a do reservatório logo, no caso brasileiro, pode-se chegar a 
pressões de até 550 bara. Outro fator importante é que o gás estará na temperatura 
do reservatório, geralmente acima de 35°C. Esta combinação de condições faz com 
que a injeção de CO2 tenha de ser realizada com o gás no seu estado supercrítico, 
que consiste em um estado intermediário entre um gás e um líquido, passando a ter 
propriedades das duas fases, se difundindo como um gás e se dissolvendo em outros 
materiais como um líquido. Na Figura 1 está apresentado o diagrama de fases parao 
CO2, indicando a região em ele se encontra no estado supercrítico [11]. 
Um dos principais problemas do aproveitamento do CO2 em reinjeção está relacionado 
à sua agressividade do ponto de vista da corrosão, principalmente porque 
dependendo das variações de pressão e temperatura, podem existir alterações em 
seu estado físico, além de mudanças nas características de dissolução com a água, 
que a princípio não é prevista no processo (pois a injeção é de CO2 seco), mas que 
deve ser considerada pois caso haja algum tipo de descontrole no processo o 
ambiente pode ficar úmido. 
 
 
5 
 
Figura 1 - - Diagrama de fases para o CO2, indicando a região em ele se encontra no estado 
supercrítico. Adaptado de [11] 
 
2.1.2 Corrosão pelo CO2 em água 
Até 1975 os modelos de corrosão pelo CO2 tomavam como parâmetro para prever o 
risco de corrosão apenas a pressão parcial de CO2, porém naquele ano foi 
apresentado o modelo de Waard and Milliams [12] que passou a considerar o efeito 
combinado da pressão parcial de CO2 com a temperatura para prever a taxa de 
corrosão no meio. Desde então diversos modelos [13] [14] [15] vêm sendo propostos, 
como tentativas de melhorias, inclusive modelos baseados em informações retiradas 
de poços, sempre com o intuito de categorizar e/ou prever a taxa de corrosão pelo 
CO2 em um determinado meio que contenha água. 
Com o passar dos anos, novas formas de abordar a corrosão pelo CO2 foram criadas, 
existindo hoje uma grande diversidade de modelos que podem ser utilizados. Os 
modelos são sempre categorizados como sendo analíticos ou empíricos. Um modelo 
analítico leva em consideração as reações químicas, eletroquímicas e o transporte de 
massa, já os modelos empíricos são baseados em correlações entre dados 
experimentais, sem necessariamente levar em consideração as reações envolvidas. 
Os mecanismos de corrosão pelo CO2 foram exaustivamente [14] [15] estudados nas 
últimas décadas e hoje os conceitos de corrosão de aços ao carbono e baixa liga em 
contato com a água estão bem estabelecidos. 
 
6 
O problema em relação aos modelos de previsão é que nem sempre as informações 
sobre todas as variáveis estão disponíveis e a maior complexidade para definir a taxa 
de corrosão está na possibilidade de formação de um filme protetor passivo na 
superfície, o que impediria a água do meio de molhar a superfície do aço. Assim, um 
aumento da temperatura, por exemplo, que traria um consequente aumento da taxa 
das reações eletroquímicas pode favorecer a formação e estabilidade do filme protetor 
e uma redução ou mesmo ausência de reações, e efeitos ligados à estabilidade de 
filmes protetores podem não ser considerados adequadamente, principalmente porque 
podem variar ao longo do processo. 
A partir do momento que existe uma fase líquida aquosa na superfície de um aço 
carbono, [13] [16] a estabilidade do filme protetor de carbonato de ferro (FeCO3) irá 
depender principalmente da pressão parcial de CO2, da temperatura, das condições 
de fluxo, do pH e das impurezas dissolvidas no meio, tais como H2S, SO2, O2, Cl-, 
Ca2+. 
O aumento da pressão parcial de CO2, que é o produto entre a pressão total do 
sistema e a concentração de CO2 no gás, irá aumentar a quantidade de CO2 dissolvido 
na fase aquosa, tendendo a acidificar o meio. Muitos trabalhos, citados anteriormente, 
dizem que o fator que deve ser levado em consideração não é a pressão parcial de 
CO2, mas sim a fugacidade do CO2, que pode ser definido de forma análoga à 
atividade em soluções aquosas e por isso a presença de outros gases geralmente vai 
reduzi-la. Este já é um ponto importante, pois em baixas pressões esta variável tem o 
mesmo valor, mas com o aumento da pressão total do sistema, a fugacidade e a 
pressão parcial podem variar de formas distintas. 
A temperatura é um fator crucial para a formação do filme protetor de FeCO3, de forma 
que em baixas temperaturas, geralmente abaixo de 60°C, o filme do produto de 
corrosão tem aparência de manchas e pode ser facilmente removido pelo fluxo da fase 
líquida. Em temperaturas mais elevadas, o filme formado passa a ter uma textura 
diferente, sendo mais protetor e de difícil remoção. Sendo assim com o aumento da 
temperatura ocorre uma redução drástica e abrupta na taxa de corrosão. A 
temperatura em que isso ocorre é chamada de “scaling temperature”, e significa que 
nesta temperatura se tem uma condição tal que o pH local e a concentração de Fe2+ 
na superfície do aço carbono geram a precipitação de FeCO3 e o filme se forma. A 
Figura 2 mostra as condições de pH local para uma determinada pressão parcial de 
CO2 para que ocorra a saturação e consequente precipitação de FeCO3 e Fe3O4. 
 
7 
No entanto, a formação do filme protetor também está diretamente ligada com as 
condições de fluxo da fase aquosa, de forma que quanto maior a vazão, mais difícil é a 
formação de um filme protetor estável. Por isso quanto maior a velocidade e 
turbulência do fluxo do meio aquoso, maior deverá ser a temperatura necessária para 
formar um filme protetor (T scaling). Outro aspecto é que como o fluxo pode destruir o 
filme, os íons de ferro e carbonato continuam em solução, este fenômeno cria uma 
vazão crítica, que seria para uma determinada temperatura, a vazão máxima para a 
formação de filme, conforme ilustrado na Figura 3 [13]. 
Normalmente as condições de corrosão erosão, que podem ser geradas em elevadas 
vazões, não são consideradas nos modelos dos mecanismos de corrosão pelo CO2, 
pois tais condições são de difícil previsão. 
 
Figura 2 - Variação do pH calculado da água para a saturação de FeCO3 ou Fe3O4 com a pressão 
parcial de CO2. Adaptado de [13] 
 
8 
 
Figura 3 - Cálculo da vazão crítica para formação de filme a uma determinada temperatura. 
Adaptado de [13] 
Quando o CO2 se dissolve no meio aquoso (Figura 4), forma-se o ácido carbônico que 
se dissocia em duas reações parciais formando inicialmente e o bicarbonato e depois 
o carbonato, liberando cátions de hidrogênio na água, ou seja, reduzindo o pH local. 
Figura 4 - Reações globais do CO2 quando dissolvido em meio aquoso. Adaptado de [13] 
 
 
9 
 
Figura 5 - Etapas da dissociação do CO2, podendo gerar uma corrosão generalizada ou uma 
corrosão localizada. Adaptado de [13] 
Tendo visto como ocorre a dissolução e dissociação do CO2 em meio aquoso, pode-se 
perceber a importância do pH nas reações que envolvem a corrosão pelo CO2 de aços 
ao carbono e baixa liga. Com o meio se tornando ácido o aço irá se corroer, reduzindo 
o H+ e liberando Fe2+, isso significa que conforme ocorre a corrosão do material a 
concentração de Fe2+ na solução aquosa tende a aumentar e a concentração de H+ 
tende a diminuir, ou o pH tende a aumentar, até que o ferro em solução atinja sua 
saturação e precipite, podendo formar um filme protetor. Por isso qualquer elemento 
que modifique o pH da solução poderá alterar o equilíbrio das reações envolvidas na 
corrosão. 
Na produção de óleo e gás existem muitas impurezas que podem estar presentes 
junto com o gás, ou com a fase aquosa. Dentre estas impurezas serão citadas as que 
têm maior efeito na taxa de corrosão pelo CO2. 
Os produtos do enxofre (SO2 e H2S) [17] podem atuar como mecanismos concorrentes 
à formação de carbonato de ferro (FeCO3), que é o principal composto formador dos 
filmes protetores da corrosão pelo CO2. Como estas impurezas estão presentes como 
contaminações, na faixa de ppm, quando em solução estes produtos tendem a formar 
precipitados de sulfeto de ferro (FeS), que se misturam no filme, formando um filme 
com pouca capacidade protetora e de fácil rompimento, podendo gerar principalmente 
a corrosão por pites ou caso o componente esteja tensionado, o que sempre ocorre 
em operação, podendo gerar corrosão sob tensão de aços ao carbono e baixa liga. 
Este fenômeno de CST não era observado no passado, pois os teores de CO2 eram10 
baixos, porém como os reservatórios atuais de óleo têm elevado teor de CO2 e de 
H2S, este fenômeno passa a ser uma grande preocupação. 
A presença de oxigênio (O2) dissolvido no meio aquoso, mesmo em pequenas 
quantidades, irá aumentar a taxa de corrosão devido ao aumento do poder de 
oxidação do meio. [18] 
Na literatura especializada o cloreto (Cl-) é conhecido por desestabilizar filmes 
protetores, principalmente de aços inoxidáveis, porém estudos [17] da corrosão pelo 
CO2 em presença de cloretos mostram que também nos filmes de carbonato de ferro 
este íon atua degradando o filme protetor e por isso é comum observar morfologias de 
corrosão por pites. 
Estudos recentes [19] mostram que a presença de impurezas do tipo Ca2+, que podem 
formar precipitados de carbonatos, cria um mecanismo concorrente à formação de 
FeCO3, alterando a composição do meio aquoso ao formar precipitados de CaCO3, 
que modificam a morfologia do filme formado. Em baixas concentrações de cálcio, 
menores que 100 ppm, não são observadas mudanças significativas na taxa de 
corrosão, entretanto, em concentrações acima de 1000 ppm o comportamento do filme 
formado se modifica, podendo ser encontradas elevadas taxas de corrosão tanto 
generalizada quanto localizada. 
Neste tópico foi visto que existem diversos modelos de corrosão pelo CO2 e muitos 
fatores podem alterar a taxa de corrosão. A maioria dos modelos e normas não 
engloba todos os aspectos envolvidos na corrosão pelo CO2 e estes modelos somente 
são válidos para condições em fluidos produzidos, não tendo sido adequados à 
corrosão nas linhas de alta pressão de CO2, pois neste caso a água (quando existir) é 
proveniente de condensação e não apresenta as mesmas características utilizadas no 
desenvolvimento dos modelos. Esta limitação, em geral, se deve ao fato de que 
poucas vezes, no momento do projeto, os projetistas têm todas as informações 
necessárias sobre o meio ou pelo fato das informações iniciais serem provenientes de 
uma pequena amostra do reservatório, que as taxas de corrosão acabam se 
modificando com o decorrer do tempo de produção, e nem sempre se adotam estes 
modelos como base na seleção dos materiais. Muitas vezes a seleção é baseada no 
histórico de utilização em poços produtores similares, e é muito importante entender 
que a injeção de CO2 no pré-sal traz características novas, ainda não plenamente 
conhecidas. 
O que se sabe é que na presença de água e em pressões parciais elevadas podem 
acontecer taxas de corrosão de aços ao carbono e baixa liga não compatíveis com a 
 
11 
vida útil de equipamentos e tubulações e neste caso a seleção de matérias conduz a 
utilização de aços inoxidáveis para resistir à corrosão, pois a passividade destes 
materiais vem de um filme protetor formado ainda em fabricação, que impede as 
reações do material com o meio, sendo sua estabilidade apenas destruída quando o 
meio impõe esta destruição, como por exemplo, na presença de cloretos e de 
temperatura alta o suficiente. 
Um exemplo de seleção de materiais para meios com CO2 em equipamentos de 
produção de petróleo (árvores de natal) está apresentado nas passagens do API 6A 
reproduzidas na Figura 6, onde se constata que em pressões parciais de CO2 acima 
de 7 psia o meio já é considerado corrosivo e tipicamente se seleciona aços ao 
carbono e baixa liga apenas para pressões parciais inferiores a 30 psia quando é 
permitido que o material sofra alguma perda por corrosão. Em regiões que não podem 
sofrer qualquer corrosão (como em partes que controlam pressão) somente se pode 
selecionar aços ao C e baixa liga até 7 psia. 
Nestas tabelas também está apresentada a seleção de materiais para meios “sour”, ou 
meios ácidos com H2S, cuja corrosividade será tratada posteriormente, e neste caso o 
que separa as classes de materiais para meios com ou sem H2S, ao contrário do 
critério para CO2, não está relacionado à taxa de corrosão e sim ao atendimento à 
norma NACE MR0175/ISO 15156. 
No caso do CO2 a seleção de aços inoxidáveis é uma opção de engenharia que 
precisa ser considerada sempre que a taxa de corrosão esperada para um aço ao 
carbono e baixa liga supere 20 mpy (1 mpy = 0,025 mm/ano) [20] pois não é viável (e 
muitas vezes não é seguro) adotar sobreespessura de corrosão muito alta, sendo 
tipicamente adotada sobreespessura máxima de 3 mm para aços ao carbono e baixa 
liga. 
Em resumo, a seleção de materiais para ambientes com CO2 considera as taxas de 
corrosão na possibilidade de perda de espessura enquanto a seleção de materiais 
para ambientes com H2S considera a resistência do material à fragilização pelo 
hidrogênio, como será visto no tópico sobre os efeitos do H2S. Não é comum se 
preocupar com a fragilização do material em ambientes que tem apenas CO2, mas o 
que dizer sobre ambientes que tem CO2 e H2S ? 
 
 
 
12 
 
Figura 6 - Passagens de seleção de materiais adaptada de [21]. 
Apesar de não ser comum em ambientes de óleo e gás, ou da falha não ser facilmente 
reconhecida, os aços ao carbono e baixa liga podem trincar por mecanismos de 
corrosão sob tensão na presença de misturas aquosas de CO e CO2 [22]. Este tipo de 
mecanismo é do tipo SCC e envolve a formação de um filme passivo na superfície, tal 
qual uma condição de meio alcalino (cáustico), quando o material apresenta elevadas 
tensões internas ou aplicadas e quando o filme rompe se formam trincas 
intergranulares. Nesta condição materiais de mais alta resistência e/ou soldados por 
procedimentos sem alívio de tensões (que acumulam maiores tensões residuais) são 
os mais susceptíveis. 
 
2.1.3 Corrosão pelo CO2 no estado supercrítico 
Para realizar a reinjeção de CO2 em um reservatório de óleo como técnica avançada 
de recuperação, é necessário primeiro separar (ou capturar) o CO2 produzido, 
comprimir, transportar para então realizar a reinjeção. Para evitar um regime de duas 
fases e para tornar mais fácil e barato o seu transporte, o CO2 sofre uma compressão 
para seu estado supercrítico mantendo temperatura acima de 31,1°C e pressão acima 
de 73,8 bar. 
 
13 
Aços ao carbono e baixa liga podem ser utilizados em linhas de transporte de CO2 sob 
altas pressões (pipelines), desde que o CO2 seja mantido totalmente seco, eliminando 
assim o risco de corrosão. [23]. Porém o custo para secar todo o CO2 e retirar 
impurezas é muito elevado, principalmente no setor de óleo e gás, onde o peso 
admissível para equipamentos a bordo de navios como os FPSO é muito restrito. 
Como visto no tópico anterior, o impacto da corrosão pelo CO2 em baixas pressões 
(até 20bar CO2) já foi muito estudado e é bem conhecido, porém, dados experimentais 
a elevadas pressões são muito raros. O fato de o CO2 mudar de uma fase gasosa para 
o estado supercrítico com o aumento da pressão (em temperaturas acima de 31,1°C) 
faz com que diferentes interações com a água sejam esperadas, podendo não seguir a 
lei de Henry para os gases que diz que: “A uma temperatura constante, a quantidade 
de um gás que dissolve em um tipo e volume de líquido é diretamente proporcional à 
pressão parcial deste gás em equilíbrio com este líquido” [23]. Ou seja, quanto maior a 
pressão parcial, maior será a solubilidade do gás neste líquido. Se esta lei não for 
verdadeira para o caso do estado supercrítico, isso poderá alterar a composição 
química da “água livre” no caso de uma condensação, uma vez que a solubilidade de 
água no CO2 estará diretamente relacionada à formação de água livre e como a 
solubilidade do CO2 nesta água livre estará diretamente relacionada à taxa de 
corrosão do material, este é um aspecto muito importante a ser estudado. 
Este tema ainda é pouco discutido, mas alguns artigos [23], [18] se propõem a estudar 
esta relação entre a solubilidade da água no CO2 supercrítico e do CO2 na água livre 
formada, visando entender como isso pode alterar a taxa de corrosão de aços carbonosob estas condições de elevada temperatura e pressão. Para isso Yoon-Seok Choi e 
Srdjan Nešić [23] utilizaram técnicas de modelamento termodinâmico para determinar 
a solubilidade mútua entre o CO2 e a água, quando as duas fases coexistem, e assim 
poder prever as concentrações de agentes corrosivos na água livre. Por outro lado, 
foram conduzidos testes de medida de taxa de corrosão por perda de massa em 
corpos de prova de aço carbono sob condições de elevada temperatura e pressão, 
sendo expostos às duas fases, tanto ao gás supercrítico rico em água, quanto à água 
líquida (condensada) rica em CO2 dissolvido. 
Na referência [23] o modelamento utilizado foi baseado em uma combinação do 
modelo de Spycher e de Nesic, considerando-se as reações e equações de equilíbrio 
entre a fase gasosa e líquida do CO2 e da água. Este trabalho não pretende explicar 
os métodos de modelamento, mas sim utilizar os resultados como base de discussão. 
 
14 
Os resultados gráficos encontrados no artigo estão apresentados da Figura 7 até a 
Figura 11, mostrando que a solubilidade de água em CO2 é elevada em baixas 
pressões, porém esta atinge um mínimo e depois volta a crescer com o aumento da 
pressão. Este mínimo está associado à transformação do CO2 da fase gasosa para 
líquida (Figura 7). Já a solubilidade do CO2 em água sempre cresce com o aumento da 
pressão, mesmo que sob taxas diferentes (Figura 8). Nota-se que este sistema é 
altamente assimétrico, apresentando uma solubilidade de água em CO2 menor que a 
solubilidade de CO2 em água em pelo menos uma ordem de grandeza. 
Algo interessante de se notar é que a solubilidade de água no CO2 cresce com a 
temperatura, enquanto a solubilidade de CO2 na água diminui com o aumento da 
temperatura. Segundo o artigo, este fenômeno ocorre provavelmente devido a 
mudança de compressibilidade do CO2, uma vez que a pressão de 80 bar e 
temperatura de 30°C sua densidade é de 707,2 kg/m3 e se torna 966 kg/m3 à 
temperatura de 0°C. Isto significa que a água terá menor dificuldade de penetrar no 
CO2 com o aumento da temperatura, porém em baixas temperaturas o gás será mais 
denso, tendendo a ter mais facilidade para se dissolver na água, ou seja, a 
solubilidade do CO2 na água acaba diminuindo com o aumento da temperatura. 
As concentrações de espécies carbônicas (H2CO3 e HCO3-) estão apresentadas na 
Figura 9, observa-se que estas tiveram a mesma característica do CO2, a 
concentração aumenta com o aumento da pressão e diminui com o aumento da 
temperatura. Já a concentração de CO32- aumentou com o aumento da pressão e 
temperatura e o pH variou em uma faixa de 4,4 até 3,0, tendendo a diminuir com o 
aumento da pressão e a aumentar com o aumento da temperatura (Figura 10). 
Uma observação importante feita no artigo é que sob as condições de CO2 
supercrítico, o pH da água livre tende a ser na ordem de 3.1 a 3.3, um ambiente mais 
ácido que em condições de pressão e temperatura ambientes. Sob este baixo pH, a 
solubilidade de carbonato de ferro é alta o suficiente para que não haja precipitações, 
não devendo haver assim uma camada de óxido passivo sob estas condições, 
favorecendo a corrosão continua de aços ao carbono e baixa liga pelo CO2. 
A segunda parte do artigo buscou mensurar as taxas de corrosão de um aço carbono 
sob diferentes pressões (40, 60 e 80 bar), à temperatura de 50°C. Os resultados de 
taxas de corrosão da exposição de cupons de aço carbono a fase gasosa (CO2 rico 
em água) e a fase aquosa (água rica em CO2) estão mostrados na Figura 11 e indicam 
que a exposição de tubulações de aço carbono a uma condensação de água poderia 
 
15 
gerar taxas de corrosão de até 20 mm/ano, gerando resultados catastróficos, uma vez 
que estas linhas operam em altas pressões. 
Por outro lado, caso as linhas sejam mantidas sem nenhuma condensação de fase 
líquida, mesmo que haja umidade (água) no gás transportado, não há risco de 
corrosão, pois as taxas de corrosão sob estas condições foram mínimas. 
 
Figura 7 - Solubilidade de água no CO2, como uma função da pressão e temperatura. Adaptado de 
[23]. 
 
Figura 8 - Solubilidade de CO2 em água, como uma função da pressão e temperatura. Adaptado de 
[23]. 
 
 
16 
Figura 9 - Variação da concentração de (a) 
H2CO3 e (b) HCO3- como uma função da 
pressão e temperatura. Adaptado de [23]. 
 
Figura 10 - Variação da concentração de (a) CO32- 
e (b) pH como uma função da pressão e 
temperatura. Adaptado de [23]. 
 
Figura 11 - taxa de corrosão de cupons de aço carbono expostos a CO2 rico em água e a água rica 
em CO2, à temperatura de 50°C, como uma função da pressão. Adaptado de [23]. 
Neste tópico foi mostrado como são feitas as previsões de taxas de corrosão pelo 
CO2, porém também foi visto que as condições operacionais do setor de óleo e gás 
 
17 
estão mudando, à medida que novos reservatórios, mais profundos, vêm sendo 
economicamente viáveis. Apesar de serem economicamente viáveis, estas novas 
condições, como as do pré-sal, vem gerando diversos desafios às tecnologias não só 
de produção de petróleo, mas também de transporte e injeção de CO2. 
O que a literatura mostra claramente é que caso haja condensação de meio aquoso 
sob as condições de transporte e injeção de CO2, as consequências podem ser 
catastróficas, visto que as taxas de corrosão são altíssimas, uma vez que não há a 
formação de filme passivo, sendo importante uma boa seleção de materiais e um 
ótimo controle operacional para gerar condições seguras de operação. 
 
2.2 MATERIAIS PARA LINHAS DE COMPRESSÃO E REINJEÇÃO DE CO2 
A seleção de materiais utilizada pelos projetistas dos navios FPSO apresentado pela 
PETROBRAS [3], onde o sistema de compressão e reinjeção de CO2 chamou a 
atenção pelas características inovadoras de seleção de materiais. Neste tópico serão 
ressaltadas as principais características levadas em consideração durante esta 
seleção e que culminaram na escolha do uso do material estudado neste trabalho. 
Os princípios gerais de seleção de materiais recomendam que o material a ser 
escolhido para um dado sistema seja avaliado em relação aos esforços mecânicos, ao 
meio e às temperaturas máxima e mínima, e que seja o de menor custo, desde que 
atenda aos requisitos do projeto. 
Atender aos esforços mecânicos exige que o material tenha a necessária resistência 
mecânica (tensão limite de escoamento) para que sua tensão fique sempre um fator 
de segurança abaixo do limite elástico; as temperaturas mínima e máxima são 
avaliadas no sentido de escolher um material que tenha a tenacidade necessária para 
não fragilizar em baixa temperatura (temperatura de transição abaixo da mínima de 
projeto) nem sofrer perdas significativas em alta temperatura (perda de resistência na 
máxima temperatura de projeto), e o meio envolve que o material tenha a resistência à 
corrosão e/ou ao desgaste necessárias para ter uma vida compatível com a 
considerada em projeto. 
No caso específico das linhas de injeção de CO2 do projeto Replicantes [3], Figura 12, 
devido às características especificas dos campos do pré-sal, os materiais são 
selecionados para resistir a pressões elevadas (550 bar), na presença de 
contaminantes como o H2S em concentrações de até 200 ppm (o que configura um 
material que requer qualificação para meio “sour”); e podendo atingir temperaturas de 
até -63°C (em caso de vazamento). 
 
18 
Além disso, as linhas de injeção utilizam tubos laminados soldados a flanges e 
conexões forjadas, além de válvulas e instrumentos, e o material selecionado (9% Ni), 
como será evidenciado no tópico a seguir, é um material que tem uma estrutura 
especial e para manter sua tenacidade não requer tratamento térmico de alívio de 
tensões mesmo em espessuras muito grandes, embora nunca tenha sido aplicado em 
operações que necessitassem de resistência à corrosão e à fragilização pelo 
hidrogênio. 
 
Figura 12 - Representaçãoesquemática das etapas de processamento e compressão para reinjeção 
de CO2 nos poços de produção. Adaptado de [24]. 
Em resumo o material selecionado para linhas de CO2 (tubos, flanges e conexões) 
teriam os seguintes requisitos: 
 Tensão limite de escoamento superior a 70 ksi para ser compatível com 
espessuras entre 1’’ e 2’’, resistindo às elevadas pressões sem um peso muito 
grande; 
 Resistência à corrosão pelo CO2 e pelo H2S em função das altas pressões 
envolvidas e da possibilidade de condensação de água no sistema de injeção 
de CO2. Como o processo a princípio é seco o fluido foi considerado não 
corrosivo e a sobreespessura de corrosão adotada foi 1,6 mm. Para ser 
qualificado para H2S foram limitadas características metalúrgicas de 
composição e dureza (máxima de 22 HRc) e aceitação em testes TM0177 em 
condições específicas; 
 
19 
 Tenacidade elevada em temperaturas baixas, devido à possibilidade de 
vazamentos em conexões flangeadas; 
 Boa soldabilidade, com propriedades da junta soldada iguais ou superiores às 
do metal de base. 
Frente aos elevados requisitos de material para tal aplicação, as possibilidades de 
seleção se mostraram muito limitadas, pois existem poucos materiais que poderiam 
ser utilizados em temperatura muito baixa e com alta resistência mecânica para 
assegurar espessuras de tubulações que pudessem ser utilizadas em FPSOs 
(considerando a limitação de peso). 
O material selecionado para as tubulações e acessórios do sistema de compressão e 
reinjeção de CO2 do projeto Replicantes foi, portanto, o aço para baixa temperatura 
com 9% em peso de níquel, definido em norma como: ASTM A333 Gr.8 (para tubos), 
ASTM A522 TP1 (para conexões, válvulas e flanges forjados ou laminados) e ASTM 
A420 Gr. WPL8 (para conexões forjadas). 
Como este material tem um bom histórico de uso em baixa temperatura e alta pressão, 
mas não apresenta até o momento nenhum histórico de uso em condições de H2S e 
CO2; foi preciso uma qualificação específica em ambientes correspondentes aos da 
operação em Replicantes, e além de terem sido fornecidos os critérios de qualificação 
para ambientes corrosivos, também foram definidos requisitos metalúrgicos especiais, 
mais restritivos do que as normas ASTM, principalmente em relação à composição 
química, tratamentos térmicos e máxima dureza, para o material e sua junta soldada. 
 
2.3 AÇOS 9% NÍQUEL 
Aços baixo carbono ligados com 9% de níquel são incluídos no grupo de materiais 
para trabalho criogênico, pela sua capacidade de manter um comportamento dúctil em 
temperaturas de serviço muito baixas, neste caso até -195°C, mesmo apresentando, 
devido à sua estrutura “ferrítica”, uma transição dúctil-frágil. O elevado teor de níquel 
faz com que a microestrutura esperada para este aço seja bainítica/martensítica com a 
presença de austenita retida após reversão durante os tratamentos térmicos. A 
quantidade de austenita é considerada muito importante para a maior resistência à 
fratura por clivagem [25], e é fortemente dependente da composição química do aço e 
dos ciclos de tratamento térmico aplicados. 
Os aços liga com 9Ni foram reconhecidos pelo código ASME para uso criogênico 
desde 1954 e tem sido amplamente utilizados como um material econômico para 
 
20 
construção de navios de baixa temperatura, onde alta resistência é necessária e não 
há requisitos para a resistência à corrosão, uma vez que estes aços com adição de 
níquel não apresentam um comportamento de "inoxidável" [26]. 
2.3.1 Especificações ASTM 
As especificações ASTM largamente utilizadas para produtos de aço 9Ni estão 
apresentados na Tabela 1, assim como os limites de composição química, 
propriedades mecânicas e ciclos de tratamento térmico permitidos por cada 
especificação [4] [27] [6] [5]. Pode-se ver que cada especificação de produto apresenta 
uma recomendação diferente para ciclos de tratamento térmico, por vezes, diferentes 
tratamentos sendo autorizados para o mesmo produto. Os tratamentos autorizados 
são, basicamente, dupla normalização e têmpera (NNT) ou têmpera e revenimento 
(QT). 
Vale ressaltar que em aplicações especiais a composição química definida pelo 
usuário pode ser mais restritiva que as especificações internacionais. No presente 
trabalho, para os produtos de aço 9Ni, foi limitado o teor máximo de carbono em 
0,06% e o nível de impurezas, S e P, inferiores a 0,005%. Os requisitos de 
propriedades mecânicas foram mantidos de acordo com cada especificação e dureza 
máxima de 22 HRc foi definida como o limite aceitável para o material de base. A 
têmpera seguida de revenimento foi o tratamento térmico recomendado. 
As principais diferenças entre os ciclos de tratamento térmico de norma - NNT ou QT – 
estão relacionadas com as temperaturas de encharque durante a austenitização 
(900°C, 800°C ou 790°C), e com as taxas de resfriamento (têmpera em água ou 
normalização ao ar). A faixa de temperaturas de revenimento, entre 565°C e 605°C, é 
a mesma para a maioria das especificações. 
Diferentes tratamentos térmicos criam diferentes microestruturas. Basicamente as 
variações estão relacionadas com a matriz martensítica ou bainítica e com a 
quantidade de austenita revertida e retida. 
 
21 
 
Tabela 1 - Principais especificações ASTM para aços 9Ni. Adaptado de [4] [27] [5] 
CARACTERÍSTICAS 
ASTM 
A 333 grau 8 A 522 tipo 1 A 353 
Descrição 
“tubos com e sem 
costura para serviços 
em baixa temperatura” 
“Aços ligados com 8 a 
9% de níquel, forjados 
ou laminados para 
flanges, conexões, 
válvulas e partes para 
serviço em baixa 
temperatura” 
“Aços ligados de 9%de 
níquel, com dupla 
normalização e 
revenimento para 
Chapas de vasos de 
pressão” 
Composição 
(% em peso) 
Valores 
unitários são 
máximos 
C 0,13 0,13 0,13 
Mn 0,90 0,90 0,90 
Si 0,13-0,32 0,13 – 0,37 0,15 - 0,40 
Ni 8,4 – 9,6 8,4 – 9,6 8,5 - 9,5 
S 0,025 0,030 0,015 
P 0,025 0,030 0,015 
Propriedades 
mecânicas 
LE (Ksi) 75 mínimo 75 mínimo 75 mínimo 
LR (Ksi) 100 mínimo 100 – 125 100 – 120 
Alongamento 
% 
22 mínimo 22 mínimo 20 mínimo 
Charpy V à T -195°C -195°C -195°C 
Ciclos de tratamento térmico 
permitidos 
N 900°C +N 790°C + 
T 565-605° 
N 900°C +N 790°C + 
T 565-605° 
N 900°C +N 790°C + 
T 565-605°C 
Q 800°C + 
T 565-605°C 
Q 800°C + 
T 565-605°C 
- 
LE – Limite de Escoamento, LR – Limite de Resistência, N – normalizing Q – quenching , T – tempering 
 
Considerando uma curva típica CCT para um aço 9Ni de baixo carbono, reproduzida 
na Figura 13 do atlas de diagramas de transformação resfriamento contínuo [28], o 
resfriamento em água (têmpera) a partir de uma temperatura totalmente austenítica 
(790°C nesta curva) irá tipicamente causar transformação da austenita em martensita 
e, uma vez que a temperatura final de transformação martensítica é superior a 150°C, 
nenhuma austenita retida é esperada. Durante o resfriamento em ar (normalização) 
também pode haver a formação de regiões bainíticas em materiais de maior 
espessura. Isto está de acordo com a literatura geral e o uso do termo "ferrítico" para 
este aço está relacionado com uma microestrutura cubica ou tetragonal de corpo 
centrado, bainítica ou martensítica. Para esta composição química o intervalo crítico 
 
22 
de temperaturas (Ac1 para Ac3) varia de 520°C a 720°C, como indicam no CCT 
(“continuous cooling transformation”). 
A reversão da estrutura ferrítica em austenita (CFC – cúbica de face centrada) ocorre 
durante a etapa de revenimento do tratamento térmico, devido ao aquecimento acima 
da temperatura de transformação crítica para o aço (Ac1). Pequenas regiões (ricas em 
elementos de liga austenitizantes) são transformadas em austenita durante o 
revenimento. Se a composição química enriquecida gera austenita 
termodinamicamente estáveis, esta será retida durante o resfriamento. É por isso que 
a austenita formada desta maneira (por reversão de uma