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ESTUDO COMPARATIVO DOS EFEITOS DE DIFERENTES CONDIÇÕES DE
TRATAMENTO TÉRMICO PARA SOLDAGEM PELO PROCESSO SMAW DO AÇO
HSLA-80 NAS PROPRIEDADES MECÂNICAS E MICROESTRUTURAIS
LEANDRO DE JESUS JORGE
DISSERTAÇÃO DO PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E TECNOLOGIA DE MATERIAIS MESTRADO PROFISSIONAL UEZO
Rio de Janeiro, maio de 2016
FUNDAÇÃO CENTRO UNIVERSITÁRIO ESTADUAL DA ZONA OESTE
PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E TECNOLOGIA D E MATERIAIS
Estudo comparativo dos efeitos de diferentes condiç ões de tratamento térmico para soldagem pelo processo SMAW do aço H SLA-80 nas
propriedades mecânicas e microestruturais
Orientado: Leandro de Jesus Jorge Orientador : Carlos Alberto Martins Ferreira
Orientador: Alisson Clay Rios da Silva
Rio de Janeiro 2016
Dissertação apresentada como requisito
parcial para obtenção do título de Mestre, ao
Programa de Pós-Graduação em Ciência e
Tecnologia de Materiais do Centro
Universitário da Zona Oeste. Área de
concentração: Soldagem.
Aos meus pais, Salvador e Maria Antônia que sempre acreditaram em mim a
vida toda, à minha esposa Thais pela paciência e apoio incondicional, à Manuella com
sua doçura sempre com um sorriso e ao Lorenzo que com suas visitas repentinas à
minha mesa para pegar minhas canetas marca textos para desenhar, me ajudando
assim a ter mais atenção a tudo, nos mínimos detalhes.
“A mente que se abre a uma nova ideia, jamais voltará ao seu tamanho
original. ”
Albert Einstein
AGRADECIMENTOS
Sempre а Deus qυе permitiu a ocorrência de tudo isso, dando forças ао longo
da minha vida, е não somente nestes anos de estudos, mas em todos os momentos
sendo o maior mestre qυе alguém pode ter.
À UEZO, sеυ corpo docente, direção, е administração qυе abriram а janela da
oportunidade, onde hoje vislumbro um horizonte superior, eivado pеlа confiança, no
mérito е ética aqui presentes.
Aos professores Alisson e Carlos Alberto, pela orientação, apoio е confiança, ao
professor Mauro, por também abraçarem o projeto e darem um olhar amistoso à
proposta.
Agradeço а todos os meus professores desde os tempos mais tenros de início
de estudos e que proporcionaram a mim o repasse de conhecimento não apenas
racional, mas com manifestações de caráter е afetividade na educação e no processo
deformação profissional, não somente pelos ensinamentos, mas por terem feito com
que eu aprendesse.
À NUCLEP pela oportunidade para desenvolvimento do trabalho, e a grandes
amigos que contribuíram para que esse trabalho acontecesse, dentre eles, Gassen,
Enecy, Carlos Eduardo, Sérgio Santos, Celson Predes, Leandro, Cosme, Victor,
Marco Luiz e Fernando Portes, pelo suporte em cada uma das etapas de produção
dos corpos de prova e com a ajuda nas análises técnicas.
Ao José Francisco e os técnicos de laboratório de ensaios mecânicos da DMCJ
Renan e Vítor pelo apoio e incentivo à pesquisa acadêmica.
i
RESUMO
JORGE, Leandro de Jesus. Estudo comparativo dos efeitos de
diferentes condições de tratamento térmico para sol dagem pelo processo
SMAW do aço HSLA-80 nas propriedades mecânicas e microestruturais .
Dissertação (Mestrado Profissional). Programa de Pós-Graduação em Ciência e
Tecnologia de Materiais – Centro Universitário Estadual da Zona Oeste 2016.
O presente trabalho apresenta um estudo comparativo dos efeitos da
utilização de diferentes condições de tratamento térmico de soldagem do aço 80-
HSLA – High Strength Low Alloy (ARBL - Alta Resistência Baixa Liga). Esse aço
tem como característica principal o endurecimento por precipitação de Cobre
(Cu), o que o torna altamente resistente atingindo altos valores em seu limite de
escoamento na ordem de 550 MPa. Para este experimento foram realizadas
soldagens multipasse utilizando o processo de eletrodo revestido - SMAW, em
diferentes condições de tratamento térmico de pré e pós-soldagem a fim de se
obter o comparativo dos efeitos nas propriedades mecânicas e estruturas
encontradas em cada condição. As três possíveis combinações de realização
das amostras foram as seguintes: Com pré-aquecimento e com pós-
aquecimento (condição recomendada pelo fabricante), com pré-aquecimento e
sem pós-aquecimento, sem pré-aquecimento e com pós-aquecimento, sem pré-
aquecimento e sem pós-aquecimento. A soldagem foi realizada na posição
plana. Após a soldagem foram realizados ensaios não destrutivos para
identificação de descontinuidades e ensaios mecânicos caracterizadores.Os
resultados dos ensaios mecânicos e metalográficos revelaram que podem ser
dispensados os tratamentos térmicos tanto de pré-aquecimento e principalmente
pós aquecimento de soldagem, e que a aplicação ou não desses tratamentos,
pois eles não alteraram significativamente a microestrutura do material e nem as
suas características mecânicas.
Palavras chave: Propriedades mecânicas, tratamento térmico,
microestrutura, ensaios destrutivos.
ii
ABSTRACT
JORGE, Leandro de Jesus. Comparative study of the effects of different
heat treatment conditions for welding by the HSLA-8 0 steel SMAW process
in the mechanical and microstructural properties . Dissertation (Professional
Master). Graduate Program in Materials Science and Technology - State
University Center of West Zone in 2016.
The present work presents hum comparative study of the effects of using
different conditions Heat treatment Steel Welding 80 HSLA - High Strength Low
Alloy (HSLA - High Strength Low Alloy). This steels main feature the precipitation
hardening of copper (Cu), which makes it highly resistant reaching high values in
His flow limit in 550 MPa. For this experiment were performed multipass welding
using coated electrode process - SMAW, in different conditions of thermal
treatment of pre and post welding to obtain the comparative effects of mechanical
properties and structures found in each condition. The three possible realization
combinations of samples were as follows: With pre-heating and post-heating
(recommended condition for manufacturer), with pre-heating and without post-
heating without pre-heating and post-heating without pre-heating and without
post-heating. One was held welding in the flat position. After welding were done
non-destructive testing to identify of discontinuities and testing characterizing
mechanics. Results of Mechanical Testing and metallographic revealed que may
be dispensed the heat treatment both pre-heating and especially after heating
welding, and the application or not these treatments because they do not
significantly alter the microstructure or mechanical characteristics.
Keywords: Mechanical properties, heat treatment, microstructure,
destructive testing.
iii
LISTA DE FIGURAS
Figura 1 - Evolução do aço HY para HSLA (aspectos mecânico-
metalúrgicos) .................................................................................................... 10
Figura 2- Esquema gráfico da laminação controlada para processamento
do aço HSLA-80 e ULCB ................................................................................. 16
Figura 3– Tamanho de grão da austenita obtido em função das condições
de processo e da temperatura de final de laminação, e a resultante nucleação de
grãos ferríticos no início de sua transformação. ............................................... 18
Figura 4 - Aquecimento para solubilização .............................................. 20
Figura 5 - Tratamento térmico de solubilização - período de solubilização
de β .................................................................................................................. 20
Figura 6 - Início do envelhecimento ......................................................... 21
Figura 7 - Manutenção da temperatura para formação dos precipitados . 21
Figura 8 - Resfriamento e permanência dos precipitados formados ........ 22
Figura 9 - Suscetibilidade à ocorrência de trincas na ZTA para vários aços
utilizados na indústria naval militar ................................................................... 30
Figura 10 - Geometria do chanfro duplo "V" utilizado na soldagem. ........ 37
Figura 11 - Junta preparada para soldagem ............................................ 38
Figura 12 - Esquema de tratamento térmico para soldagem ................... 39
Figura 13 - Máquina controladora de tratamento térmico ........................ 40
Figura 14 - Registrador de temperatura ................................................... 41
Figura 15 - Resistências de aquecimentos nas placas a serem soldadas.
......................................................................................................................... 41
Figura 16 - Detalhes dos termopares soldados às placas a serem soldadas
......................................................................................................................... 42
Figura 17- Posição de soldagem plana (1G) adaptada. ........................... 43
Figura 18 -Esquema de passes de solda para chanfro tipo "V" ............... 44
Figura 19 - Amostras recortadas para confecção dos corpos de prova ... 48
Figura 20 - Geometria dos corpos de prova cilíndricos de tração ............ 48
Figura 21 - Geometria dos corpos de prova cilíndricos de tração tração . 49
iv
Figura 22 - Corpos de prova cilíndricos usinados - tração longitudinal (MS)
......................................................................................................................... 50
Figura 23 - Geometria dos corpos de prova retangular de tração............ 50
Figura 24 - Corpos de prova retangulares usinados - tração transversal 51
Figura 25 - Maquina para realização do teste de tração .......................... 52
Figura 26 - Geometria do corpo de prova para dobramento. ................... 53
Figura 27 - Máquina de ensaio de dobramento ....................................... 54
Figura 28 - Corpo de prova usinando para ensaio de dobramento). ........ 54
Figura 29 - Pontos para medição de micro dureza Vickers ..................... 55
Figura 30 - Geometria do corpo de prova para ensaio de impacto .......... 56
Figura 31 - Corpos de prova usinados para ensaio de impacto Charpy .. 56
Figura 32 - Máquina de ensaio de impacto .............................................. 57
Figura 33 - Banho de imersão em álcool para resfriamento (-20ºC) dos
corpos de prova para ensaio de impacto ......................................................... 58
Figura 34 - Aspecto da região do corpo de prova após ensaio de impacto,
adaptada .......................................................................................................... 59
Figura 35 - Fotos comparativas do aspecto da fratura dúctil / frágil,
adaptada .......................................................................................................... 59
Figura 36 - Gamagrafia amostra APC-SAC ............................................. 62
Figura 37 - Gamagrafia amostra SPC-SAC ............................................. 62
Figura 38 - Gamagrafia amostra SPC-AAC, com indicação de inclusão de
escória .............................................................................................................. 63
Figura 39 - Macrografia da amostra APC SAC ........................................ 64
Figura 40 - Macrografia da amostra SPC AAC ........................................ 64
Figura 41 - Macrografia da amostra SPC SAC ........................................ 64
Figura 42- Micrografia do material de base com aumento de 200 X (a), 500
X (b) (JORGE, 2016). ....................................................................................... 65
Figura 43 - Micrografia da transição ZTA-MS, amostra APC-SAC, aumento
de 100x ............................................................................................................ 67
Figura 44 - Micrografia da transição ZTA-MS, amostra APC-SAC, aumento
de 200 X, e 500 X ............................................................................................. 68
Figura 45 - Detalhe do MS na amostra APC-SAC, aumento de 200 X, e 500
X ....................................................................................................................... 68
v
Figura 46 - Micrografia da transição ZTA-MS, amostra SPC-AAC, aumento
de 100 X ........................................................................................................... 69
Figura 47 - Transição entre ZTA e MS da amostra SPC -AAC, com aumento
de 200 X, e 500 X ............................................................................................. 70
Figura 48 - Micrografia do MS da amostra SPC-AAC, com aumentos de 200
X, e 500 X......................................................................................................... 70
Figura 49 - Micrografia da transição ZTA-MS – amostra SPC-SAC, aumento
200x ................................................................................................................. 71
Figura 50 - Transição entre as regiões da ZTA e MS da amostra SPC-SAC
com aumento de 200 X, e 500 X ...................................................................... 72
Figura 51–Micrografia do MS - Amostra SPC- SAC, aumento 200x ........ 72
Figura 52 - Curva Tensão x Deformação amostra APC-SAC (tração
transversal) ....................................................................................................... 74
Figura 53 - Corpos de prova e o aspecto das fraturas (dúctil) após ensaio
de tração transversal da solda - APC SAC....................................................... 74
Figura 54 - Curva Tensão x Deformação amostra APC-SAC (Tração
Longitudinal) ..................................................................................................... 75
Figura 55 - Corpo de prova (APC SAC) após ensaio de tração longitudinal
(MS) e o aspecto da fratura (dúctil), com a característica fratura tipo taça-cone
......................................................................................................................... 76
Figura 56 - Curva Tensão x Deformação amostra SPC-AAC (tração
transversal) ....................................................................................................... 77
Figura 57 - Corpos de provas rompidos após ensaio de tração e o aspecto
das fraturas (dúctil/frágil) após ensaio de tração transversal da solda - SPC AAC
......................................................................................................................... 78
Figura 58 - Curva Tensão x Deformação amostra SPC-AAC - tração
longitudinal, ...................................................................................................... 78
Figura 59 - Corpo de prova (SPC AAC) rompido após ensaio de tração
longitudinal (MS) e o aspecto da fratura (dúctil/frágil), com a característica fratura
tipo taça-cone ................................................................................................... 79
Figura 60 - Curva Tensão x Deformação amostra SPC-SAC - Tração
Transversal ....................................................................................................... 80
vi
Figura 61- Corpos de provas rompidos após ensaio de tração e o aspecto
das fraturas (dúctil/frágil) após ensaio de tração transversal da solda - SPC SAC
......................................................................................................................... 81
Figura 62 - Curva Tensão x Deformação amostra SPC-SAC - Tração
Longitudinal ...................................................................................................... 82
Figura 63 - Corpo de prova (SPC SAC) rompido após ensaio de tração
longitudinal (MS) e o aspecto da fratura (dúctil), com a característica fratura tipo
taça-cone.......................................................................................................... 83
Figura 64 - Corpos de prova após ensaio de dobramento (JORGE, 2016).
......................................................................................................................... 84
Figura 65 - Descontinuidades apresentadas no ensaio de dobramento –
SPC-AAC ......................................................................................................... 85
Figura 66 - Resultado do ensaio de dureza no MB, para o tratamento APC-
SAC .................................................................................................................. 87
Figura 67 - Resultado do ensaio de dureza na ZTA, para o tratamento APC-
SAC .................................................................................................................. 88
Figura 68 - Resultado do ensaio de dureza no MS, para o tratamento APC-
SAC .................................................................................................................. 88
Figura 69 - Resultado do ensaio de dureza no MB, para o tratamento SPC-
AAC ( ................................................................................................................ 89
Figura 70 - Resultado do ensaio de dureza na ZTA, para o tratamento SPC-
AAC .................................................................................................................. 89
Figura 71 - Resultado do ensaio de dureza no MS, para o tratamento SPC-
AAC .................................................................................................................. 90
Figura 72 - Resultado do ensaio de dureza no MB, para o tratamento SPC-
SAC .................................................................................................................. 90
Figura 73 - Resultado do ensaio de dureza na ZTA, para o tratamento SPC-
SAC .................................................................................................................. 91
Figura 74 - Resultados do ensaio de dureza MS, tratamento SPC-SAC . 91
Figura 75 - Resultado do teste de impacto e comparativo do aspecto da
fratura dúctil - APC SAC ................................................................................... 92
Figura 76 - Resultado do teste de impacto e comparativo do aspecto da
fratura dúctil SPC AAC. .................................................................................... 93
vii
Figura 77 - Resultado do teste de impacto e comparativo do aspecto da
fratura dúctil SPC SAC ..................................................................................... 94
Figura 78 - Energia absorvida – Zona Termicamente Afetada ............... 96
Figura 79 - Energia absorvida - Metal de solda ....................................... 96
Figura 80 - Corpos de prova ensaiados por ensaio de impacto ............... 97
viii
LISTA DE TABELAS
Tabela 1 - Composições químicas típicas dos aços HY-80, HSLA-80 e
ULCB ............................................................................................................... 10
Tabela 2 - Limites inferiores de resistência mecânica e impacto Charpy para
os aços da família A710 .................................................................................. 23
Tabela 3 - Relação entre CE e soldabilidade. .......................................... 30
Tabela 4 - Constituintes da zona fundida de aços ferríticos observados ao
microscópio ótico, segundo o sistema do IIW .................................................. 34
Tabela 5 - Esquema de tratamento térmico utilizado nas amostras ........ 39
Tabela 6 - Especificações técnicas da máquina de solda ........................ 44
Tabela 7 - Composição química eletrodo AWS A-5.5 - E 11018G (% em
peso) ................................................................................................................ 45
Tabela 8 - Parâmetros de soldagem usados na junta soldada processo
SMAW .............................................................................................................. 46
Tabela 9- Quantificação dos corpos de prova para cada amostra ........... 47
Tabela 10 - Dimensões para CP's de tração tipo cilíndricos .................... 49
Tabela 11 - Dimensões para corpos de prova de tração tipo retangular . 51
Tabela 12 - Resultado do ensaio de tração transversal SPC - AAC. ....... 74
Tabela 13 - Resultados do ensaio de tração longitudinal (MS) - APC-SAC.
......................................................................................................................... 75
Tabela 14 - Resultado do ensaio de tração transversal SPC - AAC. ....... 77
Tabela 15 - Resultados do ensaio de tração longitudinal (MS) - SPC-AAC
......................................................................................................................... 78
Tabela 16 - Resultado do ensaio de tração transversal SPC - SAC. ....... 80
Tabela 17 - Resultados do ensaio de tração longitudinal (MS) - SPC-SAC
......................................................................................................................... 82
Tabela 18 - Resultado ensaio de dobramento APC SAC ........................ 84
Tabela 19 - Resultado ensaio de dobramento SPC AAC ........................ 85
Tabela 20 - Resultado ensaio de dobramento SPC SAC ........................ 85
Tabela 21 - Resultado do ensaio de impacto APC-SAC .......................... 93
Tabela 22 - Resultado do ensaio de impacto SPC-AAC. ......................... 94
Tabela 23 - Resultado do ensaio de impacto SPC- SAC ......................... 95
Tabela 24 - Resultado do ensaio de impacto APC-AAC. ......................... 95
ix
LISTA DE ABREVIATURAS E SIGLAS
A Ampère AAC Com Pós Aquecimento Al Alongamento AMRJ Arsenal de Marinha do Rio de Janeiro APC Com Pré Aquecimento Ar3 Temperatura De Resfriamento ao Ar ARBL Alta Resistência Baixa Liga ASME American Society of Mechanical ASW Arc Submerse Welding AWS American Welding Society Ba Bainita BF Bainita fina BEP Barril Equivalente de Petróleo C Carbono CE Carbono Equivalente Cr Cromo Cu Cobre FA Ferrita acicular PF(G) Ferrita de Contorno de Grão FP Ferrita Poligonal HSLA High-Strength Low Alloy HTS High Tensile Steel HV Dureza Vickers HY High Yeld IIW International Institute of Welding IPEA Instituto de Pesquisa Econômica Ksi Kilolibra força por polegada quadrada J/cm Joule por centímetro LP Líquido penetrante M Martensita MB Marinha do Brasil
Mn Manganês MPa Mega Pascal MS Metal de Solda N Nitrogênio PM Partícula Magnética PROSUB Programa de Desenvolvimento de SAC Sem Pós Aquecimento SMAW Shielded Metal Arc Welding SPC Sem Pré Aquecimento TBs Temperatura de Início de Formação Tcga Tamanho de Grão Grosseiro Ti Titânio Tnr Temperatura de não-recristalização TRC Temperatura-Resfriamento-
ULCB Ultra Low Carbon Bainite UT Ultrassom
x
V Volts ZF Zona Fundida Zn Zinco CP Corpo de prova
ZTA Zona Termicamente Afetada
SUMÁRIO
RESUMO ............................................................................................................. i
ABSTRACT .......................................... .............................................................. ii
ÍNDICE DE FIGURAS ........................................................................................ iii
ÍNDICE DE TABELAS ................................. .................................................... viii
1 INTRODUÇÃO ............................................................................................ 1
2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA ............................. ......................................... 6
2.1 Aços ARBL – Alta Resistência e Baixa Liga ......................................... 6
2.1.1 Composição química dos aços HY-80, HSLA-80 e ULCB .............. 10
2.1.2 Influência dos elementos de liga nas propriedades mecânicas do aço
HSLA-80 12
2.2 Papel do tratamento termomecânico para produção dos aços ARBL 13
2.3 O aço HSLA-80 .................................................................................. 22
2.3.1 Vantagens do uso de aços HSLA-80 na construção naval ............. 24
2.3.2 Aplicação do aço HSLA-80 em vasos de guerra ............................. 26
2.3.3 Soldabilidade do aço HSLA - 80 ..................................................... 28
2.3.3.1 Classificação dos Constituintes da Zona Fundida .................... 32
2.3.4 Tratamento térmico para a soldagem do aço HSLA-80 .................. 35
2.3.4.1 Pré-aquecimento....................................................................... 35
2.3.4.2 Pós-aquecimento ...................................................................... 35
3 OBJETIVOS ......................................... .................................................... 36
4 MATERIAIS E MÉTODOS ............................... ......................................... 37
4.1 Material de Base ................................................................................ 37
4.2 Procedimento de soldagem ................................................................ 37
4.2.1 Preparação das juntas .................................................................... 37
4.2.2 Tratamento térmico ......................................................................... 38
4.2.2.1 Pré-aquecimento (Pré Chauffage) ............................................ 42
4.2.2.2 Pós-aquecimento (Aprés Chauffage) ........................................ 42
4.2.3 Soldagem ........................................................................................ 43
4.2.3.1 Material de adição - Consumíveis ............................................. 44
4.3 Ensaios mecânicos ............................................................................ 46
4.3.1 Ensaios não destrutivos .................................................................. 46
4.3.2 Ensaios destrutivos ......................................................................... 47
4.3.2.1 Ensaio de tração ....................................................................... 48
4.3.2.2 Ensaio de dobramento .............................................................. 52
4.3.2.3 Ensaio de dureza ...................................................................... 54
4.3.2.4 Ensaio de Impacto Charpy ........................................................ 55
4.4 Análise Metalográfica ......................................................................... 59
4.4.1 Macrografia ..................................................................................... 60
4.4.2 Micrografia ...................................................................................... 60
5 RESULTADOS ........................................ ................................................. 61
5.1 Resultado dos ensaios não destrutivos .............................................. 61
5.2 Resultado de análise por gamagrafia ................................................. 61
5.3 Resultado da Análise Metalográfica ................................................... 63
5.3.1 Resultados da Macrografia ............................................................. 63
5.3.2 Resultado da Micrografia ................................................................ 65
5.4 Resultados dos ensaios de tração ..................................................... 73
5.4.1 Resultados dos ensaios de tração APC-SAC ................................. 73
5.4.2 Resultados dos ensaios de tração SPC-AAC ................................. 76
5.4.3 Resultados dos ensaios de tração SPC-SAC ................................. 79
5.5 Resultado dos ensaios de dobramento .............................................. 83
5.6 Resultado do ensaio de dureza .......................................................... 86
5.7 Resultado do ensaio de Impacto Charpy ............................................ 92
6 CONCLUSÕES ......................................................................................... 98
7 SUGESTÕES PARA TRABALHOES FUTUROS ................. ................. 100
8 REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS ........................ .............................. 101
1
1 INTRODUÇÃO
O aumento da produção, processamento e escoamento de petróleo brasileiro
juntamente com as recém-descobertas reservas advindas do pré-sal, que tem em sua
ampla maioria as atividades Off Shore, impulsionaram o Brasil a alcançar patamares
de desenvolvimento de multitecnologias voltadas para a indústria do petróleo, com a
necessidade de se chegar tão fundo no mar para obtenção do petróleo, fazendo do
país, o maior detentor de conhecimento técnico e tecnologias na exploração
petrolífera em águas profundas. Relevantemente, tem-se então com a descoberta de
petróleo na camada do pré-sal, onde que, desde que se começou a produção, em
2008, já foi alcançado à marca de 100 milhões de barris de petróleo. Diariamente são
mais de 360 mil barris, nas bacias de Santos e de Campos. Em 2017, a estimativa é
que se alcance um milhão de barris por dia. Confirmando as expectativas de alta que
poderão ocorrer, é esperado que esses números tendam a crescer ainda mais, e está
estimado o aumento de produção dos atuais 15 bilhões BEP (Barril Equivalente de
Petróleo) para cerca de 100 bilhões de BEP. Esses números, em termos de reservas
mundiais de petróleo faria o Brasil saltar da atual 17ª para a 5ª posição, segundo
dados do IPEA 2009. Nesse contexto, aliada a imensa área oceânica que o Brasil
possui, com diversos e importantes interesses econômicos envolvidos, pois cerca de
95% do comércio do Brasil com exterior é realizado pelo mar, movimentando os mais
de 40 portos brasileiros, nas atividades de importação e exportação, além da
importância da atividade pesqueira e de outros recursos naturais ainda inexplorados
- a soberania e proteção de todo esse patrimônio nacional se faz mais que necessária.
Para proteger esse patrimônio e garantir a soberania brasileira no mar, já desde
1975 o Brasil assinou com a República Federativa da Alemanha um acordo nuclear
que previa até 1985 a construção de dois reatores nucleares para produção de energia
no país, tendo como motivação a expectativa de dominar o ciclo do combustível
nuclear, especialmente na fase mais difícil: o enriquecimento do isótopo de urânio. No
mesmo período onde o país se encontrava sob o governo do regime militar o então
Presidente General Ernesto Geisel, juntamente com a Marinha do Brasil (MB)
tomaram a decisão de caminhar no sentido do domínio da tecnologia de propulsão
nuclear para submarinos de ataque, motivado inicialmente, pela rivalidade regional
com a Argentina, além do impacto da crise do petróleo, posteriormente a utilidade
2
estratégica do submarino migrou-se para a visão de que o Brasil precisava dispor de
uma arma que dissuadisse aventuras de potências mundiais em sua costa além do
que a máquina daria ao Brasil capacidade de atuação global e aumento do poder de
dissuasão, um incentivo à solução pacífica de conflitos, desde então tem havido
investimentos na expansão da força naval nacional e no desenvolvimento da indústria
de defesa. No entanto convém destacar que essa decisão de produção de submarinos
com propulsão nuclear extrapolavam os termos do acordo inicialmente firmado com a
Alemanha, que vetava qualquer emprego militar dos resultados da colaboração entre
os dois países (FILHO, 2011). Durantes anos devido às restrições do acordo o Brasil
ficou amarrado ao não desenvolvimento de energia nuclear para fins militares, no
entanto não o restringia a obter submarinos com propulsão diesel-elétrica.
Em 1982, a MB contratou o consórcio alemão HDW-FERROSTAAL, para a
construção de quatro submarinos de propulsão convencional (diesel-elétrica). O
primeiro foi construído na Alemanha, no estaleiro HDW (modelo IKL-209-1400),
batizado de Tupi, e os outros três, da mesma classe, denominados Tamoio, Timbira e
Tapajó, foram construídos no AMRJ. Posteriormente, em 1995, foi assinado novo
contrato, acrescentando mais um submarino, o Tikuna segundo informações
publicadas no pela Marinha do Brasil.
No entanto, o Brasil não poderia ficar atrás com o desenvolvimento de tecnologia
nuclear, tendo apenas submarinos ditos convencionais. Com esse propósito, Brasil e
França firmaram, em 2008, um acordo que deu início ao PROSUB - Programa de
Desenvolvimento de Submarinos, (publicado pela MB, 2014), e o acordo assinado
entre Brasil e França os respectivos presidentes, Luís Inácio Lula da Sila e Nicolas
Sarkozy, na área militar e da defesa para construção de quatro submarinos da classe
Scórpene diesel-elétrico e do casco do submarino que abrigará a propulsão nuclear.
Esse programa viabilizará a produção do primeiro submarino de propulsão nuclear do
Brasil, nos colocando assim no seleto grupo de países que detém essa tecnologia
para construção desse tipo de equipamento. Essa parceria estratégica entre os dois
países, incluiria o apoio francês à aspiração do Brasil por um assento permanente no
Conselho de Segurança da ONU.
3
Para as partes tecnológicas e no tocante ao escopo desse trabalho, já é sabido
que os aços usados em sua ampla maioria pelos países que dominam a tecnologia
de construção de submarinos são os do tipo ARBL.
A Marinha Americana usa o HY– (High Yeld Strength Steels) em sua frota, mais
especificamente, o HY-80. Esses aços têm seu desempenho garantido devido serem
temperados e revenidos e com teores de carbono entre 0,12 a 0,20% de carbono e
com o teor de liga em torno de 8%, com isso o aço tem uma grande temperabilidade
para a formação da martensita de alta resistência mesmo em grandes espessuras e
boa tenacidade após o revenimento. Com algum destaque os japoneses que além dos
ARBL, e o HY utilizam em menor escala o ULCB – (Ultra Low Carbon Bainite) ou aços
bainíticos com teor extra baixo de carbono para construções navais.
Para tanto, o entendimento dos processos empregados de desenvolvimento em
construções, e mais especificamente no tocante a tecnologia de materiais
empregados promovem um vasto campo para melhorias. Contudo as tecnologias
envolvidas nessas fabricações dos componentes em si, dentre elas, soldagem e
materiais tem papeis fundamentais, pois no caso de equipamentos submersos,
incluindo aí tubulações, bases petrolíferas e até mesmo submarinos, serão expostos
a severas condições de operação e, assim sendo, em sua estrutura é proibitivo que
haja a ocorrência de descontinuidades, de concentração de tensões, geração e
propagação de trincas que comprometam a sua integridade estrutural.
Neste trabalho, foi apresentada a caracterização microestrutural e da
soldabilidade do aço A710/HSLA-80. Esse aço é amplamente utilizado na indústria
naval de forma geral. Esse aço não tem seu uso aplicado exclusivamente a produção
de submarinos, mas em quaisquer tipos de embarcações, sejam elas militares ou não,
e são preferencialmente escolhidos atualmente, devido a sua relativa facilidade em
ser soldado, pois se trata de um aço basicamente estrutural, com outras várias
aplicações.
A caracterização em si nesse estudo será focada nas regiões de solda, zona
fundida (ZF) e zona termicamente afetada (ZTA) e ocorrendo duas diferentes análises
quanto as propriedades:
4
- Metalográficas: Análise microestrutural utilizando-se de técnicas de
metalografia;
- Mecânicas: Ensaios de tração, micro dureza Vickers, ensaio de dobramento e
de impacto Charpy.
Tanto os aspectos metalúrgicos (soldagem e análise microestrutural) quanto os
das propriedades mecânicas (ensaios mecânicos), foram avaliados segundo os
procedimentos utilizados dentro de normas vigentes e reconhecidas.
Contudo foram aplicados três diferentes tratamentos térmicos com o propósito de
analisar a prática atual de soldagem. Os novos modelos procedimentais utilizados,
foram confrontados com o que é atualmente praticado, para realização das soldagens,
buscando-se assim alternativas para otimização do processo como um todo, obtendo-
se uma redução do tempo de fabricação de componentes.
O que é atualmente utilizado, é um plano de tratamento térmico para a realização
da soldagem em aços de alta resistência baixa liga proposto pelo fabricante do aço,
que consiste em pré-aquecimento das chapas a serem soldadas, que dura em torno
de 40 minutos dependendo espessura da chapa, a soldagem em si com controle da
temperatura de entre passes, e no pós aquecimento de soldagem que dura 5 horas
independente da espessura da chapa, esse plano de tratamento térmico para
soldagem empregado atualmente será confrontado com as outras 3 novas propostas
para os planos de tratamentos térmicos.
As combinações dos planos de tratamento térmicos executados neste trabalho,
foram:
1. Pré-aquecimento (APC) e pós-aquecimento (AAC) (o usado atualmente que
será usado a título de comparação);
2. Pré-aquecimento (APC) e sem pós-aquecimento (SAC);
3. Sem pré-aquecimento (SPC) e pós-aquecimento (AAC);
4. Sem pré-aquecimento (SPC) e sem pós-aquecimento (SAC).
5
Baseado nestas considerações, este trabalho apresenta um estudo das
propriedades mecânicas e microestruturais de juntas soldadas pelo processo SMAW
com diferentes tratamentos térmicos de soldagem de forma a gerar evidências
experimentais que mostrem que estas três diferentes práticas também podem
propiciar propriedades satisfatórias. Assim tornando-se alternativas economicamente
e tecnicamente interessantes para a soldagem estrutural utilizando o aço HSLA-80,
sobretudo, onde haja condições severas de sua utilização. Tendo isso, pode-se ter
um grau comparativo das propriedades mecânicas nos diferentes planos de
tratamento térmico, quando eles ocorrerem, e a verificação das estruturas das regiões
soldadas, nos diferentes planos de tratamento térmico propostos.
6
2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
2.1 Aços ARBL – Alta Resistência e Baixa Liga
Aços alta resistência e baixa liga (ARBL), ou aços microligados, são
desenvolvidos para promover melhores propriedades mecânica, aliada com uma
elevada tenacidade, e maiores resistências à corrosão atmosférica que os aços
carbonos convencionais. São basicamente aço baixo carbono ou aços C-Mn com
pequenas adições de alumínio, vanádio, titânio ou nióbio, podendo conter ainda
adições de cobre, molibdênio, níquel ou cromo. Suas características mecânicas
resultam principalmente de sua granulação extremamente fina e aos fenômenos de
precipitação dependentes de sua composição química e de seu processo de
fabricação. Este envolve, em geral, a laminação controlada (laminação com um
controle estrito da temperatura e quantidade de deformação em seus passes) seguida
por um resfriamento acelerado ao final da laminação ou por um tratamento térmico de
normalização. Devido às suas características, os aços microligados têm despertado
um grande interesse há alguns anos, quando a busca por materiais mais resistentes,
que permitissem a construção de estruturas mais leves, aumentou a importância
destes aços.
Algumas classes da ASTM de aços ARBL para fins estruturais são: A242, A572,
A588, A633 e A710.
Eles não são considerados aços liga, e sim baixa liga, pois a soma dos
elementos de liga não ultrapassam 5% em peso. Os aços ARBL também devem ter
rendimentos em resistência superiores a 275 MPa ou 40 Ksi. A composição química
de um ARBL específico pode variar para diferentes produtos para que se atinjam as
propriedades mecânicas desejadas. Uma chapa de ARBL pode variar de 0,05 a 0,25%
C e sua conformabilidade e soldabilidade variar de acordo com a quantidade de Mn
adicionada acima de 0,2% por exemplo. Pequenas quantidades de Cr, Ni, Mo, Cu, N,
V, Nb, Ti e Zn são usados em várias combinações, de acordo com o que se deseja
obter como características no aço.
Geralmente, a classificação de aços como sendo de Alta Resistência e Baixa
Liga - ARBL- é genérica, e frequentemente, conduz a mal-entendidos.
7
Há uma superposição natural sobre os conceitos desses aços ARBL (ou HSLA
- High Strength Low Alloy - denominação em inglês), essas classificações são
baseadas no emprego, isto é, aços ARBL são empregados como aços estruturais,
aços para indústria automobilística, aços para tubulações, vasos de pressão e etc.
segundo estudos de (Kosaku, 1996), (Hodgson and Gibbs, 1992) e (Fukui, 1985.
Há também um outro tipo de agrupamento dos aços ARBL em famílias,
totalizando “6” famílias em função de alguma característica comum, tais como: aços
bifásicos (dual phase), aços de perlita reduzida (reduced-pearlite), aços de laminados
controladamente, aços spray-quenched, etc.
Todas as classificações ou agrupamentos são úteis dentro de determinadas
condições e são importantes, de acordo com a pesquisa inicial para sua aplicação
específica, entretanto, as diversas nomenclaturas podem apresentar propriedades e
características diferentes para cada aço. As características decorrem,
fundamentalmente, de sua composição química, processamento e,
consequentemente, da microestrutura, e não dependem do nome colocado no
produto, fabricantes diferentes podem produzir o mesmo aço, contudo com nomes
comerciais diferentes, o importante para o aço é seu projeto de liga, ou seja, a sua
composição química, e a forma de processamento, pois esses fatores que realmente
informam para o que aquele aço foi processado.
Nas últimas décadas surgiram grandes desenvolvimentos na tecnologia de
produção dos aços ARBL, como eles surgiram inicialmente no final do século XIX,
tendo então uma “genealogia” relativamente antiga, afinal, eles derivam de aços para
blindagem, desenvolvido pela Krupp na Alemanha por volta de 1890 que foram os
aços HY – High Yeld, que eram aços com altos teores de liga e principalmente de
carbono. Naquela época, a soldagem era pouco mais que uma curiosidade científica
e, de fato, esse processo só atingiu sua maturidade mais de meio século depois, a
soldabilidade e as características mecânicas desses aços “antigos” eram péssimas,
basicamente em virtude de sua obsoleta filosofia de projeto de liga. Logo, não houve
a menor preocupação por parte dos metalurgistas daquela época em adequar esta
liga aos requisitos típicos do processo de soldagem (GORNI e MEI, 2003). Esses
desenvolvimentos para os aços da família HSLA/ARBL, no entanto foram baseados,
em sua maioria, na compreensão da correlação entre propriedades e microestrutura.
8
É sabido que todos os mecanismos de endurecimento dos aços, onde são
aplicados os tratamentos térmicos de têmpera e consequente revenido, são em
função de seu teor de carbono. Com isso, a questão crucial passa a ser como
conseguir suficiente resistência mecânica numa liga que apresente teor de carbono
baixo o suficiente para assegurar soldabilidade com boas propriedades do cordão de
solda, juntamente com boa conformação mecânica e até mesmo fácil usinabilidade
(WILSON et al., 1988). Encontrar soluções para este problema levou ao
desenvolvimento de ligas alternativas que apresentassem melhor soldabilidade que
os aços da família HY, mas sem sacrifício da resistência mecânica ou tenacidade.
Até 1980 apenas aços martensíticos apresentavam alta resistência mecânica
aliada à boa tenacidade sob baixas temperaturas na forma de chapas grossas médias
e pesadas, ou seja, com espessuras acima de 20 mm. A partir de então, foram
adotadas duas abordagens para o desenvolvimento de ligas alternativas às
martensíticas:
• Aços endurecíveis através da precipitação de Cu, especificados nas normas
ASTM A710.
• Aços com teor extra baixo de carbono, endurecíveis pela formação de
microestrutura bainítica, que forma uma subestrutura de discordâncias, e pela solução
sólida de elementos de liga, designados pela sigla ULCB (Ultra Low Carbon Bainite),
ou o aço ultrabaixo carbono bainítico, ainda que seu teor de carbono não seja tão
baixo assim (NAKASUJI, 1980).
Note-se que os mecanismos de endurecimento atuantes nestas duas ligas são
relativamente independentes de seu teor de carbono, ao contrário do que ocorre na
família HY. As ligas da família A710 podem ser produzidas conforme três rotas de
fabricação diferentes: laminado e envelhecido (Classe 1), normalizado e envelhecido
(Classe 2) e temperado e envelhecido (Classe 3). A Marinha de Guerra americana
aplica este material sob condições reais, ainda que em locais não críticos, ou seja, ele
não é utilizado em estruturas que estejam sujeitas à formação de trincas ou em
blindagens. Além disso, seu uso se limita a chapas grossas relativamente leves, ou
seja, com espessura entre 6 e 19 mm. O material mais leve, com espessura inferior a
8 mm, é produzido conforme as classes 1 e 2, de acordo com as especificações
9
impostas pela Marinha Americana. Já o material pesado é produzido de acordo com
a classe 3 que é aliás, a mais utilizada tanto nas aplicações civis como militares. Tais
limitações restringem a aplicação dos aços da família A710 em pequenos vasos de
guerra e em alguns locais específicos de porta-aviões e submarinos (PHILLIPS et al.,
1988). Nestes casos, o material deve atender à norma MIL-S-24645, recebendo as
designações HSLA-80 ou HSLA-100 conforme seu nível de resistência mecânica. Não
foram encontradas referências na literatura sobre o uso de aços ULCB em aplicações
navais militares, típicas da família HY, mas apenas desenvolvimentos em escala
laboratorial e aplicações em tubos de grande diâmetro para a indústria petrolífera [12]
(Garcia et al 1991).
Esses novos aços de alta resistência possuem melhor soldabilidade,
dispensando o pré-aquecimento que se faz necessário nas ligas da família HY. Isto
pode levar a reduções no custo das estruturas soldadas da ordem de 800 a 1.800
dólares por tonelada de peso do componente (MONTEMARANO, 1986).
Historicamente, o ponto notável da evolução destes aços, foi inicialmente, o
projeto de estruturas baseado no limite de ruptura e onde o carbono era o principal
elemento de liga[5,6]. Apesar do baixo custo, a tenacidade e a soldabilidade eram
baixas, podemos ver esse panorama evolutivo esquematizado na Figura 1.
Posteriormente o advento da soldagem exigiu a redução do teor de carbono,
pois esse elemento dentre os outros elementos de liga são dificultadores da
soldabilidade. Para manter a resistência, o teor de manganês foi aumentado. As
composições químicas típicas dos aços HY-80, HSLA-80 e ULCB podem ser vistas
respectivamente na tabela 1 para uma comparação.
10
Figura 1 - Evolução do aço HY para HSLA (aspectos mecânico-metalúrgicos) (JORGE, 2016).
2.1.1 Composição química dos aços HY-80, HSLA-80 e ULCB
A tabela 1, apresenta a composição química do HSLA-80 juntamente com outros
dois aços que podem ser comparados em relação à sua resistência mecânica.
Tabela 1 - Composições químicas típicas dos aços HY-80, HSLA-80 e ULCB (NAKASUJI, 1980).
Dentre os elementos mostrados acima pode ser destacado os efeitos de alguns
deles como segue abaixo:
• Cobre: Melhora a resistência à corrosão atmosférica além de promover
o aumento do limite de escoamento por sua precipitação na matriz.
• Níquel: Beneficia a qualidade superficial.
11
• Nióbio: Aumenta o limite de resistência e o limite de escoamento pela
formação de carbonitretos.
• Mn: Promove durante o resfriamento da liga o refinamento da
microestrutura. Um aumento no seu teor até cerca de 1,5% leva à
formação da ferrita acicular e de placas laterais de ferrita.
As falhas catastróficas de estruturas soldadas com esses materiais levaram ao
reconhecimento do controle da tenacidade. Ao mesmo tempo, os critérios de projeto
passaram a dar mais importância ao limite de escoamento. Nesse sentido alguns
avanços foram desenvolvidos ao longo do tempo dentre eles pode ser citado a
redução do teor de carbono, mantendo-se o teor de manganês elevado. A importância
do tamanho de grão na resistência e na tenacidade foi reconhecida. Aços de grão fino
precipitados na austenita, por exemplo, foram desenvolvidos nessa direção. A
vantagem associada a estas adições é obtida na condição normalizada. A obtenção
desta vantagem na condição laminada é praticamente impossível com a precipitação.
Limites de escoamento na ordem de 300MPa com temperaturas de transição abaixo
de 0 ºC foram alcançados. Aumentos adicionais do limite de escoamento na ordem de
345 a 620 MPa (50 a 90 Ksi) foram obtidos pelo desenvolvimento de técnicas de
laminação controlada e endurecimento por precipitação (carbonetos de V, Nb, Ti etc.)
e também por solução sólida principalmente pela adição de Cu (KOSAKU, 1996).
Enfim, foram muitas melhorias e muitas delas nas propriedades dos aços alta
resistência baixa liga microligados, foram obtidas com teores de C abaixo de 0,06%
ou menos, e ainda assim pode-se alcançar limites de escoamento acima de 485 MPa
(70 Ksi). O limite de escoamento, aparentemente elevado, é conseguido pelos efeitos
combinados de tamanho de grão fino desenvolvido durante laminação a quente
controlada e precipitações de elementos (ASM International, 2001).
12
2.1.2 Influência dos elementos de liga nas propriedades mecânicas do aço HSLA-80
Seguindo o que pode ser visto na composição química do aço HSLA-80
apresentado na tabela 1, tem-se os efeitos nas propriedades mecânicas para cada
elemento segundo os estudos de (SILVA e MEI, 2006):
C: O teor desse elemento foi restrito a um máximo de 0,07%, com o objetivo de
se eliminar a ocorrência de trincamento a frio durante a soldagem. Além disso, o
material com menos teor de carbono irá apresentar maior tenacidade. Com isso, esta
liga pode ser soldada com pré-aquecimento brando ou até mesmo nulo. Porém, há o
inconveniente de pequenas flutuações no teor desse elemento levarem a significativas
variações na resistência do material.
Cu: A adição desse elemento aos aços com baixo teor de carbono leva a um
aumento em sua resistência mecânica devido à precipitação de partículas ricas em
cobre, durante o envelhecimento. Aumenta a temperabilidade e restringe a cinética do
revenimento das estruturas bainíticas e martensíticas durante o envelhecimento
efetuado sob alta temperatura. Aumenta a temperatura de não-recristalização (Tnr), o
que contribui para maior grau de refino do tamanho de grão ferrítico.
O cobre tem diâmetro atômico muito próximo ao do ferro; esses elementos, não
formam compostos intermetálicos entre si. O valor máximo de solubilidade do cobre
em ferro é de 2,4% a 840 °C. O envelhecimento do material leva à um precipitado rico
em cobre, na forma de partículas com diâmetro variando entre 2 e 45nm. Conforme a
temperatura, este precipitado contém até 4% de Fe.
Ni: É adicionado em teores acima de 0,7% com o objetivo de se evitar os
problemas de fragilidade a quente normalmente associados à presença do cobre nos
aços. Aumenta consideravelmente a temperabilidade da liga, promovendo ainda maior
tenacidade. Quando o material se encontra na condição como laminado, contribui para
a resistência mecânica através do refino de grão e endurecimento por solução sólida.
Cr e Mo : São incorporados à liga para retardar a precipitação dos compostos a
base de cobre durante o resfriamento a partir do campo austenítico, permitindo sua
produção industrial de forma consistente. Esses elementos são fundamentais na
definição da cinética de transformação desses aços. Em particular, eles aumentam a
13
temperabilidade bainítica através do retardamento do início da formação de ferrita
proeutetóide. Esses elementos ainda retardam a cinética do revenimento da
microestrutura durante o tratamento de envelhecimento.
Nb: Utilizado para se refinar o grão durante a laminação a quente e nas fases de
austenitização dos tratamentos térmicos subsequentes. Proporciona ainda algum
endurecimento por precipitação no envelhecimento.
2.2 Papel do tratamento termomecânico para produção dos aços ARBL
Os tratamentos termomecânicos permitem que se aproveite o máximo dos
elementos de liga e, corretamente empregados, conduzem a excelentes combinações
de propriedades mecânicas, metalúrgicas, e no caso do HSLA-80 o cobre ocupa o
papel de elemento de liga mais importante no processo devido ao endurecimento por
precipitação.
Segundo afirmações de (NUÑES, 2006), a laminação controlada proporciona
aos aços microligados propriedades mecânicas superiores em comparação aos aços
com o mesmo nível de elementos de liga, além de proporcionar boa tenacidade e
soldabilidade. Esse processo consiste em um conjunto de procedimentos que
envolvem um rígido controle de temperatura e redução de espessura a cada passe de
laminação precisamente definidos. Este processamento é amplamente utilizado na
obtenção de aços destinados a dutos, pontes, equipamentos offshore, em estruturas
de modo geral onde o primordial é alta resistência sob condições severas, aliadas à
redução de peso e a aplicação mecânica.
Durante a laminação, a austenita de grão fino e, eventualmente, encruada,
favorece naturalmente, a nucleação de ferrita no resfriamento e resulta em
microestruturas de grão extremamente fino. Para se atingir essas condições, essa
laminação é “controlada”, pois assim é possível obter deformações significativas que
são realizadas a temperaturas inferiores à temperatura de recristalização do material
que é o principal mecanismo transformador.
14
Aços C-Mn tem temperatura de recristalização baixa, e para estes aços é
possível combinar altas taxas de deformação em laminadores de alta potência[8, 9].
Uma alternativa é o uso de elementos microligantes, como o Nb que, dissolvidos na
austenita ou precipitados como carbonitretos, aumentam a temperatura de
recristalização e retardam o crescimento do grão austeníticos (PICKERING, 1978).
Alguns metais apresentam-se na forma de partículas dissolvidas dentro do aço.
O Cobre em especial, por exemplo, apresenta uma solubilidade máxima na ferrita de
aproximadamente 2,4% a 840 ºC sendo que a 590 ºC sua solubilidade é menor que
0,3%. Então, o Cu dissolvido na ferrita a altas temperaturas será rejeitado, formando
partículas de Cu puro à medida que a temperatura decresce. Em função disso, ligas
de ferro com mais de 1,5% de Cu apresentam endurecimento por precipitação. Os
precipitados também fornecerão mecanismo de endurecimento úteis para essas ligas.
O uso de laminação controlada é fundamental para que os aços ARBL e ULCB
proporcionem as características desejadas de resistência mecânica e tenacidade.
Esse processo termomecânico é iniciado pelo reaquecimento das placas de aço a
altas temperaturas, usualmente entre 1100 a 1250°C, de forma a permitir a plena
solubilização dos elementos de liga, e como já citada em especial para o caso dos
ARBL com o cobre, além dos elementos formadores dos carbonitretos (Nb, V) que
também ajudam no processo de endurecimento. Essa etapa é seguida de uma etapa
de deformação a alta temperatura, onde ocorre recristalização plena da austenita.
Após o material ter atingido uma determinada espessura a laminação se interrompe,
seguindo-se um período de espera até que o material atinja a temperatura onde a
austenita não mais se recristalizará no entre passes de laminação. Dá-se, então, a
etapa final de deformação, onde a ausência de recristalização na austenita provocará
o “panquecamento” de seus grãos e, dessa forma, tendo um intensificado refino de
grão, o qual eleva simultaneamente a resistência mecânica e tenacidade do material.
A Figura 2, mostra um esquema gráfico desse processo. No caso dos aços ULCB
e, também da família HSLA-80 deve-se considerar que o atual conhecimento sobre
os princípios e práticas da laminação controlada não é inteiramente adequado. De
fato, esta tecnologia foi exaustivamente estudada no caso de aços ARBL para tubos
15
petrolíferos (oleodutos e gasodutos), cujo projeto de liga é ligeiramente diferente do
utilizado nas famílias HSLA-80 e ULCB.
Em primeiro lugar, as composições químicas dos aços ARBL convencionais são
mais simples. Além disso, a espessura do produto final é relativamente fina, entre 12
a 18 mm, enquanto que chapas de casco para uso em vasos de guerra - submarinos,
por exemplo - apresentam espessura típica de 25 mm ou superiores. O principal fator
de diferença entre os aços ARBL convencionais dos ULCB é o maior teor de
elementos de liga substitucionais deste último, o que leva a duas alterações
metalúrgicas básicas:
� Modificações nas relações que governam a solubilidade do Nb (C, N) na
austenita e níveis anormais de arraste por soluto, o que restringe a
movimentação dos defeitos cristalinos.
� A maior espessura dos produtos feitos em aço ULCB para uso em vasos
de guerra dificulta sua laminação controlada.
Sob tais condições, os elevados gradientes de temperatura e grau de
deformação que se desenvolvem ao longo de sua espessura durante a laminação
tornam difícil a obtenção de microestruturas homogêneas. Isto se reflete de forma
negativa na tenacidade do material.
Outro aspecto a ser considerado é a resposta da austenita microligada ao nióbio,
vanádio e titânio ao tratamento termomecânico. Segundo (GARCIA et al., 1991), essa
tenacidade é função dos seguintes fatores:
� Relação entre a temperatura de reaquecimento de placas efetivamente
utilizada e a temperatura a partir da qual começam a aparecer grãos
grosseiros no material (Tcga).
16
� Relação entre as temperaturas de laminação (Tnr).
� Relação entre a taxa de resfriamento após a laminação do material.
Figura 2- Esquema gráfico da laminação controlada para processamento do aço HSLA-80 e ULCB (WILSON et al., 1988).
Todas as temperaturas críticas da austenita microligada (Tcga, Tnr, Ar3, TBs)
são fortemente influenciadas pelo tipo e estado dos elementos de liga presentes. O
alto teor de elementos substitucionais presentes nos aços HSLA-80 e ULCB
certamente altera de forma significativa tais temperaturas. Por exemplo, elementos
como manganês e molibdênio elevam a solubilidade do Nb (C, N) na austenita, o que
tenderia a abaixar essas temperaturas críticas. Esse fato deve ser levado em conta
ao se dimensionar os parâmetros de processo da laminação controlada (GARCIA et
al., 1991). Outro aspecto a ser considerado no caso específico dos aços ULCB é o
efeito da deformação a quente sobre a transformação da austenita. A princípio esse
efeito consiste na aceleração da transformação bainítica durante o resfriamento
posterior, com aumento na temperatura de início de formação da bainita (TBs). Esse
efeito redutor na temperabilidade é aumentado pela precipitação de Nb (CN) na
17
austenita durante a laminação a quente, reduzindo o teor de nióbio solúvel por ocasião
de sua transformação. Outro aspecto a ser considerado é o refino no tamanho dos
pacotes bainíticos, ou seja, dos agregados de ripas de ferrita bainítica paralelas com
a mesma orientação cristalográfica.
A deformação na região de não recristalização da austenita permite reduzir o
tamanho desses pacotes, elevando a tenacidade das chapas grossas. Contudo, vários
autores constataram que a deformação a quente não acarreta em alteração
significativa na temperatura de início da transformação bainítica (GARCIA, 1991),
(CIZEK et al., 2002).
Um estudo efetuado sobre o efeito da laminação controlada sobre as
propriedades mecânicas de um aço HSLA-80 e ULCB revelou que o grau total de
deformação a quente aplicado ao material influenciou decisivamente todas as suas
propriedades mecânicas, com exceção de sua ductilidade e, no caso do aço ULCB,
da razão elástica. A temperatura de reaquecimento influenciou apenas o limite de
resistência de ambos os materiais. Já a temperatura de acabamento afetou
significativamente apenas sua tenacidade (GORNE e MEI, 2003).
Na figura 3 identificamos que quando não ocorre recristalização da austenita,
obtêm-se grãos austeníticos menores e/ou alongados. A nucleação da ferrita é
favorecida nestas condições, resultando em grão ferrítico mais fino no produto da
laminação controlada. O resfriamento acelerado, após a laminação, também favorece
a formação de grão ferrítico.
A figuras e 3 apresenta, esquematicamente, as alterações estruturais que
causam a formação de grãos ferríticos finos nos aços submetidos à laminação
controlada, com a presença de precipitados na matriz do aço.
18
Figura 3– Tamanho de grão da austenita obtido em função das condições de processo e da temperatura de final de laminação, e a resultante nucleação de grãos ferríticos no início
de sua transformação (KOZASU, 1996).
É evidente que esta evolução metalúrgica dos aços estruturais ocorreu e vem
ocorrendo visando a atender os requisitos descritos anteriormente.
Assim algumas condições importantes nessa evolução foram:
� Procura de mecanismos capazes de conduzir a um maior refino de grão,
o que proporcionou simultaneamente no aumento da tenacidade e do
limite de escoamento;
� Melhora da soldabilidade, por meio de redução do carbono equivalente
(que expressa de forma simplificada, a tendência de formação de
Martensita e, consequentemente, possibilidade de trincas a frio) e
controle da evolução da microestrutura da zona termicamente afetada
(ZTA), mediante, por exemplo, controle cuidadoso do teor de elementos
de liga, carbono e nitrogênio presentes, capazes de reprecipitar na ZTA,
reduzindo sua tenacidade;
19
� Melhoria da tenacidade, de forma geral, e da conformação, bem como
busca da isotropia da ductilidade. O controle da quantidade e da forma
das inclusões não metálicas é fundamental neste aspecto.
O complexo balanço entre estas várias propriedades mecânicas e metalúrgicas,
como apresentado nas tabelas 1 e 2, e o desejo crescente de aproveitá-las ao
máximo, assim como a variedade de modos de alcançá-las, recomenda que em cada
aplicação deva ser atentamente observada e alterada com as melhores condições de
emprego e processamento desses aços.
Diante dessas considerações, e não levando em conta a combinação
termomecânica do processo e analisando apenas os fenômenos metalúrgicos que
surgem sob o endurecimento do aço pela precipitação de Cu, tais fenômenos podem
ser explicados segundo as figuras de 4 a 8 (JORGE, 2016), que avaliam em conjunto
um diagrama binário de uma liga qualquer onde tem-se duas fases, a primeira, fase α
(solvente), que é a matriz do aço e uma segunda, fase β (soluto), que são as partículas
de Cobre.
Assim sendo, tem-se nas figuras 4 e 5 (JORGE, 2016) um aquecimento e a
manutenção da temperatura para total solubilização da fase β (Cu) na matriz do aço,
chamado então de tratamento térmico de solubilização, seguido de um rápido
resfriamento, com isso temos toda a fase β solubilizada, na figura 6 temos um novo
aquecimento abaixo da temperatura de solubilização para que se inicie a formação
dos precipitados de Cu (envelhecimento). Já na figura 7 (JORGE, 2016) é
representado a manutenção dessa temperatura e o início da formação dos
precipitados, e a consequente coalescência. Na figura 8 (JORGE, 2016), tem-se um
resfriamento controlado para que permaneçamos precipitados de Cobre formados.
Com isso obtém-se uma matriz de aço endurecida, com precipitados de cobre, ou
seja, um aço endurecido por precipitação.
20
Figura 4 - Aquecimento para solubilização (JORGE, 2016).
Figura 5 - Tratamento térmico de solubilização - período de solubilização de β (JORGE, 2016).
21
Figura 6 - Início do envelhecimento (JORGE, 2016).
Figura 7 - Manutenção da temperatura para formação dos precipitados (JORGE, 2016).
22
Figura 8 - Resfriamento e permanência dos precipitados formados (JORGE, 2016).
O aço com a microestrutura ferrítica formada durante o resfriamento ao ar, após
a laminação a quente, convencional ou controlada, apresenta limite de escoamento
entre 450 a 525 MPa. Um envelhecimento posterior, entre 540 e 650ºC, seguido de
resfriamento ao ar, leva à precipitação do cobre supersaturado na forma de partículas
precipitadas, aumentando a resistência mecânica. Recomenda-se o uso de laminação
controlada quando se requer maior nível de tenacidade em chapas grossas pesadas.
A limitação em termos de espessura é estabelecida em função da capacidade do
laminador em aplicar grau de redução suficiente na deformação quando submetido as
temperaturas de laminação.
2.3 O aço HSLA-80
Dos aços produzidos por laminação controlada podemos destacar alguns e
dentre eles temos o HSLA-80, HSLA-100 e HSLA-130, todos chamados ARBL. Sendo
estes aços de uma família mais moderna tendo algumas particularidades.
O HSLA-80 é praticamente idêntico ao da liga A710 (JESSEMAN et al., 1984), a
qual, por sua vez, foi derivada dos chamados aços IN787 ou Ni-Cu Age, desenvolvidos
pela International Nickel Corporation, um aço que foi especificamente desenvolvido
23
para uso em oleodutos e gasodutos a serem utilizados nas regiões árticas. Sua
principal característica é a capacidade de endurecimento pela precipitação de Cu que
ocorre a partir da ferrita supersaturada, entre 480 e 705ºC.
O aço HSLA-80 foi o primeiro da família dos aços HSLA, e devido ao seu baixo
teor de carbono, apresenta baixa suscetibilidade à fissuração por hidrogênio (trincas),
sendo, portanto, de fácil soldagem, não requerendo tratamentos térmicos de pré e pós
a soldagem, é por excelência um aço bainítico, pois o seu baixo teor de carbono, não
promove uma grande temperabilidade. Para o caso dos aços ARBL, e incluindo-se aí
o HSLA-80, que uma das principais propriedades desse aço, senão a maior, é obtida
pelo emprego de Cu na forma de precipitados e pela sua laminação controlada, como
visto nas figuras 3 e 8.
As ligas A710 podem ser produzidas por três rotas diferentes: laminado e
envelhecido (Classe 1), normalizado e envelhecido (Classe 2) e temperado e
envelhecido (Classe 3)
Temos na tabela 2 os valores específicos das propriedades mecânicas do aço
A710, a liga gêmea do HSLA-80, e dentre da subclassificação citada temos o aço da
classe 2 que foi o utilizado para esse estudo.
Tabela 2 - Limites inferiores de resistência mecânica e impacto Charpy para os aços da família A710 (JESSEMAN, 1984).
Espessura LE LR Alongamento Energia absorvida
(mm) (MPa) (MPa) (%)
(J) Longitudinal Transversal
Classe 1
5,0 - 8,0 585 655 20 27 20
8,1 - 19,0 550 655 20
Classe 2
5,0 - 25,0 450 495 20 45 47 25,0 - 50,0 415 495 20
≥51,0 380 450 20
Classe 3
5,0 - 50,0 515 585 20 69 47
≥ 51,0 490 515 20
Os valores especificados de resistência mecânica para as três classes
diminuem à medida que a espessura do material aumenta. Isto reflete as menores
taxas de resfriamento inerentes às chapas mais espessas, no qual se torna impossível
reter um teor de carbono supersaturado suficiente para manter o nível similar de
24
precipitação durante envelhecimento posterior. O efeito da taxa de resfriamento tem
seu reflexo no sentido de manter o Cu em solução sólida, maior até do que a
microestrutura martensítica refinada e bainita inferior do que nos aços convencionais
(JESSEMAN et al., 1984).
2.3.1 Vantagens do uso de aços HSLA-80 na construção naval
De forma geral os submarinos militares americanos empregaram o aço HY como
material de seu casco resistente. A Marinha Norte Americana que durante a segunda
guerra mundial e até duas décadas depois utilizaram o aço HY em substituição ao aço
HTS (High Tensile Steel), mas devido a maiores necessidades operacionais em atingir
maiores profundidades, esses cascos passaram a usar o HY-80, que também foram
os utilizados na fabricação dos submarinos tipo IKL-1400, construídos no Brasil em
parceria com a empresa alemã HDW (Howaidt Deutsche Werft) para a Marinha do
Brasil.
O uso dos aços HSLA-80 em substituição à família HY foi uma questão de
evolução do processo da liga em si, como já ilustrado na figura 1, devido às melhorias
principalmente sobre o aspecto de fabricação do aço pelos processos siderúrgicos
inerentes, até chegar nos processos finais de construção de equipamentos, tal como
a soldagem. Atualmente ainda podemos encontrar como material base para os
submarinos norte-americanos os aços da família HY, mais precisamente os aços HY-
110 e HY-130 (NUÑES, 2006).
Entretanto a substituição do HY pelo HSLA já é uma realidade nos estaleiros
militares norte-americanos, onde esse novo material já foi utilizado na construção de
vasos de guerra tais como porta aviões e outras embarcações, com exceção de
submarinos que continuam com os HY (MONTEMARANO et al., 1986).
A via de produção do aço HSLA-80, por exemplo, é mais econômica do que a do
HY-80, em função do menor teor de elementos de liga e tratamento térmico mais
simples. Contudo, o potencial de economia que pode ser conseguido é ainda maior
quando se considera a redução de custos que ocorre na fabricação de componentes
a partir de chapas grossas, a própria soldagem por exemplo das estruturas onde é
25
utilizado em sua maioria, tem menor possibilidade de empenamento, pois quanto
maior a quantidade de elementos de liga maior a probabilidade de empenamento
durante a soldagem. Assim sendo, ter um processo de soldagem menos oneroso com
dispêndio de tempo ocasionados por tratamentos térmicos, já é uma grande vantagem
o que promove o HSLA-80 e toda a sua família a um degrau acima dos aços HY no
tocante à tecnologia de construção de equipamentos conforme estudos de (PHILLIPS,
1988).
Segue abaixo algumas das vantagens mais importantes (PHILLIPS, 1988):
� Não há necessidade de pré-aquecimento das chapas antes de sua
soldagem;
� Não requer tanta habilidade por parte do soldador, o que permite o
emprego de mão-de-obra menos qualificada, reduzindo assim os custos
ligados a treinamento de pessoal;
� Redução nos custos de inspeção e reparo;
� Supressão da necessidade de se perder tempo com a fixação e retirada
de dispositivos auxiliares para soldagem (há menos empenamento);
� Redução da qualidade requerida para a preparação da superfície.
Além dos motivos citados acima, devido a sua composição e facilidade de
soldagem HSLA-80 é mais economicamente viável em um maior número de
aplicações que o HY-80, e ainda devido à maior a possibilidade de conformação
principalmente a frio quanto, que esta operação no caso é inviável no HY-80.
Finalmente, os processos de soldagem com alta produtividade, soldas automatizadas,
em especial por arco submerso - SAW, por exemplo, podem ser utilizados na
fabricação de peças simples em aço HSLA-80. Ao contrário do HY que não podem
utilizar-se desse processo, tendo que praticamente depender de processos manuais
como de eletrodo revestido (SMAW), o que demanda muito tempo particularmente na
26
união de grandes seções, resultando em baixa produtividade e elevando os custos de
produção se comparado com o SAW.
As novas ligas com resistência mecânica e tenacidades equivalentes às do aço
HY-80 mais especificamente em relação ao HSLA-80 já são produtos comercialmente
disponíveis, sendo um dos principais usos paras as indústrias petrolífera e militar,
além de claramente em uso de para projetos estruturais. À medida que a resistência
mecânica desses aços e sua eficácia de soldagem comprovada, ocorre um aumento
cada vez maior pela sua procura, e sem dúvida surgirão oportunidades crescentes
para outras aplicações desses materiais.
2.3.2 Aplicação do aço HSLA-80 em vasos de guerra
Os aços, que são convencionalmente utilizados em vasos de guerra, como por
exemplo: navios, fragatas, corvetas, e especialmente submarinos, são aços
estruturais tais como HSLA-80, com algumas exceções, principalmente se estes
componentes forem fabricados com tecnologia europeia mais precisamente a
francesa que usa em seus submarinos “Barracuda” e o “Le Triomphant”, com
propulsão nuclear, o HSLA-100 e no caso do “Scorpene”, propulsão diesel-elétrica
utiliza-se exatamente o HSLA-80 (Marinha do Brasil, 2014).
Estes aços além dos usos citados acima são utilizados também para produzir
componentes em chapas ou forjados que, de modo a ter uma estrutura que é possível
obter a martensita, embora não seja necessário, pois seu endurecimento se dá
primordialmente por precipitação de Cu entre 1 e 1,5% máximo na ferrita
supersaturada entre 480 e 705ºC como já demonstrado nas figuras de 4 a 8. O
resultado desse mecanismo de endurecimento é suficiente para fornecer o Limite de
Escoamento entre 450 e 525 MPa, o alongamento de ruptura situa-se entre 15 e 20%.
Usualmente os componentes que são produzidos a partir desses aços são
montados por meio de soldagem com o pré-aquecimento a uma temperatura na ordem
de 100 a 125 °C se necessário, a fim de evitar problemas de trincas por resfriamento
e um posterior pós aquecimento de soldagem entre 70 a 125°C [34], dependendo da
espessura da chapa. Embora o que é afirmado pelos estudos de (GORNI e MEI 2003,
27
apud DOLBY, 1976), não ser necessária tal prática aliado a estudos anteriores das
mesmas práticas.
Apesar das condições de soldagem, em particular, as uniões por solda, podem
produzir tensões residuais de quase 80% do limite de elasticidade, e porque essas
uniões podem ser exigidas em locais em que a temperatura pode cair para
temperaturas na ordem de zero graus Celsius (0ºC), e a altas pressões subaquáticas,
dependendo do uso, caso esse aço seja utilizado em embarcações, ou em oleodutos,
ou em vasos de guerra. Então essas uniões têm que ser bem executadas, e isso pode
ser incluída a operação de pré-aquecimento a uma temperatura elevada, sendo uma
desvantagem operacional, que torna a soldagem dos elementos que compõem esses
equipamentos mais dispendiosas. Portanto, é desejável ter um aço capaz de permitir
que as uniões soldadas possam ser realizadas em melhores condições operacionais,
tornando o processo mais simples na sua execução, isto é, sem pré-aquecimento, ou,
pelo menos, realizando apenas uma operação alívio de tensões das chapas na ordem
de 100 ºC, ou de preferência metade disso após a soldagem.
As condições de soldagem, podem ser melhoradas para soldagem desses
elementos produzidos a partir de um aço do tipo HSLA 80, com o uso de elétrodos
compatíveis com resistência mecânica do material de base, esses eletrodos também
podem ser capazes de na sua composição promover a adição de elementos de liga
que refinem ainda mais a junta soldada, tornando então as estruturas capazes de
atender aos requisitos de resistência mecânica, fragilidade à frio (trincas a frio) e à
fidelidade metalúrgica do composto soldado metal de solda com a zona de fusão
(MS+ZF).
No entanto, pode ocorrer uma desvantagem, uma vez que a redução do risco de
trincas que é assim obtido sob a região do metal depositado, não resolve o problema
do risco de trincas provocadas pela operação de soldagem no próprio metal de base,
na região da ZTA.
Por isso é necessário a correta escolha dos eletrodos e a correta aplicação do
parâmetros de soldagem que juntos serão capazes de superar esta desvantagem ao
proporcionar um aço soldável com uma força de alto rendimento para a produção de
montagem de componentes, por meio de soldagem, que são constituídas por chapas
28
espessas e que tenham uma resistência à deformação de entre 480 e 620 MPa,
resistência ao impacto superior a 50 J, e para a qual há uma redução dos riscos de
ocorrências de trincas no metal de base, provocada por uma operação de soldagem,
na região da ZTA.
Enfim, para que o uso do aço HSLA-80 fosse tido como confiável no meio metal
mecânico, assim de como toda família HSLA, apesar de soldagem estar localizada na
região onde é segura a soldagem sob quaisquer condições (Zona I) devido ao ter o
de carbono como apresentado na figura 9, obtida pelos estudos de (Wilson et al.,
1988), onde adotou-se a prática segura e mais conservadora de se realizar os
tratamentos térmicos de pré e pós soldagem para tal aço. Com essa prática
introduziu-se de maneira não conflituosa o uso desses aços para construção de vasos
de guerra e aí principalmente os submarinos além do uso na indústria petrolífera, mas
com algumas variações de composição química menos exigentes, mas ainda se
tratando do mesmo aço.
2.3.3 Soldabilidade do aço HSLA - 80
A soldagem utiliza para a sua ocorrência a aplicação localizada de calor e/ou
deformação plástica, o resultado disso é a alteração das propriedades do material,
que nem sempre são desejáveis ou aceitáveis. A maioria destas alterações dependem
das reações ocorridas durante a solidificação e resfriamento do cordão de solda e
consequentemente de sua estrutura resultante. Compreender esses fenômenos
metalúrgicos é importante para a melhor escolha de cada processo de soldagem para
cada tipo diferente de material a ser soldado.
Com essa análise a soldagem pode ser considerada um tratamento
termomecânico altamente violento, cujo efeito nas características metalúrgicas do
metal deve ser cuidadosamente considerado.
As alterações do material podem comprometer o desempenho em serviço do
material, e, assim, devem ser minimizadas pela adequação do processo de soldagem,
com a análise de certos fatores ainda na engenharia de soldagem, ou seja, nas
29
escolhas desses fatores que menos provocarão interações que sucederão numa
melhor soldagem, dentre esses fatores podemos citar a escolha do material a ser
soldado, tipo de eletrodo, a energia de soldagem, travamentos para redução de
distorções e indução de tensões residuais, dentre outros.
Um dos fatores principais que determinam a soldabilidade dos aços é o grau de
imunidade que ZTA apresenta contra a formação de trincas a frio, tanto na forma
retardada como no que ocorre abaixo do cordão de solda, devido aos diferentes
gradientes térmicos inerentes aos processos de soldagem. De forma geral, a
suscetibilidade da ZTA de um dado aço às trincas depende tanto de sua composição
química como da maneira como ele foi soldado, incluindo-se nessa análise desde a
preparação com os devidos travamentos mecânicos, os tratamentos térmicos de
soldagem, a escolha do eletrodo capaz de fornecer componentes químicos, dentre
outros que mitigarão esse comportamento mecânico indesejado.
Uma das análises mais peculiares e importantes para o metalurgista está na
composição química, que com ela traz uma segurança quanto a utilização do aço e
seus meios de beneficiamento, com uma ferramenta bastante utilizada que é a relação
entre %C e Carbono equivalente (CE), essa relação dá um indicativo se houve
exageros no projeto de liga do aço e principalmente indica se esse aço irá se
comportar bem durante a sua soldagem, ou seja se tem boas características propícias
à soldagem, sejam elas quais forem, e as aplicações e os métodos de construção a
qual esse aço será submetido. Temos abaixo duas formas de se calcular o CE e como
encontrar essa relação nas equações 1 e 2.
A temperabilidade de um aço, é a capacidade desse aço formar a martensita, e
é determinada pelo teor de carbono e dos elementos de liga.
Existem diversas fórmulas para calcular o carbono equivalente; uma equação
bastante empregada é a desenvolvida pelo International Institute of Welding (IIW).
�� = � +��
�+
����
+
���
� Equação (1)
30
Uma outra é como apresentado por (WILSON et al., 1988).
�� = � +����
�+
����
� +
����
Equação (2)
A soldabilidade de um aço carbono é determinada pelo teor seu carbono
equivalente. Quanto menor for a relação de carbono equivalente, menor a
probabilidade de ser obtida uma microestrutura martensítica (temperabilidade) e,
consequentemente, melhor a soldabilidade do aço. Na tabela 3 abaixo temos a
relação entre CE e soldabilidade de um aço.
Tabela 3 - Relação entre CE e soldabilidade.
CE < 0,40 Boa soldabilidade
0,40 ≤ CE ≤ 0.60 Média soldabilidade
CE > 0,60 Má soldabilidade
Dessa relação pode-se ter uma correlação importantíssima para a soldagem que
pode ser visto esquematicamente na Figura 9.
Figura 9 - Suscetibilidade à ocorrência de trincas na ZTA para vários aços utilizados na indústria naval militar (WILSON et al., 1988).
31
Apenas o valor elevado para o carbono equivalente não é indicador de que o aço
não é soldável, mas sim de que são necessários cuidados maiores, tais como pré-
aquecimento, consumível com baixo teor de hidrogênio, controle da temperatura
interpasse, processo de soldagem que introduza pouco hidrogênio na peça, pós-
aquecimento e tratamento térmico pós-soldagem de alívio de tensões. Mas é claro
que a classificação da soldabilidade do aço, quanto menor o carbono equivalente
melhor sua soldabilidade. Assim, a tendência atual é reduzir cada vez mais o teor de
carbono no metal de solda e aumentar o teor de elementos de liga que, apesar de
terem um peso menor no carbono equivalente, endurecem o aço que comporá o metal
de solda. Por outro lado, o metal de base especificado para uma determinada
aplicação nem sempre pode ser substituído por um aço com teor de carbono menor
e, consequentemente, com carbono equivalente menor (INFOSOLDA, 1997).
Ainda na figura 9 é possível identificar o melhor caminho a ser seguido para que
seja minimizado ou até mesmo eliminado o problema de trincas de soldagem, que
seria caminhar de modo a encontrar a redução ao máximo do teor de carbono do
material. O carbono é o elemento químico com maior propensão a promover a
temperabilidade, o que seria indesejável pois no momento de seu resfriamento de pós
soldagem teríamos grandes gradiente volumétricos o que proporcionaria a formação
de trincas.
Em relação ao metal de solda, (HARRISON e FARRAR, 1989) atentaram para
um fato de que a utilização de diagramas de resfriamento-composição-temperatura
(TRC) para determinar a microestrutura é limitado devido às diferenças inerentes entre
o MS e a ZTA.
Uma destas diferenças é que o metal de solda depositado à estrutura é
tipicamente colunar, o que torna difícil a simulação. Apesar disso alguns
pesquisadores (DOLBY 1976, FARRAR e HARRISON, 1987), tem mostrado que o MS
para o HSLA-80 é aquele que apresenta uma microestrutura composta de ferrita
acicular. Neste caso ocorre a eliminação de toda ferrita de contorno de grão, além da
Bainita e Martensita presentes, que podem existir devido às taxas de resfriamento
impostas pela soldagem.
32
Os estudos sempre concorrerão para a eliminação da ferrita de contorno de grão,
com a adição de elementos microligantes, e através de um outro mecanismo que seria
com a formação desejada da ferrita acicular, que tem a relação direta com o tamanho
de grão austenítico, composição química, inclusões, e como estes dois irão interagir.
Ainda com relação ao metal de solda nos estudos de (SVENSSON, 1999), foi
afirmado que metais de solda com limite de escoamento superiores a 690 MPa
apresentam microestrutura constituída de ferrita acicular, martensita e bainita.
Concordado com isso temos os estudos de (KARLSSON et al., 2004), que os metais
de solda de alta resistência contendo 2 a 3% de Ni, são constituídas de ferrita acicular,
martensita e Bainita e logicamente dependendo do percentual desses constituintes
haverá mudanças nas propriedades mecânicas do MS, e que a velocidade de
resfriamento tenha forte influência nas propriedades mecânicas dessas juntas
soldadas.
2.3.3.1 Classificação dos Constituintes da Zona Fundida
Para os aços com baixo teor de carbono e baixa liga, a poça de fusão solidifica-
se inicialmente como ferrita, podendo sofrer uma reação peritética com a formação de
austenita. Durante o resfriamento, a ferrita delta remanescente transforma-se em
austenita. Esta, em função das elevadas temperaturas, sofre um grande crescimento
de grão, tendendo a apresentar uma estrutura de grãos colunares e grosseiros, similar
à estrutura original de fusão da ZF. Em temperaturas mais baixas, inferiores a 900ºC,
a austenita se decompõe, resultando em diferentes produtos ou constituintes (Bainita
ou FA) seguindo as considerações gerais colocadas na seção anterior. A estrutura da
zona fundida do metal de solda de aços de baixo carbono e de baixa liga depende de
inúmeros fatores. Ela apresenta aspectos macroscópicos resultantes do crescimento
epitaxial e colunar e dos padrões de segregação resultantes da solidificação da solda.
Estes aspectos, juntamente com o estado inicial da austenita (composição, tamanho
de grão, micro segregações e estado de deformações), as características da
população de inclusões e precipitados existentes e as condições de aquecimento e
resfriamento influenciarão a microestrutura do cordão de solda (OHKITA, 1995).
Em uma soldagem de um único passe, a microestrutura da ZF será formada
pelos produtos da decomposição da austenita em ferrita, carbonetos e martensita
durante o resfriamento, sendo que a ferrita pode assumir diferentes morfologias,
33
algumas de difícil distinção, já nas soldagens onde há a ocorrência de vários passes,
a estrutura será ainda mais complexa, sendo formada por regiões reaquecidas e
alteradas pelos ciclos térmicos dos passes seguintes e por regiões que
permaneceram basicamente inalteradas. As características desta microestrutura,
tanto em escala microscópica como em escala submicroscópica, são fundamentais
na determinação das propriedades mecânica e metalúrgicas finais da ZF.
Em 1988, o Instituto Internacional de Soldagem (IIW) desenvolveu um sistema
de classificação para os constituintes do metal de solda, baseado na sua observação
com o microscópio ótico, que se tornou o mais aceito atualmente. Segundo este
sistema, os constituintes mais comuns da zona fundida podem ser classificados como:
• Ferrita de contorno de grão – PF (G). • Ferrita poligonal intragranular – PF (I). • Ferrita com segunda fase alinhada - FS (A). • Ferrita com segunda fase não alinhada – FS (NA). • Ferrita acicular – FA. • Agregado ferrita-carboneto - FC • Martensita – M. •
A tabela 4 abaixo resume as características destes constituintes segundo o
sistema de classificação do IIW (IIW, 1988). Normalmente, em estudos que envolvem
a correlação entre a microestrutura e as propriedades do metal de solda, é necessário
realizar metalografia quantitativa no metal de solda, determinando-se a fração ou
predominância de seus diferentes constituintes.
34
Tabela 4 - Constituintes da zona fundida de aços ferríticos observados ao microscópio ótico, segundo o sistema do IIW, (IIW,1988).
Constituinte Código Descrição
Ferrita de Contorno de
Grão
PF(G) Veios de grãs poligonais associados com contornos
austeníticos prévios
Ferrita Poligonal
Intragranular
PF(I) Grãos de ferrita usualmente poligonais, localizados no
interior dos grãos austeníticos prévios e 3 vezes maiores do
que os grão ou lâminas adjacentes de ferrita.
Ferrita Acicular AF Pequenos grãos de ferrita não alinhados no interior dos
grãos austeníticos prévios. Uma região de AF comumente
inclui placas isoladas de grande razão de forma (relação
entre o maior e o menor eixo).
Ferrita com Segunda Fase
Alinhada
FS(A) Duas ou mais placas paralelas de ferrita, a razão de forma
deve ser maior que 4:1. Se operador tiver segurança, este
constituinte pode ser subclassificado como placa lateral de
ferrita, Bainita superior ou inferior.
Ferrita com Segunda Fase
não alinhada
FS
(NA)
Ferrita envolvendo completamente ou com micro fases
aproximadamente equiaxiais ou distribuídas aleatoriamente
ou em lâminas isoladas de AF.
Agregado Ferrita
Carboneto
FC Estruturas finais de ferrita e carboneto, incluindo ferrita com
carbonetos “interfásicos” e perlita. Se o agregado é
claramente identificado como perlita, ele deve ser designado
como FC(P). Se o agregado for menor que as lâminas
adjacentes dentro do grão austenítico prévio, ele deve ser
desprezado.
Martensita M Colônias de martensita maiores que as lâminas adjacentes
de ferrita. Se o operador estiver seguro, o constituinte pode
ser classificado como martensita laminar ou maclada, M(L)
ou M(T).
35
2.3.4 Tratamento térmico para a soldagem do aço HSLA-80
2.3.4.1 Pré-aquecimento
O pré-aquecimento consiste em introduzir uma fonte de calor adicional na
peça quando se executa uma soldagem; no entanto, muitos não o consideram como
um tratamento térmico. O aquecimento pode muitas vezes ser feito em uma faixa de
temperatura que varia de seis a doze vezes a espessura da peça e pode ser obtido
por vários métodos. O pré-aquecimento tem como objetivo diminuir a velocidade de
resfriamento de uma junta soldada, tornando menores as tensões residuais
resultantes de soldagem. Em metais com alta condutibilidade térmica, facilita as
operações de soldagem. Em aços, favorece a difusão do hidrogênio, além de reduzir
na ZTA a ocorrência de picos de dureza. Os principais parâmetros para especificar
um pré-aquecimento são: a espessura da peça, a natureza da composição química e
condições metalúrgicas do metal, o nível de restrição a que a junta está sendo
submetida e também o processo de soldagem e seu aporte de energia.
2.3.4.2 Pós-aquecimento
O pós-aquecimento é responsável pela eliminação de hidrogênio induzido por
processos de soldagem nos aços carbono e de baixa liga. Consiste em aquecer a
junta soldada sob temperaturas acima de 150ºC, durante um período mínimo de uma
hora, imediatamente após a soldagem, e aproveitando o pré-aquecimento.
As temperaturas e os tempos são diretamente proporcionais à quantidade de liga
do material e da espessura. Na maioria dos casos, o pós-aquecimento não provoca
alívio de tensões, salvo em materiais que sofreram têmpera.
36
3 OBJETIVOS
� Estabelecer uma comparação entre as características mecânicas por
cada um dos tratamentos térmicos propostos;
� Identificar através de uma análise metalográfica as microestruturas
formadas nas juntas soldadas;
� Comparar as propriedades mecânicas do aço soldado nos tratamentos
térmicos propostos e confrontá-las a fim de comprovar se há a
necessidade ou não dos tratamentos térmicos para soldagem desse aço.
37
4 MATERIAIS E MÉTODOS
4.1 Material de Base
Foi utilizado como material de base chapas de aço HSLA-80 cedido pela
Nuclebrás Equipamentos Pesados – NUCLEP, nas dimensões de 3000 mm x 250mm
x 30 mm, e logo em seguida feito corpos de prova nas dimensões de 500 mm x 250mm
x 30 mm e montado aos pares para a soldagem formando com isso 3 conjuntos
diferentes um para cada plano de tratamento térmico diferente.
4.2 Procedimento de soldagem
4.2.1 Preparação das juntas
As juntas foram preparadas a partir das chapas conforme descrito no item 4.1. A
figura 10 apresenta em detalhes a geometria da junta utilizada. Foram tomados
cuidados especiais durante a montagem, preparação e ajuste das chapas, com a
maior precisão possível. Ainda assim a montagem ocorreu conforme o planejado e
respeitando os limites de tolerância estabelecidos. Além disso toda superfície a ser
soldada foi limpa de forma a eliminar quaisquer resíduos do tipo, graxa, óleos, carepa
e etc., pois se houver impurezas presentes e estas forem fundidas durante a
soldagem, poderão ocorrer poros e trincas no cordão de solda.
Figura 10 - Geometria do chanfro duplo "V" utilizado na soldagem, (JORGE, 2016).
38
A preparação dessa chapa consiste em corte por serra mecânica e posterior
usinagem do chanfro com o perfil em duplo “V” formando ângulo de 60º com relação
de 1/3 e 2/3 na formação do bisel tendo com isso altura de 10 mm e 20 mm e com
abertura de raiz de 5 mm ±1mm de tolerância para montagem, na figura 11 abaixo
temos essa montagem já com um primeiro passe na raiz e com chapas de entrada e
saída de solda.
Figura 11 - Junta preparada para soldagem (JORGE, 2016).
O chanfro tipo duplo “V” foi o escolhido por ter melhor aplicação devido ao grande
volume de metal de adição para seu preenchimento de solda, com isso teve-se o
cuidado para uma boa prática na soldagem, que dentre outras preconizaram o aporte
térmico, a dissipação de calor, as contrações de solda, além do que não se pode ter
uma profundidade de chanfro maior que a abertura, pois dessa forma tem-se um
aumento da possibilidade de ocorrência de trincas.
4.2.2 Tratamento térmico
As juntas foram aquecidas conforme esquema de aquecimento mostrado na
tabela 5. Cada uma das amostras foi obtida respeitando as respectivas curvas de pré-
39
aquecimento, temperatura de entrepasse e pós aquecimento da junta soldada,
conforme figura 12.
Figura 12 - Esquema de tratamento térmico para soldagem (JORGE, 2016).
Com isso foi obtido 4 tipos diferentes de tratamento térmico ajustados a cada
junta soldada segundo o planejado para o experimento. Essas sequências de
tratamentos térmicos foram nomeadas com siglas de identificação e utilizadas em
todos os corpos de provas gerados para os demais ensaios daí em diante para uma
melhor rastreabilidade e coerência nas futuras considerações durante todo o trabalho.
Temos que ressaltar que a amostra número 2, que apresenta tanto pré-aquecimento,
quanto pós aquecimento não foi realizada neste estudo, para esse tipo de amostra
apenas coletou-se os registros de soldagens anteriores, pois esse tipo de amostra é
a praticada usualmente e, portanto, servira de referencial paras as comparações
desse estudo.
Tabela 5 - Esquema de tratamento térmico utilizado nas amostras (JORGE, 2016)
Número da
Amostra
Pré
Aquecimento
Pós
Aquecimento
Sigla de
identificação 1 Sim Não APC-SAC 2* Sim Sim APC-AAC 3 Não Sim SPC-AAC 4 Não Não SPC-SAC
40
*Essas amostras não foram produzidas, utilizou-se apenas como comparativo para as outras.
Os equipamentos utilizados para controle de temperatura e aquecimento são
compostos de uma máquina de tratamento térmico de 12 canais, potência de 100kW
e 440V, conforme figura 13, um registrador eletrônico de temperaturas conforme figura
14, que serviu para registrar os exatos momentos para ocorrência dos passes de
soldagem, servindo de conferência para o soldador.
.
Figura 13 - Máquina controladora de tratamento térmico (JORGE, 2016).
41
Figura 14 - Registrador de temperatura (JORGE, 2016).
Utilizou-se resistências elétricas, mostradas na figura 15, essas resistências são
controladas por máquinas de tratamento térmico que colocam a chapa na temperatura
desejada promovendo o devido tratamento térmico, além das resistências utilizou-se
também termopares, que serviram de suporte para o controle efetivo das temperaturas
durante o tratamento térmico.
Figura 15 - Resistências de aquecimentos nas placas a serem soldadas (JORGE, 2016).
42
Os termopares foram soldados conforme detalhado na figura 16, os quais
mandavam para o conjunto controlador a exata temperatura das chapas para os
registradores e consequentemente para as máquinas de tratamento térmico, tendo
assim um controle efetivo e preciso antes, durante e após a soldagem.
Figura 16 - Detalhes dos termopares soldados às placas a serem soldadas (JORGE, 2016).
4.2.2.1 Pré-aquecimento (Pré Chauffage)
Este tratamento térmico para esse caso, consiste no aquecimento da junta
soldada utilizando-se para isto resistências de aquecimento que proporciona um
controle eletrônico preciso das temperaturas que devem ficar entre 70 ºC a 110 ºC,
conforme linha tracejada da figura12, e essa temperatura durante a soldagem deve
ser controlada a no máximo 125ºC, ou seja a temperatura entre passes é de 70 ºC +
55 ºC.
4.2.2.2 Pós-aquecimento (Aprés Chauffage)
Após a soldagem quando necessário ocorre o tratamento térmico de pós
aquecimento, que consiste no controle da temperatura ao término da soldagem da
junta utilizando-se as mesmas resistências do aquecimento mas só que neste
momento o controle se dá para que não haja o resfriamento a temperatura ambiente,
e sim um resfriamento eletronicamente controlado das temperaturas que devem ficar
entre 70 ºC a 170 ºC, conforme linha contínua da figura 12, por um período de 5 horas,
43
e só após esse tempo as resistências são desligadas e há o resfriamento até a
temperatura ambiente.
4.2.3 Soldagem
A seleção do processo depende da espessura do componente, da posição da
junta e da local do componente a soldar. Foi realizado a soldagem pelo processo de
eletrodo revestido, e toda a soldagem utilizou o mesmo soldador para todas as
amostras, na posição plana (1G) como demonstrado na figura 17, uma das mais
utilizada para tais trabalhos, devido à facilidade de acesso do eletrodo e a redução do
empenamento ocasionado pela soldagem em si.
Figura 17- Posição de soldagem plana (1G) adaptada, (JORGE, 2016).
A sequência de soldagem foi balanceada para reduzir a deformação. Foi feito o
passe de raiz, logo em seguida girando a amostra para esmerilhar o lado oposto para
garantir a total fusão do consumível com o material de base dessa raiz, logo após foi
feito o passe de enchimento nesse lado, e após esse procedimento, foi preenchido o
primeiro lado, com isso reduziu-se o empenamento, conforme figura 18.
44
Figura 18 -Esquema de passes de solda para chanfro tipo "V", (JORGE, 2016).
Na tabela 6, temos a especificação técnica da fonte de energia para soldagem a
arco (máquina de solda) utilizada na soldagem das amostras.
Tabela 6 - Especificações técnicas da máquina de solda, (CATÁLOGO MILLER XMT 350/450, 2012)
Alimentação Saída
nominal
Faixa
de
tensão
(V)
Faixa de
corrente
(A)
Tensão
em vazio
máxima
Corrente primária na saída nominal, 60 Hz
trifásico KVA KW
208 V 230 V 400 V 460 V 575 V
Trifásica
350 A @
34 Vcc,
F.T. =
60%
10 –
38 V
5 – 425
V
75 Vcc 40,4 36,1 20,6 17,8 14,1 14,2 13,6
4.2.3.1 Material de adição - Consumíveis
Foi utilizado como material de adição eletrodo AWS/ASME E 11018-G, ou seja,
um tipo de eletrodo básico de máxima resistência mecânica e alta tenacidade à baixas
temperaturas, para a soldagem dos aços de granulação fina de elevadas
propriedades. Resistente à corrosão e à fissuração. Recomendado para a soldagem
45
de aços de construção mecânica, civil, sujeitos a grandes esforços a baixas
temperaturas. Podendo ser utilizado em soldagem para todas as posições.
A escolha do material de adição é baseada em fatores como a tensão limite de
resistência, a composição e a tenacidade do entalhe. Em alguns casos pode ocorrer
a necessidade de utilização mais de um tipo para satisfazer os requisitos de
fabricação.
A maioria dos eletrodos e consumíveis é classificada de acordo com a
ANSI/AWS para uso em aços de baixa liga.
Foram utilizados eletrodos E 11018G com dois diferentes diâmetros de 3,2mm
e 4 mm, para soldagem pelo processo SMAW. Esse eletrodo é indicado na soldagem
de aços baixa liga ao Cr-Ni-Mo, com ele é possível atingir limites de escoamento entre
760-820 MPa.
A tabela 7 abaixo apresenta a composição química do consumível utilizado
segundo catálogo AWS.
Tabela 7 - Composição química eletrodo AWS A-5.5 - E 11018G (% em peso)
Material C Mn Si Ni Cr Mo
AWS A-5.5
E-11018G
0,06 1,6 0,25 1,8 0,3 0,4
A tabela 8 apresenta os parâmetros de soldagem utilizados, para o processo de
eletrodo revestido.
46
Tabela 8 - Parâmetros de soldagem usados na junta soldada processo SMAW (JORGE, 2016).
Número Dimensões do eletrodo
(mm)
Corrente Tensão
(V) Região Passe Camada Comprimento Diâmetro Ampères Tipo
Raiz 1 1 450 3,25 100 CC+ 24 Preenchimento 2 2 450 4,00 168 CC+ 24 Preenchimento 3 5 450 4,00 168 CC+ 24 Preenchimento 4 5 450 4,00 168 CC+ 24 Raiz 5 3 450 3,25 100 CC+ 24 Preenchimento 6 4 450 3,25 100 CC+ 24 Preenchimento 7 8 450 4,00 140 CC+ 24 Preenchimento 8 8 450 4,00 140 CC+ 24 Faceamento 9 6 450 4,00 140 CC+ 24 Faceamento 10 6 450 4,00 140 CC+ 24 Faceamento 11 9 450 4,00 140 CC+ 24 Faceamento 12 9 450 4,00 140 CC+ 24 Acabamento 13 7 450 4,00 150 CC+ 24 Acabamento 14 7 450 4,00 150 CC+ 24 Acabamento 15 7 450 4,00 150 CC+ 24 Acabamento 16 10 450 4,00 150 CC+ 24 Acabamento 17 10 450 4,00 150 CC+ 24 Acabamento 18 10 450 4,00 150 CC+ 24
Foi utilizado corrente contínua positiva (CC+) pois ela oferece uma maior
resistência a ocorrência de porosidades, um melhor formato e aparência do cordão de
solda e uma maior penetração nos passes de raiz. Como o chanfro é do tipo duplo "V"
foi reduzida a intensidade de corrente, mas não demasiadamente para que o arco não
se desestabilizasse, com isso tivemos uma menor penetração e consequentemente
um espalhamento da poça de solda, unindo assim as duas partes da chapa, todo esse
processo sem alterar os outros parâmetros de soldagem.
4.3 Ensaios mecânicos
4.3.1 Ensaios não destrutivos
Após a soldagem realizou-se ensaios de inspeção visual (VT), líquido penetrante
(PT) e partícula magnética (PM), com a finalidade de verificar descontinuidades
47
superficiais e o aspecto da seção transversal da junta soldada, além dos ensaios
volumétricos de ultrassom e gamagrafia.
4.3.2 Ensaios destrutivos
Após os ensaios não destrutivos de inspeção visual, liquido penetrante,
gamagrafia, e partícula magnética, foram confeccionados corpos de prova
transversais ao cordão de solda para, ensaios de tração transversal, impacto Charpy,
dureza e dobramento, também foram removidos corpos de prova longitudinais ao
cordão de solda, ou seja, ao longo do metal de adição para o ensaio de tração
longitudinal que contemplaria uma análise do comportamento do metal de adição. Na
tabela 9 abaixo, é demonstrada como foi feita a distribuição dos corpos de prova de
acordo com os ensaios.
Tabela 9- Quantificação dos corpos de prova para cada amostra (JORGE, 2016).
Tipo de CP Seção Número de CP’s
Tração Transversal Retangular 6
Tração Longitudinal (MS) Circular 3
Impacto Metal de Solda Circular 9
Impacto ZTA Prisma 9
Macrografia/Micrografia Plana 3
Dureza Plana 3
Dobramento Retangular 6
Total 39
Foram preparados corpos de prova para cada um dos 3 tipos de tratamentos
térmicos utilizados nessa análise. Os corpos de prova para os ensaios foram retirados
qualitativamente de forma a retirar regiões de início e final de chapa e locais onde
houveram descontinuidades, que ocorreu em uma das amostras, a figura 19 abaixo,
demonstra o corte das amostras para a retirada de corpos de prova, e conforme
apresentado na tabela 9, totalizando então 39 corpos de prova preparados para a
realização dos ensaios mecânicos.
48
Figura 19 - Amostras recortadas para confecção dos corpos de prova (JORGE, 2016).
4.3.2.1 Ensaio de tração
Os ensaios de tração transversal foram realizados com dimensões retangulares
e cilíndricas para avaliações da solda transversal e do cordão de solda
respectivamente. Suas dimensões seguem conforme norma ASTM A 370-05, e nas
figuras 20 e 21 e na tabela 10 onde temos representados a geometria e as dimensões
cilíndricas dos corpos de prova de tração.
Figura 20 - Geometria dos corpos de prova cilíndricos de tração (Fonte: Norma ASTM A 370, 2005).
49
Figura 21 - Geometria dos corpos de prova cilíndricos de tração tração (Norma ASTM A 370, 2005).
Tabela 10 - Dimensões para CP's de tração tipo cilíndricos, adaptada (Norma ASTM A 370, 2005).
Amostra Dimensões (mm)
G – Comprimento utilizado para o ensaio 50,0 ± 0,10
D – Diâmetro 12,5 ± 0,25
R – Raio mínimo 2
A – Comprimento da seção reduzida 100, aproximadamente
L – Comprimento total 140
B – Seção de aderência 20, aproximadamente
C – Diâmetro extremidade 18
Na figura 22, temos os corpos de prova usinados de acordo com a norma para
os ensaios de tração longitudinal antes da confecção da rosca (esquerda) na cabeça
do corpo de prova, e após a confecção da rosca (direita) na cabeça do corpo de prova
para encaixe na máquina de tração.
50
Figura 22 - Corpos de prova cilíndricos usinados - tração longitudinal (MS) (JORGE, 2016).
Na figura 23 e na tabela 11 temos as dimensões utilizadas nos corpos de prova
retangular e na figura e 24 temos o corpo de prova usinado seguindo essas
dimensões.
Figura 23 - Geometria dos corpos de prova retangular de tração (Norma ASTM A 370, 2005).
.
51
Tabela 11 - Dimensões para corpos de prova de tração tipo retangular, adaptada (Norma ASTM A 370, 2005).
Amostra padrão Dimensões (mm)
G – Comprimento utilizado pelo ensaio 50 ± 0,10
W – Largura 12,5
T – Espessura Espessura do material (30 mm)
R – Raio mínimo 13
L – Comprimento total, mínimo 200
A – Comprimento da seção reduzida 60
B – Comprimento da seção de fixação 50
C – Largura da seção de fixação, mínimo 25
Nesse tipo de corpo de prova para ensaio de tração, não é necessário a
usinagem das cabeças dos corpos de prova pois eles apresentam área suficiente para
a fixação na máquina de tração.
Figura 24 - Corpos de prova retangulares usinados - tração transversal (JORGE, 2016).
52
Abaixo é mostrado na figura 24 a máquina de para o ensaio de tração, fabricante
Kratos, Classe 1, célula de carga PLK005A-1A.
Como critério de aceitação dos corpos de prova termos que para o caso do
ensaio de tração transversal, temos que se o corpo de prova romper no metal de base,
fora da solda ou da interface da solda, o teste é considerado aceito e se o limite de
resistência (LR) não for inferior a 450 MPa. Caso ocorra valores menores que este
mínimo estabelecido para esse aço é necessário determinar o local da fratura, e
avaliar.
Figura 25 - Maquina para realização do teste de tração (JORGE, 2016).
4.3.2.2 Ensaio de dobramento
O teste de dobramento é utilizado para a avaliação e previsão da performance
em serviço de uma peça solicitada em esforço de dobramento. O teste de dobramento
53
indica se houve na solda defeitos tais como: falta de fusão, falta de penetração,
trincas, porosidades. Servindo então para a verificação da integridade da solda.
A severidade do teste de dobramento é primordialmente em função do ângulo
de dobramento o qual o corpo de prova é submetido, e as condições variam de acordo
com outros fatores, tais como: localização e orientação do corpo de prova testado,
composição química, do material, propriedades de tensão, dureza, tipo e
especificação do aço utilizado.
Para o nosso caso e de acordo com a norma ASTM A 370, temos as dimensões
do corpo de prova, conforme geometria apresentada na figura 26, e o corpo de prova
já devidamente usinado para o ensaio na figura 28.
Figura 26 - Geometria do corpo de prova para dobramento (ASME, 2014).
O ensaio foi realizado na direção transversal, com tipo lateral, utilizando máquina
WOLPERT, figura 27, com cutelo de 40 mm e ângulo de dobramento a 180°, e tendo
como critério de aceitação que: as descontinuidades abertas na solda ou ZTA de até
1,6 mm, excluindo-se as decorrentes de poros, medidas em qualquer direção da
superfície convexa do corpo de prova após o dobramento, são aceitáveis.
54
Figura 27 - Máquina de ensaio de dobramento (JORGE, 2016).
Figura 28 - Corpo de prova usinando para ensaio de dobramento (Jorge, 2016).
4.3.2.3 Ensaio de dureza
Utilizou-se o ensaio de dureza para identificar se houve algum ponto onde a
dureza se elevou de forma desproporcional e suas interações com os tratamentos
térmicos de pré e pós soldagem o ensaio de dureza se deu ao longo de todas as fases
ocorrentes da solda de acordo com o explicado abaixo.
55
O ensaio de micro dureza Vickers ocorreu com aplicação de carga de 1 kgf e
realizado de acordo com a seguinte distribuição: 12 medidas para o metal base (MB),
12 medidas para a zona termicamente afetada (ZTA) e 12 medidas para a zona
fundida (ZF). As medições foram feitas a cerca de 2,0 mm da superfície inferior e
superior da junta soldada e em uma linha traçada no meio da amostra, como mostrado
na figura 29. Com esse ensaio será possível a verificar a existência de pontos com
dureza elevada.
Figura 29 - Pontos para medição de micro dureza Vickers (Jorge, 2016).
4.3.2.4 Ensaio de Impacto Charpy
Sabe-se que durante o ensaio de tração, a velocidade de deformação é
constante, não variando muito até um certo limite, para que o ensaio não se transforme
num ensaio dinâmico. Porém no caso de aplicações severas onde a formação da
trinca ocorre num estado triaxial de tensões e as vezes em baixas temperaturas, a
alta velocidade de carregamento se faz necessária para avaliações mais especificas,
e com isso consegue-se determinar se ocorrerá a fratura frágil.
No impacto, não é só a força aplicada que conta. Outro fator é a velocidade de
aplicação da força. Força associada com velocidade se traduz em energia.
O ensaio de impacto consiste em medir a quantidade de energia absorvida por
uma amostra do material, quando submetida à ação de um esforço de choque de valor
conhecido. O método mais comum para ensaiar metais é o do golpe, desferido por um
peso em oscilação.
56
Nesse experimento foram realizados ensaios de impacto com corpos de prova
do tipo Charpy seguindo a norma ASTM A-370, a figura 30 abaixo, traz a geometria da
confecção desses corpos de prova de impacto do tipo “A”, utilizados no experimento. Esses
corpos de prova foram confeccionados por usinagem conforme registrado na figura 31.
Figura 30 - Geometria do corpo de prova para ensaio de impacto (SOUZA, 1982).
Figura 31 - Corpos de prova usinados para ensaio de impacto Charpy (JORGE, 2016).
Os ensaios de impactos foram realizados com a utilização de Máquina de
Impacto pendular Panantec Atmi, modelo JBW-300, figura 32, com faixa nominal de
trabalho de 0 a 300 J, com subdivisões de 0,28 J, o ensaio foi realizado sob as
seguintes condições: velocidade de impacto de 5,2m/s a 22ºC de temperatura
57
ambiente com 54% de umidade relativa do ar. Sendo os corpos de prova submetidos
a banho de imersão em álcool etílico a -20ºC num recipiente isotérmico, a refrigeração
ocorreu através de circulação controlada de nitrogênio por aproximadamente 30
minutos até a completa homogeneização da temperatura no aço, conforme
demonstrado na figura 33. Após retirado desse recipiente os corpos de prova foram
imediatamente ensaiados.
Figura 32 - Máquina de ensaio de impacto (JORGE, 2016).
58
Figura 33 - Banho de imersão em álcool para resfriamento (-20ºC) dos corpos de prova para ensaio de impacto (JORGE, 2016).
Como o objetivo desse ensaio é determinar a energia absorvida e porcentagem
de ductilidade do material, a análise é feita por comparação do resultado do ensaio
por análise visual de como ocorreu a fratura, ou seja, olha-se a fratura ocorrida no
corpo de prova e a compara com sua respectiva aparência numa tabela que indica o
quanto foi a fratura dúctil ou frágil, as figuras 34 e 35, indicam num croqui como é feita
essa análise. Sendo que se o centro do corpo de prova apresentar o aspecto fibroso
e rugoso (cinza escuro) essa região apresenta como característica fratura do tipo
dúctil, por outro lado se apresentar o aspecto da fratura brilhante (sal e pimenta)
dizemos que ocorreu uma fratura frágil, contudo existe uma gradação que varia de
100% dúctil, totalmente cinza escuro, até 0% dúctil ou 100% frágil, ou seja, totalmente
brilhante.
59
Figura 34 - Aspecto da região do corpo de prova após ensaio de impacto, adaptada (Norma ASTM A 370 2005).
Figura 35 - Fotos comparativas do aspecto da fratura dúctil / frágil, adaptada (Norma ASTM A 370 2005).
.
4.4 Análise Metalográfica
A análise metalográfica serviu par avaliação da microestrutura tanto por macrografia,
quanto por micrografia com o uso de técnicas por microscopia óptica, avaliando a
região da seção transversal da junta soldada das 3 diferentes amostras de soldagem
pelos três diferentes tratamentos térmicos de soldagem estudados.
60
4.4.1 Macrografia
Na análise macrográfica examinou-se a olho nu o aspecto das superfícies, após
serem devidamente polidas e atacadas por Nital. Tendo assim uma ideia do conjunto,
referente à homogeneidade dos materiais, a distribuição e natureza das falhas,
impurezas e ao processo de fabricação (soldagem), qualidade de solda dentre outras
características.
No exame macrográfico foi possível observar e registrar a disposição dos passes
no chanfro e das diversas regiões da ZTA, tendo como critério de aceitação a ausência
de defeitos de soldagem. As superfícies a serem analisadas das amostras foram
preparadas da superfície com lixa de granulometria 220 e 320mesh, lembrando que
quanto maior o número de granulometria da lixa, menor é o tamanho de grão utilizado
na composição da lixa e assim melhor seu acabamento. As amostras após
devidamente lixadas sofreram ataque de reagente químico, Nital 6%.
4.4.2 Micrografia
Na análise micrográfica com o auxílio do microscópio óptico, onde se pode
observar as fases presentes e identificar os constituintes da zona fundida, tanto na
raiz da solda quanto no enchimento e acabamento. As microestruturas de todas as
etapas de solda foram analisadas, após ataque químico Nital 2% e observação
microscópica. A Identificação microestrutural e suas correlações entre as transições
das zonas de soldagem MB-ZTA e ZF-ZTA.
As amostras para análise metalográfica foram retiradas também das amostras
soldadas e preparadas, seguirão os seguintes passos de preparação: corte, lixamento
com lixas de granulometria 220, 320, 400, 600 e 1200 mesh e polimento com pasta
de diamante no laboratório de análises metalográficas da COPPE-UFRJ .
Foi realizada uma análise micrográfica da seção transversal da solda, com
aumentos de 100 X, 200 X, 500 X e 1000 X, Nas regiões de transição entre ZTA-MB,
ZTA-MS, além da ZTA, MB e MS.
61
5 RESULTADOS
5.1 Resultado dos ensaios não destrutivos
Ao finalizar cada passe de soldagem até a seu cordão final de acabamento foram
feitos ensaios visuais para verificar a ocorrência de quaisquer fatores que poderiam
prejudicar o passe seguinte e consequentemente a qualidade da solda, logo após se
encerrar a soldagem da raiz das amostras tivemos o ensaio de partícula magnética
(PM) e líquido penetrante (LP), todas as chapas soldadas utilizadas no experimento
passaram por esse teste e não foram encontradas trincas, fissuras ou poros de forma
significativa nas amostras.
5.2 Resultado de análise por gamagrafia
Nas figuras 36 a 38 temos os resultados dos filmes revelados para ensaio de
gamagrafia, usados para verificar apenas se houveram descontinuidades, e no caso
de positivo para indicação esta seria identificada e descartada para não influenciar na
análise das propriedades de interesse, mas se essas ocorressem de forma repetitiva
o procedimento inteiro seria reavaliado de forma a encontrar a causa de tais
descontinuidades.
A figura 38 revela uma descontinuidade por inclusão de escória na amostra SPC-
AAC, esse tipo de defeito ocorre principalmente por limpeza inadequada entre os
passes de soldagem, como se tratou de uma única ocorrência a solda não foi
reprovada, esta região foi então descartada para a retirada dos corpos de prova para
a realização dos ensaios destrutivos, como não houve novas ocorrências não houve
impacto no resultado para que possibilitasse uma avaliação detalhada da ocorrência
dessa descontinuidade.
62
Figura 36 - Gamagrafia amostra APC-SAC (JORGE, 2016).
Figura 37 - Gamagrafia amostra SPC-SAC (JORGE, 2016).
63
Figura 38 - Gamagrafia amostra SPC-AAC, com indicação de inclusão de escória (JORGE, 2016).
5.3 Resultado da Análise Metalográfica
5.3.1 Resultados da Macrografia
As figuras 39, 40 e 41 abaixo mostram a macrografia da seção transversal da
região central das juntas soldadas do experimento, após terem sido preparadas para
a macrografia, nas amostras foram retiradas o passe de acabamento por meio de
esmerilhamento, antes mesmo do corte transversal.
O que esse resultado nos traz de mais relevante é a afirmação de que todas as
soldas ocorreram de maneira satisfatória, e a deposição de solda sem quaisquer tipos
de defeitos, como já descrito na seção 4.2.3, figura 17, tendo fundido o chanfro tipo
duplo “V”, indicando todas as camadas de soldagem e os devidos passes que as
compõem, e também uma ótima definição da região da ZTA (região mais escura) e
também o MB (região mais clara).
O que se pode concluir dessas soldagens é que elas tiveram penetrações
adequadas, não sendo encontradas descontinuidades.
64
Figura 39 - Macrografia da amostra APC SAC (JORGE, 2016).
Figura 40 - Macrografia da amostra SPC AAC (JORGE, 2016).
Figura 41 - Macrografia da amostra SPC SAC (JORGE, 2016).
65
5.3.2 Resultado da Micrografia
É apresentado na figura 42 (a) e (b), a micrografia do material de base utilizado
para este trabalho com os aumentos de 200 X e 500 X, respectivamente, e como já
dito anteriormente, um aço tipicamente bainítico, nas figuras é possível observar os
grãos totalmente alinhados devido à laminação controlada utilizada no processamento
do aço.
Figura 42- Micrografia do material de base com aumento de 200 X (a), 500 X (b) (JORGE, 2016).
Apresenta-se abaixo das figuras 43 a 51 onde podemos ver as micrografias de
cada uma das amostras e suas respectivas transições e resultado das microestruturas
para cada um dos tratamentos térmicos propostos após suas respectivas soldagens.
Na observação da micrografia do MS, traz como resultado, que a microestrutura
nessa região apresentou basicamente ferrita acicular (FA) quando não houve
tratamento de pré-aquecimento (SPC) e ferrita de contorno de grão (PF (G)) quando
houve o tratamento de pré-aquecimento (APC). A presença da FA no MS é reforçada
pelos elementos de liga, no caso o Mn e o Ni, presentes no eletrodo e que são
formadores e estabilizadores deste microconstituinte.
66
A presença predominante no MS de FA representa um grande ganho nas
propriedades mecânicas do cordão de solda pois a FA é considerado o melhor
constituinte para garantir a tenacidade elevada do material de solda de aço com LE
em torno de 500MPa, como é o caso do HSLA-80, por ela ter uma granulação fina e
entrelaçada, composta de finas ripas de ferrita com cementita entre estas ripas, a
distribuição caótica das ripas de ferrita é favorável ao aumento da tenacidade do MS,
possibilitando uma boa relação entre resistência e tenacidade.
A alta energia de soldagem promoveu a formação da ferrita de contorno de grão
PF(G), e também da ferrita poligonal intragranular PF(I), associada a temperatura de
pré-aquecimento (70ºC) em relação à temperatura ambiente que foram os casos onde
não houve pré-aquecimento de soldagem (APC), resguardando logicamente as
mesmas energias de soldagem, essa elevação da temperatura antes da soldagem
fez com que houvesse uma consequente redução da taxa de resfriamento do MS,
(amostra APC-SAC), e as taxas lentas de resfriamento induzem a nucleação da ferrita
primária intragranular PF(I)ou nos seus contornos gerando a PF(G).
Tendo como análise micrográfica as interações entre MB, ZTA, ZF basicamente,
as microestruturas encontradas em cada uma dessas regiões vêm confirmar a
natureza dúctil do material em si, em destaque a bainita na ZTA e FA no MS.
Lembrando que o mecanismo de formação dessas duas estruturas, a Bainita e a FA
são parecidos, ou seja, se formam a partir da Austenita, só que a Bainita se forma
nos contornos de grãos devido a taxa de resfriamento rápido na ordem de 10-3 a 10-4
segundos, sendo composta por cementita onde ela crescerá na forma de agulhas
extremamente finas de camadas e ferrita em forma de vagem, já a FA tem o mesmo
processo de formação só que ele ocorre dentro do grão da austenita tendo como
característica o desordenamento da ferrita e da cementita dando a ela as
característica de aumento da tenacidade, o que dá ao material a capacidade de
absorver mais energia até se romper.
Tanto a Bainita quanto a FA promovem o ganho de tenacidade além de
incorporar resistência mecânica ao material, nesse experimento tivemos a Bainita na
transição da ZTA, já no MS tivemos predominância da FA como já citado, isso
ocorrendo em todas as amostras.
67
A temperatura de pré-aquecimento direciona uma redução da taxa de
resfriamento do MS fazendo surgir microestruturas macias e menos resistentes (PF
(G)) e PF (I), e poderemos observar a ocorrência desse fenômeno nas amostras (APC)
Nas figuras 43 a 44 abaixo temos as micrografias obtidas das amostras APC-
SAC nelas são apresentadas as microestruturas obtidas. Na figura 43, temos uma
visão geral do que aconteceu com as duas regiões ZTA e MS, ou seja, na transição
entre as duas regiões, sendo nítida a presença de bainita na ZTA e de FA e PF (G)
no MS além da presença de FP em frações menores.
Figura 43 - Micrografia da transição ZTA-MS, amostra APC-SAC, aumento de 100x, (1) BF, (2) FA, (3) PF(G) e (4) PF(I) (JORGE, 2016).
A figura 44 (a) e (b), com aumentos respectivos de 200 X e 500 X, apresenta-se
o resultado da micrografia dessa mesma amostra, APC-SAC, para a mesma transição
entre as regiões detalhando ainda mais a presença de Bainita na ZTA e FA no MS.
68
Figura 44 - Micrografia da transição ZTA-MS, amostra APC-SAC, aumento de 200 X (a), e 500 X (b), detalhando a Bainita na ZTA e A Ferrita acicular no MS (JORGE, 2016).
Nas figuras 45 (a) e (b) com aumentos de 200 X e 500 X, respectivamente, onde
apresenta-se o resultado da micrografia no MS, com destaque para a presença
predominante de FA.
Figura 45 - Detalhe do MS na amostra APC-SAC, aumento de 200 X (a), e aumento de 500 X (b), onde identifica-se a predominância de FA (JORGE, 2016).
69
Para as amostras tratadas como SPC-AAC nesse caso temos a presença
predominante de FA, primeiramente na figura 46, temos uma visão geral da transição
entre as duas regiões ZTA e MS, tendo também a presença de bainita na ZTA e FA
no MS em grãos colunares típicos das regiões da zona de fusão de juntas soldadas.
O aparecimento dessas microestruturas é favorecido, devido as altas taxas de
resfriamento impostas por não haver pré-aquecimento de soldagem.
Figura 46 - Micrografia da transição ZTA-MS, amostra SPC-AAC, aumento de 100 X (JORGE, 2016).
Na figura 47 (a) e (b), já com um aumento de 200 X e 500 X, respectivamente,
apresenta-se com mais detalhes as microestruturas encontradas, na transição entre
a ZTA e o MS, para a amostra SPC-AAC, nela vemos uma maior desorganização da
ZTA e ainda a predominância de FA no MS.
70
Figura 47 - Transição entre ZTA e MS da amostra SPC -AAC, com aumento de 200 X (a), e 500 X (b) (JORGE, 2016).
Ao observar em detalhes a figura 48 (a) com aumento de 200 X e figura 48 (b)
com aumento de 500 X, identifica-se a supremacia de FA distribuída, em grãos
colunares típicos dos metais de solda, com a presença de ferrita de contorno de grão.
Figura 48 - Micrografia do MS da amostra SPC-AAC, com aumentos de 200 X (a), e 500 X (b), com detalhamento da predominância de FA (JORGE, 2016).
71
Por fim nas figuras 49 a 51, pode ser visto o resultado das micrografias da
amostra SPC-SAC, que assim como a amostra anterior não sofreu tratamento de pré-
aquecimento (SPC), proporcionando uma maior taxa de resfriamento da poça de
fusão, o que induziu à formação predominante de FA no MS e de Bainita na ZTA,
detalhado a transição da ZTA e do MS na figura 49.
Figura 49 - Micrografia da transição ZTA-MS – amostra SPC-SAC, aumento 200x, (1) BF, (2) FA, (3) FP, (JORGE, 2016).
Nitidamente na figura 50 (a) e (b), com o respectivo aumento de 200 X e 500 X,
para a amostra SPC-SAC na região de transição entre a ZTA e o MS, tem-se a
identificação de FA no MS.
72
Figura 50 - Transição entre as regiões da ZTA e MS da amostra SPC-SAC com aumento de 200 X (a), e 500 X (b) (JORGE, 2016).
Para o conjunto de figuras 51 (a) e 51 (b), apresenta-se a microestrutura obtida
no metal de solda da amostra SPC-SAC, com aumentos de 200 X e 500 X,
respectivamente, onde também se obteve FA predominantemente, com indicação de
grãos colunares típicos na amostra com aumento de 200 X, com presença de ferrita
de contorno de grão.
Figura 51–Micrografia do MS - Amostra SPC- SAC, aumento 200x, indicando separação de grão colunares de FA (JORGE, 2016).
73
5.4 Resultados dos ensaios de tração
Como consequência de todos os ensaios de uma forma geral, os corpos de
prova tiveram o comportamento do material dentro do desejável, com o rompimento
no MB, e com aspecto dúctil, e de acordo com os requisitos de aceitação do limite de
escoamento (LE) e limite de ruptura (LR) dentro do esperado para esse material, cujo
os valores de 415MPa e 495 MPa respectivamente conforme tabela 2. Já para o metal
de adição onde irá refletir os ensaios longitudinais no MS temos valores de 760 a 820
MPa para o LE.
5.4.1 Resultados dos ensaios de tração APC-SAC
Na figura 52, é demonstrado o resultado do ensaio de tração transversal com as
curvas tensão x deformação das amostras APC-SAC 1 e 2, obtidas no ensaio de
tração apresentando limites de resistências das amostras 1 e 2 com 505 MPa e de
500MPa, respectivamente, conforme tabela 12. Na figura 53, temos o aspecto da
fratura obtida no ensaio, nela podemos notar exatamente o aspecto brilhante (sal e
pimenta) no centro do corpo de prova rompido, e nas bordas o aspecto fosco (fibroso)
nas bordas, apresentando assim uma porcentagem de 50% de fratura dúctil.
74
Figura 52 - Curva Tensão x Deformação amostra APC-SAC (tração transversal) (DMCJ, 2016).
Tabela 12 - Resultado do ensaio de tração transversal SPC - AAC. (JORGE, 2016).
Amostra
Força Máxima
Limite de Resistência
Limite de Escoamento
Carga Limite de
Escoamento Alongamento Redução de
Área Área
Transversal
Dimensões da amostra
LxE Comprimento
N MPa MPa N % % mm2 mm mm
APC-SAC TT1
396172,5 505 *** *** *** *** 784,50 25,08*31,28 ***
APC-SAC TT2 391300 500 *** *** *** *** 782,60 25,01*31,29 ***
Figura 53 - Corpos de prova e o aspecto das fraturas (dúctil) após ensaio de tração
transversal da solda - APC SAC (JORGE, 2016).
75
Na figura 54, é apresentada a configuração da curva do ensaio de tração para o
MS, dela também se conclui a natureza dúctil do rompimento do material, e na tabela
13 temos os detalhes do resultado obtido, o que também corrobora com o esperado,
já que o limite de escoamento do MS deveria orbitar entre 760 a 820 MPa, e o
resultado para o ensaio obteve o valor de 854 MPa e um limite de resistência de 903
MPa. O corpo de prova do ensaio de tração longitudinal do MS rompido, figura 55,
também apresenta no local do rompimento o aspecto característico da forma taça-
cone, que indica o material como sendo predominantemente dúctil.
Figura 54 - Curva Tensão x Deformação amostra APC-SAC (Tração Longitudinal) (DMCJ, 2016).
Tabela 13 - Resultados do ensaio de tração longitudinal (MS) - APC-SAC.
Amostra
Força Máxima
Limite de Resistência
Limite de Escoamento
Carga Limite de
Escoamento Alongamento
Redução de Área
Área Transversal
Dimensões da amostra
Ø Comprimento
N MPa MPa N % % mm2 mm mm
APC-SAC 107954 903 854 102118,27 24,00 67,50 119,6 12,34 50,00
76
Figura 55 - Corpo de prova (APC SAC) após ensaio de tração longitudinal (MS) e o aspecto da fratura (dúctil), com a característica fratura tipo taça-cone (JORGE, 2016).
5.4.2 Resultados dos ensaios de tração SPC-AAC
Esse conjunto de corpos de prova também apresentaram os resultados
esperados e de forma satisfatória, ou seja, ficaram dentro dos limites estabelecidos
tanto para o LE quanto para o LR. Na figura 56, temos as curvas do ensaio de tração
transversal para SPC-AAC, e os resultados demonstrados em detalhes na tabela 14,
com valores de 505 e 500 MPa, na figura 58 temos a curva tensão x deformação
transversal, para o MS.
Com a tabela 15 temos demonstrados o LE de 856 MPa e o LR de 913 MPa da
tração longitudinal no MS. Para a confirmação dos aspectos da fratura (dúctil) temos
as figuras 57 e 59, para a tração transversal e a tração longitudinal (MS)
respectivamente. Nelas também temos o aspecto característico de rompimento do
corpo de prova como sendo taça-cone.
77
Figura 56 - Curva Tensão x Deformação amostra SPC-AAC (tração transversal)
(JORGE, 2016)
Tabela 14 - Resultado do ensaio de tração transversal SPC - AAC. (JORGE, 2016).
Amostra
Força Máxima
Limite de Resistência
Limite de Escoamento
Carga Limite de
Escoamento Alongamento
Redução de Área
Área Transversal
Dimensões da amostra
LxE Comprimento
N MPa MPa N % % mm2 mm mm
SPC-AAC TT1
393294 505 *** *** *** *** 788,8 25,00*31,15 ***
SPC-AAC TT2 394300 500 *** *** *** *** 788,6 25,00*31,52 ***
RESULTADOS DOS ENSAIOS DE TRAÇÃO TRANSVERSAL
Amostra
Força Máxima
Limite de Resistência
Limite de Escoamento
Carga Limite de
Escoamento Alongamento
Redução de Área
Área Transversal
Dimensões da mostra
LxE Comprimento
N Mpa Mpa N % % mm2 mm mm
SPC-AAC TT1 393294 505 *** *** *** *** 788,8 25,00*31,15 ***
SPC-AAC TT2
394300 500 *** *** *** *** 788,6 25,002*31,52 ***
78
Figura 57 - Corpos de provas rompidos após ensaio de tração e o aspecto das fraturas (dúctil/frágil) após ensaio de tração transversal da solda - SPC AAC (JORGE, 2016).
Figura 58 - Curva Tensão x Deformação amostra SPC-AAC - tração longitudinal,
(JORGE, 2016).
Tabela 15 - Resultados do ensaio de tração longitudinal (MS) - SPC-AAC (JORGE, 2016).
Amostra Força
Máxima Limite de
Resistência Limite de
Escoamento
Carga Limite de
Escoamento Alongamento
Redução de Área
Área Transversal
Dimensões da amostra
Ø Comprimento
79
N MPa MPa N % % mm2 mm mm
SPC-AAC
110426,77 913 856 103601,93 21,00 61,00 121,00 12,41 50,00
Figura 59 - Corpo de prova (SPC AAC) rompido após ensaio de tração longitudinal (MS) e o aspecto da fratura (dúctil/frágil), com a característica fratura tipo taça-cone
(JORGE, 2016).
5.4.3 Resultados dos ensaios de tração SPC-SAC
Os corpos de prova desse último grupo assim como os outros dois permaneceu
com o comportamento dentro do esperado, e dentro dos limites tanto para o LE quanto
para o LR.
Na figura 60, é apresentado o resultado gráfico do ensaio de tração transversal,
seu resultado numérico está exposto na tabela 16 com ambos os LR’s de 500 MPa.
No resultado do ensaio de tração longitudinal no MS o LE foi de 825 MPa, e de 884
MPa para LR, e em todos os dois ensaios de tração tanto o transversal quanto o
longitudinal apresentaram aspecto da fratura taça-cone caracteristicamente de
material dúctil com o aspecto do rompimento em seu interior também confirmando tal
característica, onde pode ser visto o centro brilhante e as bordas foscas. Esses
80
resultados combinados com os apresentados para o ensaio de impacto Charpy com
50% de fratura dúctil no MS e 60% de fratura dúctil na ZTA.
Na tabela 17 temos demonstrados o LE de 856 MPa e o LR de 913 MPa da
tração longitudinal no MS. Nas figuras 61 e 63, para a tração transversal e a tração
longitudinal (MS) respectivamente. Igualmente as anteriores temos o aspecto
característico de rompimento do corpo de prova como sendo taça-cone. A figura 62
apresenta a curva tensão x deformação do ensaio de tração longitudinal, aplicado ao
MS da amostra SPC-SAC.
Figura 60 - Curva Tensão x Deformação amostra SPC-SAC - Tração Transversal (JORGE, 2016).
Tabela 16 - Resultado do ensaio de tração transversal SPC - SAC. (JORGE, 2016).
Amostra
Força Máxima
Limite de Resistência
Limite de Escoamento
Carga Limite de
Escoamento Alongamento
Redução de Área
Área Transversal
Dimensões da amostra
LxE Comprimento
N MPa MPa N % % mm2 mm mm
SPC-SAC TT1 388650 500 *** *** *** *** 777,30 24,85*31,28 ***
SPC-SAC TT2
392050 500 *** *** *** *** 784,10 25,09*31,25 ***
81
RESULTADOS DOS ENSAIOS DE TRAÇÃO TRANSVERSAL
Amostra
Força Máxima
Limite de Resistência
Limite de Escoamento
Carga Limite de
Escoamento Alongamento
Redução de Área
Área Transversal
Dimensões da mostra
LxE Comprimento
N Mpa Mpa N % % mm2 mm mm
SPC-SAC TT1 388650 500 *** *** *** *** 777,30 24,85*31,28 ***
SPC-SAC TT2 392050 500 *** *** *** *** 784,10 25,09*31,25 ***
Figura 61- Corpos de provas rompidos após ensaio de tração e o aspecto das fraturas (dúctil/frágil) após ensaio de tração transversal da solda - SPC SAC (JORGE, 2016).
82
Figura 62 - Curva Tensão x Deformação amostra SPC-SAC - Tração Longitudinal (JORGE, 2016).
Tabela 17 - Resultados do ensaio de tração longitudinal (MS) - SPC-SAC (JORGE, 2016).
Amostra
Força Máxima
Limite de Resistência
Limite de Escoamento
Carga Limite de
Escoamento Alongamento Redução de
Área Área
Transversal Dimensões da mostra Ø
Comprimento
N MPa MPa N % % mm2 mm mm
SPC-SAC 104492,13 884 825 97568,38 19 67,00 118,20 12,27 50,00
83
Figura 63 - Corpo de prova (SPC SAC) rompido após ensaio de tração longitudinal (MS) e o aspecto da fratura (dúctil), com a característica fratura tipo taça-cone (JORGE,
2016).
5.5 Resultado dos ensaios de dobramento
A figura 64, apresenta os corpos de prova ensaiados por dobramento, em pares
para cada tipo de tratamento térmico utilizado no estudo.
84
Figura 64 - Corpos de prova após ensaio de dobramento (JORGE, 2016).
Pode ser observado que após o dobramento a 180º que houve trincas nas
amostras do tratamento SPC-AAC, detalhe na figura 65, porém tais trincas estão
dentro do critério de aceitação que como citado em 4.3.2.2 que é de até 1,6 mm. As
tabelas 18 a 20 abaixo apresentam os resultados do teste de dobramento para cada
um dos tratamentos térmicos analisados, com exceção das duas amostras citadas as
demais não apresentaram nenhum tipo de descontinuidade, confirmando então as
soldas como satisfatórias.
Tabela 18 - Resultado ensaio de dobramento APC SAC (JORGE, 2016).
85
Tabela 19 - Resultado ensaio de dobramento SPC AAC (JORGE, 2016).
Figura 65 - Descontinuidades apresentadas no ensaio de dobramento – SPC-AAC (JORGE, 2016).
Tabela 20 - Resultado ensaio de dobramento SPC SAC (JORGE, 2016).
Direção: Transversal Tipo: LateralÂngulo(º) 180 Cutelo (mm) 40,0
Identificação CP Dimensão (mm)
TD 1 10,00 x 25,00
TD 2 10,00 x 25,00
Sem indicação.
Sem indicação.
Material: HSLA- 80
Amostra: APC-SAC
Norma: ASME IX - 2015
Descrição
Tipo de Ensaio Dobramento1º Estágio (H mm): *** Percent.(%)/Âng.(º): ***
RESULTADOS
Direção: Transversal Tipo: LateralÂngulo(º) 180 Cutelo (mm) 40,0
Identificação CP Dimensão (mm)
TD 1 10,00 x 25,00
TD 2 10,00 x 25,00
Descrição
Apresentou descontinuidade de 1,3 mm de comprimento.
Apresentou descontinuidade de 1,4 mm de comprimento.
Norma: ASME IX - 2015
Tipo de Ensaio Dobramento1º Estágio (H mm): *** Percent.(%)/Âng.(º): ***
RESULTADOS
Material: HSLA- 80
Amostra: SPC-AAC
86
5.6 Resultado do ensaio de dureza
Para a coleta dos dados do ensaio de dureza temos um croqui como já
mencionado e mostrado, na figura 29, onde é feito o mapeamento da forma como
foram realizadas as medições. Essas medições são lineares, ocorreram iniciando no
MB passando pela ZTA até o MS e continuando o caminho até chegar novamente a
ZTA e ao MB pelo lado oposto da junta soldada. Com três linhas distintas, temos a
primeira passando pela raiz da solda que inicialmente soldada se configurou como o
centro da solda, identificada como B-B’, uma segunda a 2,0 mm da superfície inferior,
C-C’, e uma terceira também a 2,0 mm da superfície superior da chapa soldada, A-A’.
Abaixo temos a representação gráfica dos dados obtidos em cada uma das
regiões ensaiadas conforme as figuras 66 a 74. Neles pode-se observar a maior
informação que este tipo de ensaio poderia fornecer, que seria descobrir se dentro
dos procedimentos de tratamento térmico para soldagem poderia revelar se houve
picos de dureza.
Tendo como referência o valor da dureza no MB onde conforme os gráficos 8,
11 e 14, todos da dureza do MB, apresentam um pico de dureza de 179 HV e uma
dureza mínima de 152 HV nas superfícies superiores (A-A’).
O que pode ser afirmado é que na linha A-A’ de todos os tratamentos térmicos
das juntas soldadas tende a ter a maior dureza, ou senão quando isso não ocorre os
valores de dureza se confundem ficando muito próximos como no caso do tratamento
SPC-SAC. Essa superfície sempre promoverá maiores valores de dureza pois ela é
que tem a maior taxa de resfriamento, e as taxas de resfriamento maiores promovem
Direção: Transversal Tipo: LateralÂngulo(º) 180 Cutelo (mm) 40,0
Identificação CP Dimensão (mm)
TD 1 10,00 x 25,00
TD 2 10,00 x 25,00
RESULTADOS
Descrição
Sem indicação.
Sem indicação.
Material: HSLA- 80
Amostra: SPC-SAC
Norma: ASME IX - 2015
Tipo de Ensaio Dobramento1º Estágio (H mm): *** Percent.(%)/Âng.(º): ***
87
durezas maiores comparando-se o mesmo material, com taxas de resfriamento
menores que promoverão valores de durezas também menores, como revela os
resultados obtidos para os centros de solda, ou seja, na raiz (B-B’).
Em uma análise apenas dos maiores valores encontrados de dureza em cada
região, especificamente, e confrontando com cada procedimento de tratamento
térmico de soldagem utilizado, teríamos como amostra APC-SAC com maior pico de
dureza com 342 HV no MS na superfície superior (A-A’), e a amostra SPC-SAC com
a maior média de dureza com 332 HV.
O nível de dureza apresentado nas amostras mais elevados relacionam-se ao
não pré-aquecimento, obtendo assim a maior taxa de resfriamento resultante, ou seja,
no MS da amostra SPC-SAC tivemos os maiores valores de dureza, que dá uma
noção que houve maior formação de FA nessa região para esta amostra.
Figura 66 - Resultado do ensaio de dureza no MB, para o tratamento APC-SAC (JORGE, 2016).
1 2 3 4 5 6
A-A' 175 172 175 179 175 179
B-B' 160 156 165 160 163 160
C-C' 160 168 170 167 166 169
150
155
160
165
170
175
180
Mic
rod
ure
za -
HV
DUREZA MB APC-SAC
88
Figura 67 - Resultado do ensaio de dureza na ZTA, para o tratamento APC-SAC (JORGE, 2016).
Figura 68 - Resultado do ensaio de dureza no MS, para o tratamento APC-SAC (JORGE, 2016).
1 2 3 4 5 6
A-A' 220 249 266 283 220 199
B-B' 189 203 215 209 198 186
C-C' 193 213 215 216 202 189
180
200
220
240
260
280
300
Mic
rod
ure
za -
HV
DUREZA ZTA APC-SAC
1 2 3
A-A' 302 342 312
B-B' 285 292 314
C-C' 287 304 306
280
290
300
310
320
330
340
350
Mic
rod
ure
za -
HV
DUREZA MS APC-SAC
89
Figura 69 - Resultado do ensaio de dureza no MB, para o tratamento SPC-AAC (JORGE, 2016).
Figura 70 - Resultado do ensaio de dureza na ZTA, para o tratamento SPC-AAC (JORGE, 2016).
1 2 3 4 5 6
A-A' 175 172 175 179 175 179
B-B' 160 156 165 160 163 160
C-C' 160 168 170 167 166 169
150
155
160
165
170
175
180
Mic
rod
ure
za -
HV
DUREZA MB SPC - AAC
1 2 3 4 5 6
A-A' 232 237 265 262 260 249
B-B' 179 182 197 227 197 175
C-C' 224 232 235 235 233 206
150
170
190
210
230
250
270
290
310
Mic
rod
ure
za -
HV
DUREZA ZTA SPC-AAC
90
Figura 71 - Resultado do ensaio de dureza no MS, para o tratamento SPC-AAC (JORGE, 2016).
Figura 72 - Resultado do ensaio de dureza no MB, para o tratamento SPC-SAC (JORGE, 2016).
1 2 3
A-A' 356 357 351
B-B' 309 325 302
C-C' 294 333 299
290
310
330
350
370
390
Mic
rod
ure
za -
HV DUREZA MS SPC-AAC
1 2 3 4 5 6
A-A' 156 152 153 172 169 161
B-B' 155 163 169 173 170 164
C-C' 152 155 164 176 168 164
150
155
160
165
170
175
180
Mic
rod
ure
za -
HV
DUREZA MB SPC-SAC
91
Figura 73 - Resultado do ensaio de dureza na ZTA, para o tratamento SPC-SAC (JORGE, 2016).
Figura 74 - Resultados do ensaio de dureza MS, tratamento SPC-SAC (JORGE, 2016).
1 2 3 4 5 6
A-A' 240 249 270 251 233 212
B-B' 194 198 218 233 213 196
C-C' 203 206 227 249 235 210
190
200
210
220
230
240
250
260
270
280
Mic
rod
ure
za -
HV
DUREZA ZTA SPC-SAC
1 2 3
A-A' 328 338 330
B-B' 297 309 309
C-C' 299 317 299
290
300
310
320
330
340
350
Mic
rod
ure
za -
HV
DUREZA MS SPC-SAC
92
5.7 Resultado do ensaio de Impacto Charpy
Tem-se abaixo apresentado em tabelas 21 a 23 os resultados dos ensaios para
cada um dos tratamentos térmicos analisados. Todos os corpos de prova foram
ensaiados a tiveram valores de energia absorvida satisfatórios.
Abaixo temos nas figuras 75, 76 e 77 o aspecto dessas fraturas após o ensaio
de impacto, são elas que fornecem toda a informação de como ocorreram as fraturas,
se de forma dúctil ou frágil, o que pode se ter de informação com relação aos
tratamentos térmicos utilizados é que o MS não sofreu influência comparativa pelos
tratamentos utilizados no experimento apresentando como resultado em todos os
corpos de prova do o material se comportaram de forma dúctil, com o interior da fratura
apresentando no centro o aspecto brilhante (sal e pimenta) e nas bordas
fibrosas/rugosas (cinza escuro).
Figura 75 - Resultado do teste de impacto e comparativo do aspecto da fratura dúctil - APC SAC (JORGE, 2016).
93
Tabela 21 - Resultado do ensaio de impacto APC-SAC (JORGE, 2016).
IMPACTO APC-SAC
Temperatura (ºC)
IDENTIFICAÇÃO CP
Energia Absorvida Expansão Lateral
(J) Fratura Dúctil
(%) Valores individuais
(J) Média
(J)
-20
IMS 1 112,25 92,51
1,21 50 IMS 2 115,29 1,32 50 IMS 3 49,98 0,59 40 IZTA 1 52,32
114,8 0,99 60
IZTA 2 127,52 1,91 85 IZTA 3 164,57 2,34 85
Figura 76 - Resultado do teste de impacto e comparativo do aspecto da fratura dúctil SPC AAC (JORGE, 2016).
94
Tabela 22 - Resultado do ensaio de impacto SPC-AAC (JORGE, 2016).
IMPACTO SPC-AAC
Temperatura (ºC)
IDENTIFICAÇÃO CP
Energia Absorvida Expansão Lateral
(J) Fratura Dúctil
(%) Valores individuais
(J) Média (J)
-20
IMS 1 101,84 80,16
1,15 50 IMS 2 66,68 0,71 50 IMS 3 71,98 0,85 50 IZTA 1 123,9
144,92 1,93 85
IZTA 2 155,99 2,35 85 IZTA 3 154,87 2,31 85
Figura 77 - Resultado do teste de impacto e comparativo do aspecto da fratura dúctil SPC SAC (JORGE, 2016).
95
Tabela 23 - Resultado do ensaio de impacto SPC- SAC (JORGE, 2016).
IMPACTO SPC-SAC
Temperatura (ºC)
IDENTIFICAÇÃO CP
Energia Absorvida Expansão Lateral
(J) Fratura Dúctil
(%) Valores individuais
(J) Média
(J)
-20
IMS 1 94,52 100,18
1,16 50 IMS 2 113,08 1,23 50 IMS 3 92,92 1,07 50 IZTA 1 52,55
65,08 0,97 60
IZTA 2 72,99 1,28 60 IZTA 3 69,69 1,23 60
Como comparação do que usualmente é utilizado como prática de procedimento
para soldagem é a utilização de pré-aquecimento de soldagem e após a soldagem a
realização dos pós aquecimento, sendo assim para o mesmo material obtemos o
resultado conforme a tabela 24 abaixo.
Tabela 24 - Resultado do ensaio de impacto APC-AAC (JORGE, 2016).
IMPACTO APC-AAC
Temperatura (ºC)
IDENTIFICAÇÃO CP
Energia Absorvida Expansão Lateral
(J) Fratura Dúctil
(%) Valores
individuais (J) Média
(J)
-20
IMS 1 88 84,67
1,204 70 IMS 2 88 1,2 70 IMS 3 78 1,072 70 IZTA 1 147
140,33 1,804 85
IZTA 2 137 1,717 85 IZTA 3 137 1,722 85
Com base no que se refere a tabela 24, o que pode ser observado dentro os
resultados apresentados nas tabelas 21, 22 e 23 é que o tratamento térmico de pós
aquecimento (AAC), promoveu uma maior absorção de energia de impacto, o que
confere ao metal que se submete a essa fase do tratamento um melhor desempenho
em condições críticas de trabalho, principalmente na ZTA onde temos uma variação
em módulo pequena de apenas 9 Joules, ou seja, entre 147 a 155,99 (~156) Joules.
96
Nas figuras 78 e 79 mostrados abaixo, podemos ver o comportamento quanto à
energia absorvida no ensaio de impacto, nota-se que a interação dos tratamentos
térmicos de soldagem que utiliza o pós aquecimento (AAC), é capaz de promover uma
elevação na energia absorvida na região da ZTA.
Figura 78 - Energia absorvida – Zona Termicamente Afetada (JORGE, 2016).
Figura 79 - Energia absorvida - Metal de solda (JORGE, 2016).
65,08
114,80
140,33 144,92
0
20
40
60
80
100
120
140
160
EN
ER
GIA
AB
SO
RV
IDA
ENERGIA ABSORVIDA - ZTA
SPC-SAC APC-SAC APC-AAC SPC-AAC
80,1684,67
92,51100,18
0
20
40
60
80
100
120
EN
ER
GIA
AB
SO
RV
IDA
(J)
ENERGIA ABSORVIDA - MS
SPC-AAC APC-AAC APC-SAC SPC-SAC
97
Nas mesmas figuras 78 e 79, apresentados acima destaca-se o efeito inverso
para o tratamento térmicos de soldagem que quando não é utilizado o pós-
aquecimento (SAC) na junta soldada, tem se como resposta é uma elevação da
energia absorvida no metal de adição (MS), muito provavelmente pela presença de
maior quantidade de FA.
Tanto na ZTA quanto no MS das amostras onde não houve tratamento térmico
de pré-aquecimento (SPC) representaram as maiores energias absorvidas 144,92 e
100,18 Joules respectivamente.
Na figura 80, temos os corpos de prova ensaiados por impacto onde pode ser
observado que todos os corpos de prova ensaiados na região da ZTA não se
romperam totalmente, ou seja, absorveram mais energia, provavelmente pela
presença da Bainita, enquanto os corpos de prova ensaiados no metal de adição (MS)
onde há predominância da FA romperam-se totalmente, ou seja, absorveram menos
energia até o rompimento, mas mesmo assim apresentaram fratura dúctil.
Figura 80 - Corpos de prova ensaiados por ensaio de impacto (JORGE, 2016)
98
6 CONCLUSÕES
Todas as amostras testadas apresentam requisitos suficientes para soldagem
seguras sob quaisquer condições de tratamento térmico apresentados,
concluindo as afirmações de [Gorni e Mei, 2003], [Wilson 1988] que os aços
HSLA, incluindo o HSLA-80 são seguros para soldagem para todas as
condições.
As amostras que não tiveram o pré-aquecimento de soldagem (SPC), devido à
alta velocidade de resfriamento ocorrida, apresentaram no metal de solda a
microestrutura FA que promove ao conjunto uma boa tenacidade associada ao
aumento de energia absorvida e a alta resistência do material;
O pré-aquecimento (APC-SAC) faz com que a taxa de resfriamento do material
diminua, logo esse pré-aquecimento induziu a formação da PF (G) em conjunto
com a FA, influenciando diretamente no comportamento da dureza do MS pois
essas amostras por apresentarem PF(G) e PF(I) distribuídas, introduz na matriz
do MS composta por FA estruturas que são mais maleáveis e macias, diminuindo
assim a resistência do material. Por outro lado, as amostras que não tiveram
nem pré-aquecimento, nem pós aquecimento (SPC-SAC) apresentaram valores
de dureza maiores na ZTA e no MS, isso porque a taxa de resfriamento foi maior,
o que desfavoreceu a formação de PF (G), e tornou as quantidades de FA
altíssimas. Em todas as amostras tivemos valores de dureza mais alto no topo
da solda, pois nessa superfície a taxa de resfriamento é ainda maior.
A variação da temperatura de pré-aquecimento ou pós aquecimento, em todas
as amostras não influenciaram significativamente nos valores de LE e LR do
ensaio de tração, ficando todas os valores superiores ao esperado, embora ter
havido mudanças no aspecto microestrutural.
Todas as amostras tanto de tração longitudinal, quanto de tração transversal
apresentaram as formas de rompimento dos CP’s como aspecto dúctil,
apresentando internamente o centro dos CP’s com aspecto brilhante e as
99
extremidades foscas, além da forma no perfil das amostras como taça e cone,
caracterizando o material como material dúctil, o que é desejado nesse tipo de
aço, ou seja os tratamentos térmicos de soldagem apesar de causarem
mudanças na microestrutura final do MS, não causaram alterações nas
propriedades mecânicas do material.
A tenacidade do MS é influenciada diretamente pela presença de FA, e a
amostra que mais apresentou tendência a formação exclusiva de FA foi a SPC-
SAC, devido a maior velocidade de resfriamento, sendo isoladamente a condição
de não se fazer o pré-aquecimento de soldagem que obtemos as amostras com
maior absorção de energia do experimento.
100
7 SUGESTÕES PARA TRABALHOES FUTUROS
Como sugestão para trabalhos futuros segue:
� Traçar para as quatro possibilidades de tratamento térmicos de soldagem as
curvas de transição dúctil/frágil para o aço HSLA-80, utilizando assim várias
temperaturas diferentes para o ensaio de impacto Charpy.
� Estudar no MEV (microscópio eletrônico de varredura) as amostras pós ensaio
de impacto Charpy, e de tração tanto longitudinal quanto transversal, para
analisar a superfície das fraturas nas quatro condições de tratamentos térmicos
propostas.
� Aprofundar o estudo sobre o comportamento das interações das
microestruturas do aço HSLA-80 obtidas na soldagem nas quatro
possibilidades de tratamentos térmicos e suas relações com o comportamento
mecânico do material.
� Repetir o mesmo estudo aqui com outros processos de soldagem diferentes e
fazer uma correlação entre esses processos de soldagem quanto as
propriedades mecânicas e metalúrgicas obtidas.
101
8 REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS
ALBUQUERQUE. S. F. e outros. Avaliação das Microestruturas e propriedades de
Metais de Solda Obtidos pelo Processo de Soldagem M anual e Automatizado
utilizado na Soldagem de Aço API 5L X80 . Soldag. Insp. São Paulo, Vol.16, Nº 4,
p.322-332, Out/Dez 2011.
American Society of Mechanical Engineers -Test Methods and Definitions for
Mechanical Testing of Steel Products SA-370 , Section II part A, p 649.
ASM International. Alloying understanding the Basics High-Strength Low-Alloy Steels,
2001.
ASTM Specification A 370-05, Standard Test Methods and Definitions for
Mechanical Testing of Steel Products , 2005.
BANERJEE, M.K. et al. Effect of thermomechanical processing on the
microstructure and properties of a low carbon copper bearing steel. ISIJ
International , v. 41, n. 3, p. 257-261. 2001.
BRACARENSE, A. Q. e LIU, S.: “Desenvolvimento da soldagem em Aços de Alta
Resistência e Baixa Liga ”, Soldagem e Materiais, Arquivo técnico, Vol.02 nº02, PP
18-32, 1994.
CALLISTER Jr., W. D., RETHWISCH, D. G. Materials Science and Engineering: An
Introduction. United States of America : John Wiley & Sons, Inc., 2010.
Infosolda. Carbono Equivalente - http://www.infosolda.com.br/biblioteca-digital/livros-
senai/metalurgia/130-carbono-equivalente. Acessado em 15 de fevereiro de 2016.
Catálogo XMT 350/450 Fonte Multiprocesso para soldagem com arco elétrico
Auto-Line – Miller, Edição Julho/2012. Índice Nº DC/18.83P.
CHAVES, G.F.S.; ROCHA, D.B.; BRANDI, S.D. Characterization of HAZ Simulated
Microstructures of HAZs of an API 5L X80 Pipe . 9th International Conference on
Trends in Welding Research. 9p Chicago/EUA. 2012.
102
CIZEK, P. et al. Effect of Composition and austenite deformation on the
transformation characteristics of low carbon an d ultralow-carbon micro
alloyed steels . Metallurgical and Materials Transactions A, v. 33A, n.5, p. 1331-
1349.2002.
COCHRANE, R.C. "Weld Metal Microstructures - A 'State-of-the-art' R eview ". IIW
Doc. 1248-82, 1982. 13p.
DOLBY, R.E. “Factors Controlling Weld Toughness – The Present Po sition. Part
II – Weld Metals ”, 14, The Welding Institute.
FARRAR, R.A. and HARRISON, P.L., “Microstructural Development and
Toughness of C-Mn and C-Mn-Ni weld Metals. Part 2 – Toughness ” Metal
Construction, Aug 1987, 447R-450R.
FILHO, J. R. M – O Projeto do Submarino Nuclear Brasileiro – Contexto
Internacional – vol. 33, n.2, julho/dezembro 2011.
FLEMING, D.A. et al., “Toward developing a SMA welding electrode for HSLA- 100
grade steel” , Welding Journal, 75(6), 1996, p. 171s-183s.
FUKUI, S. Transaction ISIJ, v. 25, 1985, p.861.
GARCIA, C. I. et al. Ultra-low carbon bainitic plate steels: processing ,
microstructure and properties . Iron & Steelmaker, v. 18, n. 10, p. 97-106, 1991.
GLOVER, A.G.; MCGRATH, J.T.; and EATON, N.F., “Fracture Toughness of
Submerged Arc Weld Metal ”, Proc. On Toughness Characterization and
Specifications for HSLA and Structural Steels Conference, Metallurgical Society of
AIME, pp 143-160
GORNI, A. A.; MEI, P. R. Aços Alternativos ao HY-80 Sem a Necessidade de
Aplicação de Têmpera e Revenido . REM: R. Esc. Minas, Ouro Preto, 56(4): p 287-
293, out. dez. 2003
103
GORNI, A.A.; CAVALCANTI, C.G.; CHIVITES, B.D.; RATNAPULI, R.C.; MEI, P.R.
Transformação da Austenita e Envelhecimento em aços HSLA-80 e ULCB . 55º
Congresso ABMM, Rio de Janeiro-RJ, junho de 2000.
HARRISON, P.L. e FARRAR, R.A., “Application of Continuous Cooling
Transformation Diagrams for Welding of Steels ”, International Materials Reviews,
vol. 34, N º1, 1989, pp35-51.
HODGSON, P.; GIBBS, R. K. A mathematical model to predict the mechanical
properties of hot rolled C-Mn and micro alloyed ste els ISIJ International, v 32, n.12,
1992, p. 1329-1338.
https://www.marinha.mil.br/sites/default/files/imagens/banner_publicidade/prosub.pdf
. Acessado em 30 de junho de 2014.
http://www.petrobras.com.br/pt/energia-e-tecnologia/fontes-de-
energia/petroleo/presal. Acessado em 27 de outubro de 2014.
JESSEMAN, R.J. et al Mechanical Properties and Precipitation-Hardening
Response in ASTM A710 Grade A and A736 Alloy Steel Plates . Journal of Heat
Treating, vol. 3, nº3, June 1984, p. 228-236.
JORGE, J.C.F.; FARAGASSO, S.M.; DE SOUSA, L.F.G.; BOTT, I.S. Efeito do
Tratamento Térmico Pós-Soldagem nas Propriedades Me cânicas e
Microestruturais de Metal de Solda de Aço de Extra Alta Resistência para
Utilização em Equipamentos de Ancoragem . Soldag. Insp. São Paulo, Vol.18, Nº
2, p.137-148, Abr/Jun 2013.
JORGE, L. J.; Preparação de figuras, gráficos e tabelas , Jan-Mai, 2016.
JUNIOR, A.S.L; JORGE, J.C.F.; DE SOUZA, L.F.G. Estudo Comparativo das
Propriedades Mecânicas de Juntas Soldadas Pelos Pro cessos Eletrodo
Revestido e MIG de Aço de elevada Resistência Mecân ica para Emprego em
Estruturas Navais . 7º Congresso Brasileiro de Engenharia de Fabricação Itatiaia-RJ,
maio de 2013.
104
KARLSSON, L., KEEHAN, E., ANDREN, H.O.; BHADESHIA, H.K.D.H., Development
of High Strength Steel Weld Metals – potential of n ovel high-Ni compositions , IN:
EUROJOIN, 5º, 2004, Vienna, Proceedings. 2004, p.1-8.
KOZASU, I. Processing – Thermomechanical controlled processing . In:
PICKERING, F. B.). Materials science and technology – constitution and properties of
steels. New York, Wiley – VCH, 1996.
MARQUES, P. V.; MODENESI, P. J. BRACARENSE, A. Q. “Soldagem –
Fundamentos e Tecnologia ” – UFMG, 2014, 3ª edição.
MARTINS, W.P; NASCIMENTO, C.C.F.; MENESES, V.A.; PAIVA, A.E.M.; LEAL, V.S.
Influência dos Parâmetros de Soldagem no Comportame nto Microestrutural e
nas Propriedades Mecânicas de juntas soldadas em aç os ARBL . 6º Congresso
Brasileiro de Engenharia de Fabricação – ABCM, Caxias do Sul, abril de 2011.
MCGRATH, J.T.; BOWER, J.T.; LETTS, M.W., GIANETTO, J.A. and ORR, R.F.;
“Microstructural Properties Relationships in HAZ of HSLA-80 Steels ” IIW Doc. IX-
1517-88.
MONTEMARANO, T.W. et al. High strength low alloy steels in naval constructio n.
Journal of Ship Production, v. 2, n. 3, p. 145-162, 1986.
NAKASUJI, H. et al. Development of controlled rolled ultra-low carbon b ainitic
steel for large diameter line pipe. In: Alloys for the Eighties . Climax Molybdenum
Company, Ann Arbor, p. 213-224, 1980.
NORMA ASTM Designation ASTM A 710-84. Standard Specification for Low
Carbon Age Hardening Nickel-Copper-Chromium-Molybde num-Columbium
Steel Plates . In: Annual Book of ASTM Standards – Steel: Structural, Reinforcing,
Pressure Vessel, Railway. American Society for Testing and Materials, West
Conshohoken, vol. 4, 1999.
NORMA MIL Designation MIL-S-24645 (SH). Military Specification for Steel Plate,
Sheetor Coil, Age Hardening Alloy, Structural, High Yeld Strength HSLA-80 and
HSLA-100 , 24 September 1990.
105
NÚÑEZ, M.M.G.; Avaliação do comportamento em corrosão dos aços API 5LX70
e API 5LX80 em meio contendo CO2 por técnicas de an álises superficiais e
eletroquímicas . Dissertação de M.Sc., PUC-Rio, Pós-Graduação em Engenharia
Metalúrgica do Departamento de Ciência dos Materiais e Metalurgia, Rio de Janeiro,
RJ, Brasil, 2006.
OHKITA, S. Horii, Y. “Recent Development in Controlling the Microstructur e and
Properties of Low Alloy Steel Weld Metals ”, ISIJ International, 35(10), 1995, pp.
1170-1182.
PARANHOS, R.; SOUZA, A.C. Soldagem a Arco Submerso . Coleção soldagem
2000, Rio de Janeiro, 1999.
PHILLIPS, R. H. e outros. High Strength Plate Steels for Defense Applications . In:
Micro alloying ‘88. Chicago: American Society for Metals, 1988, p. 235-247.
PICKERING, F. B. High Strength Low Alloy Steels . In: PICKERING, F. B. (Ed.).
Materials science and technology – Constitution and Properties of Steels. New York,
Wiley – VCH, 1996.
PICKERING, F. B. Physical Metallurgy and The Design of Steel . Londres: Applied
science Publishers Ltd, 1978
SILVA, A. L. V. C.; MEI, P.R. Aços e ligas especiais , São Paulo: Blücher, 2006 p.278.
SOUZA, S. A. Ensaios Mecânicos de Materiais Metálicos, Fundament os Teóricos
e Práticos , 1982, São Paulo p. 1-2.
Submarino alemão e a Marinha do Brasil ,
http://www.jornalggn.com.br/blog/luisnassif/submarino-alemao-e-a-marinha-do-brasil.
Acessado em 30 de junho de 2014.
SVENSSON, L. E., Consumables for Welding High Strength Steels , Svetsaren,
Sweden, v. 54, n-12, pp. 29-33, 1999.
VENTRELLA, V. A.; “Identificação Microestrutural de Juntas Soldadas de aço de
Alta Resistência e Baixa Liga ”, Tese de Doutorado, UFSC, São Carlos SP, 1999.
106
WILSON, A. D. et al. Properties and microstructures of copper precipitat ion aged
plate steels . In: Micro alloying ‘88. Chicago: American Society for Metals, 1988, p.
259-275.
YAMAMOTO, S. et al. Effects of the grain size and deformation in the
unrecrystallized austenite region on bainite transf ormation behavior and
microstructure . ISIJ Internacional, v. 35, n. 8, p. 1020-1026, 1995.
YAYLA, P.; KALUC, E. and URAL, K. “Efects of Welding Processes on the
Mechanical Properties of HY 80 stell Weldments ”, Materials and Design, vol.28, p.
1898-1906, 2007.
