V CONGRESSO NACIONAL DE ENGENHARIA MECÂNICAV NATIONAL CONGRESS OF MECHANICAL ENGINEERING

25 a 28 de agosto de 2008 – Salvador – Bahia - BrasilAugust 25 – 28, 2008 - Salvador – Bahia – Brazil

EFEITO DA GEOMETRIA DO CHANFRO E DA COMPOSIÇÃO QUÍMICA DO METAL DE ADIÇÃO SOBRE A RESISTÊNCIA À CORROSÃO NA

UNIÃO DA LIGA AA 3003, IMERSA EM HNO3

Sérgio Rodrigues Barra, barra@cimatec.fieb.org.br1

Tiara Pimentel de Oliveira, tiarap@cimatec.fieb.org.br 2

Adelson Ribeiro de Almeida Júnior, adelson@cimatec.fieb.org.br3

Antônio Carlos Telles Filho, tellesfilho@terra.com.br4

1, 2, 3 e 4Faculdade de Tecnologia SENAI Cimatec. Av. Orlando Gomes, 1845 – Piatã. CEP: 41650-010. Salvador – BA. Cimatec, Av. Orlando Gomes, 1845 – Piatã. Salvador – BA. CEP: 41.650-010.Resumo: O artigo avalia o efeito da variação das características geometricas do chanfro e da composição química do metal de adição (% de Fe e Si) sobre a resistência à corrosão, em solução de HNO3, da zona fundida (ZF) e da zona termicamente afetada (ZTA), em união, por soldagem, da liga Al-Mn (AA 3003), empregada na construção de tanques e tubulações de armazenamento e transporte de ácido nítrico. Os depósitos foram realizados empregando o processo de soldagem MIG convencional, posição plana, chanfro tipo V, liga Al-Mn (AA 3003) como metal de base, e eletrodosAWS ER 1100 e AWS ER 5183 como metais de adição. Na avaliação da resistência à corrosão do depósito, foi aplicada metodologia específica para ensaio acelerado de corrosão, por imersão em HNO3, e avaliação indireta da perda de massa do substrato por meio de mapeamento da rugosidade superficial. Os valores dos perfis de rugosidade apresentados pelos corpos de prova foram avaliados estatisticamente através de projeto fatorial 2k. Os resultados obtidos permitem inferir que, das variáveis analisadas (abertura de raiz, altura da face do nariz, ângulo do chanfro e composição química do consumível), a composição química do metal de adição e a diluição, afetam sensivelmente a resistência à corrosão do depósito em meio de HNO3. Outro efeito identificado foi a presença de regiões preferencialmente corroidas decorrente da manipulação inadequada da tocha de soldagem.

Palavras-chave: Corrosão, soldagem, MIG, Al-Mn, HNO3

1. INTRODUÇÃO

Khoshnaw e Gardi (2006) citam que, entre possíveis formas de corrosão localizada, a corrosão intergranular é frequentemente encontrada em materiais metálicos de importância tecnológica, neste caso, destacando-se as ligas de alumínio que experimentam graus severos de vários tipos de corrosão em diferentes meios.

A severidade processo de corrosão, atuante sobre uma liga de alumínio, será função das condições físico-químicas impostas pelo meio corrosivo (concentração, temperatura, pH, agitação, pressão, outros), pelos elementos de liga constituintes do substrato, pelo processo de fabricação (soldagem, conformação, fundição, por exemplo) e pelodesenho/projeto do componente/peça (Hatch, 1999; Brown, 1999).

No setor industrial, que produz ou utiliza ácido nítrico (HNO3) como insumo no seu processo produtivo, uma preocupação constante e sem uma solução tecnológica aplicável é a ocorrência de falha (vazamento de HNO3), por corrosão, das regiões soldadas em tubulações (figura 1) e tanques de armazenamento, decorrente da união do metal de base (série 3XXX) empregando como metal de adição alumínio comercialmente puro (série 1XXX). Como impactos diretos do processo de falha, podem-se destacar: (I) Parada de manutenção não programada; (II) Perda de produção; (III) Impacto ambiental e (IV) Insatisfação do cliente.

Dovbishchenko et al. (1973) citam que, na soldagem do alumínio comercial, o incremento das impurezas (Fe e Si), presentes ou diluídas ao metal de adição, durante a formação da zona fundida, induzem o aumento do processo de corrosão intercristalina do depósito. Adicionalmente, os autores mencionam que a utilização de alumínio de elevada pureza incrementa a vida em serviço dos equipamentos em até 5 vezes. O gráfico 1 ilustra o efeito da adição de Fe e Si sobre a resistência a corrosão.

Ambat et al. (2006), estudando o efeito da precipitação de partículas intermetálicas no comportamento a corrosão do alumínio, demonstraram que a resistência à corrosão é influenciada pela presença de baixo teores de ferro (0,04 a 0,42% em peso) e, adicionalmente, que seu comportamento eletroquímico pode ser controlado através de tratamento térmico. O gráfico 2 apresenta o efeito da relação Al/Fe, presente no intermetálico Al3Fe, na superfície dos pits (Al/Fena ordem de 1,5/1) e na superfície não corroída (Al/Fe na ordem de 4,5/1).

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Figura 1. Aspecto do processo de corrosão na região da raiz do depósito em tubulação de AA 3003.

Gráfico 1. Representação do efeito combinado do ferro e silício no processo de corrosão da região soldada em solução de 50% de HNO3 (Dovbishchenko et al., 1973). Como detalhe, as curvas de 1 a 6 definem a perda de

massa oriunda da corrosão (100, 110, 120, 130, 140 e 150 g/m2h, respectivamente).

Gráfico 2. Representação da concentração de partículas intermetálicas Al3Fe na superfície dos pits (canto inferior esquerdo) e superfície não corroída (canto superior direito). Extraído de Ambat et al. (2006).

Arnberg e Li (2003), avaliando o efeito do aquecimento e homogeneização sobre a evolução de partículas intermetálicas, observaram que a fração de -Al(Mn,Fe)Si, transformadas a partir de Al6(Mn,Fe), se eleva com o incremento da temperatura e tempo de homogeneização. O gráfico 3 apresenta a evolução do intermetálico -Al(Mn,Fe)Si em função do acréscimo de temperatura. Nesse gráfico, observa-se que a transformação inicia numa temperatura próxima a 400 °C e que a fração de Al(Mn, Fe)Si, em relação a precipitado primário Al6(Mn,Fe), cresce com o incremento da temperatura.

Tubo de Al-Mn AA 3003

Reforço do depósito

Raiz do depósito

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Gráfico 2. Representação do efeito do aquecimento sobre a evolução da precipitação de partículas -Al(Mn,Fe)Si em relação ao total de partículas primárias. Extraído de Arnberg e Li (2003).

Martins (2005), estudando a transformação do precipitado Al6Mn durante tratamento de homogeneização da liga AA 3003, constatou, também, que a mudança da fase intermetálica Al6(Mn,Fe) em -Al(Mn,Fe)Si apresenta relação com a temperatura e, adicionalmente, uma redução de Mn em solução sólida (aumento da condutividade elétrica em decorrência da redução Mn em solução sólida com o Al).

As informações sobre o processo de precipitação de intermetálicos, na liga AA 3003, é interessante quando se pensa na influência do procedimento de soldagem (histórico térmico), decorrente da operação de união ou revestimento, empregando processos ao arco elétrico. Nesse caso, é possível inferir que, pela característica eletroquímica das fases, a região do depósito (zona fundida e zona termicamente afetada), em tubulações e chapas, apresente condições diferenciadas de resistência ao meio corrosivo (HNO3) e, portanto, a preocupação não deve ser focada apenas na composição química (presença de impurezas como Fe e Si) mas, também, nas condições impostas pelo processo de soldagem (número de passes, pré-aquecimento, geometria do chanfro, taxas de aquecimento e resfriamento, outros).

Neste sentido, o grande entrave experimental é definir qual o melhor processo/metodologia de ensaio acelerado de corrosão que se adapte à avaliação do desempenho de uniões soldadas de ligas comerciais de alumínio, submetidas à solução concentrada de HNO3. Os ensaios normalizados se baseiam ou na medição de perda de espessura (por exemplo, mm/ano) ou na medição da perda de massa (por exemplo, g/h). Entretanto, estas metodologias não se adaptam às condições apresentadas por corpos de prova contendo a região soldada como foco da avaliação do comportamento à corrosão. Assim, inicialmente, o presente trabalho avalia a aplicabilidade da metodologia proposta por Barra et al. (2007) no que tange o acompanhamento do desempenho à corrosão da região soldada, através da evolução da rugosidade superficial (variação desvio médio aritmético – Ra), em solução de HNO3. Por fim, avaliam-se os efeitos da geometria do chanfro e da composição química do depósito (% de Fe e Si) sobre a resistência à corrosão.

2. PROCEDIMENTO EXPERIMENTAL

2.1. Procedimento de soldagem

Na confecção dos depósitos, o preenchimento do chanfro foi realizado na posição de soldagem plana (1G), deposição multipasse dos cordões, processo de soldagem MIG convencional, corrente de soldagem na faixa de 190 a 200 A, tensão de soldagem na faixa de 25 a 27 V, arames maciços AWS ER 1100 ( 1,2 mm) e AWS ER 5083 ( 1,2 mm), proteção gasosa contendo 100% Ar (99,99% de pureza), vazão de gás de 17 l/min, chapas de alumínio AA 3003 (300 x 300 x 10 mm), deposição manual e temperatura inicial da chapa de 25 °C. A tabela 1 resume a composição química do metal de base e dos eletrodos empregados nos experimentos e, por sua vez, a figura 2 apresenta o croqui da preparação do chanfro (a) e o aspecto da chapa após a operação de soldagem (b).

Tabela 1. Composição química do metal de base AA 3003 e dos eletrodos ER 1100(1), ER 1100(2) e ER 5183(3),empregados nos experimentos.

Elementos Químicos - % em peso Liga / Classificação Si Fe Cu Mn Mg Cr Zn Ti Outros Al (min.)

AA 3003 0,60 0,70 0,05-0,20 1,00-1,50 - - 0,10 - 0,15 96,90ER 1100 (1) 0,12 0,32 0,05-0,20 0,05 - 0,10 - 0,15 99,00ER 1100 (2) 0,04 0,14 0,05-0,20 0,05 - - 0,10 - 0,15 99,00ER 5183 (3) 0,40 0,40 0,10 0,50-1,00 4,30-5,20 0,05-0,25 0,25 0,15 0,15 87,15

(1) médio teor de Fe e Si, (2) baixo teor de Fe e Si e (3) elevado teor de Fe e Si...

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Altura da Face da

RaizAbertura de Raiz

Ângulo do Chanfro

(a) (b)

Figura 2. Em (a) detalhe da geometria do chanfro e (b) corpo de prova após operação de soldagem.

2.2. Análise estatística

Para sistematizar a análise dos resultados experimentais, projeto ou planejamento fatorial 2k, sem replicação, foi adotado como ferramenta estatística para avaliar como os fatores (efeitos principais e interações) tendem a influenciar na resistência à corrosão dos depósitos, em meio de HNO3.

Levando-se em consideração a premissa, discutida anteriormente, de que não há estudo detalhado sobre o real mecanismo atuante no processo corrosivo da região soldada, quando imersa em solução de HNO3, os valores dos níveis (alto e baixo) dos fatores da matriz fatorial foram definidos a partir de critérios subjetivos ou pela análise dos procedimentos de soldagem, aplicados industrialmente.

No estudo foram relacionados sistematicamente, em dois níveis, os seguintes fatores:Nível alto (+) ângulo do chanfro (+), abertura/folga da raiz (+), altura da face da raiz (+), presença de Fe e Si (+);Nível baixo (-) ângulo do chanfro (-), abertura/folga da raiz (-), altura da face da raiz (-), presença de Fe e Si (-).

Adicionalmente, adotou-se com (+) os teores de Fe e Si presentes no consumível ER 5183(3), como forma de ampliar o possível efeito destas impurezas sobre a resistência da região soldada (enfatizar o fenômeno).

Os fatores de entrada (e seus níveis), selecionados para validar a análise dos possíveis efeitos sobre a resistência à corrosão, foram:

Ângulo do chanfro (AC)Nível baixo (-) 60º Nível alto (+) 90º

Abertura/folga da raiz (AR)Nível baixo (-) 0 mmNível alto (+) 2 mm

Altura da face da raiz (AN)Nível baixo (-) 0 mmNível alto (+) 1,6 mm

Composição química do eletrodo (Consumível)Nível baixo (-) 0,14% Fe e 0,04% Si (ER 1100(2))Nível alto (+) 0,32% Fe e 0,12% Si (ER 1100(1))Nível alto (+) 0,40% Fe e 0,40% Si (ER 5183(3))

A tabela 2 relaciona a forma de implementação e os valores do projeto fatorial 2k, utilizados na confecção dos depósitos.

Com o intuito de se evitar a ocorrência de distorções estatísticas nos resultados obtidos (erros), os ensaios foram executados em ordem totalmente aleatória. Barros Neto, Scarminio e Bruns (1995) relatam que a numeração dos ensaios é apenas uma forma conveniente de se identificar as várias combinações de níveis, e nada tem a ver com a ordem em que os experimentos são realmente executados.

2.2. Ensaio acelerado de corrosão

Para induzir o processo de corrosão acelerada dos depósitos e sua avaliação qualitativa (desempenho) frente ao fenômeno, Barra et al. (2007), baseados no trabalho de Barra (1998), desenvolveram metodologia específica para arastreabilidade da resistência à corrosão da região soldada. A metodologia envolve a combinação da corrosão acelerada por imersão, no meio corrosivo de interesse, e o acompanhamento do incremento da rugosidade do substrato (depósito). Em suma, a metodologia adota as seguintes etapas (Barra et al., 2007):

Chapa de Al-Mn AA 3003

Cordão de solda

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a) Definição da forma de medição do processo corrosivoNesta etapa, avaliam-se as possibilidades experimentais aplicáveis na medição (rastreamento) do perfil de corrosão.

Como possibilidades, os autores citam a medição da perda de espessura em função do tempo (mm/ano) e a medição da perda de massa em função do tempo (g/h) como procedimentos experimentais normalizados. Entretanto, estas condições experimentais não garantem a rastreabilidade direta da região apresentando queda de resistência ao meio corrosivo. Assim, os autores adaptaram seus experimentos com base na metodologia utilizada por Barra (1998) –avaliação do processo de erosão (perda por cavitação) através do acompanhamento do acréscimo da rugosidade da superfície de interesse. Neste caso, o processo de acompanhamento da possível perda de resistência à corrosão da liga AA 3003, soldada com os eletrodos AWS ER 1100 e AWS ER 5183, em meio ácido (HNO3), se daria pela comparação entre o comportamento da região soldada em diferentes condições (variação da composição química do eletrodo ou dageometria da junta, por exemplo) com a resistência do substrato não afetado pelo processo de soldagem.

Tabela 2. Matriz de planejamento utilizada na análise do efeito da geometria do chanfro e da composição química sobre a resistência à corrosão dos depósitos.

b) Elevação da severidade do meio corrosivoPotencialização da perda de massa do substrato através do incremento da severidade do eletrólito, aplicando: I)

concentração, em peso, de HNO3 para 20%, com balanço com H2O destilada; II) Elevação da temperatura da solução para valores próximos da temperatura de ebulição do HNO3 (90 °C), experimentalmente adotou-se o valor 65 °C; III) Agitação mecanicamente do eletrólito para induzir constante convecção da solução e, portanto, garantir homogeneidade de temperatura em toda a coluna da solução (experimentalmente adotou-se freqüência e amplitude de excitação iguais a 40 Hz e 13 µm, respectivamente).

c) Preparação dos corpos de provaExtração de amostras representativas (contendo metal de base, zona termicamente afetada e zona fundida),

preparação metalográfica das amostras até uma rugosidade superficial de 0,3 µm e posterior medição da rugosidade, levantando-se os valores de Ra (desvio médio aritmético), nos intervalos de 0, 1, 2, 3 e 4 h de ensaio.

A figura 3 exemplifica as etapas propostas por Barra et al. (2007) para a realização do ensaio acelerado de corrosãopor imersão.

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(a) (b)

Figura 3. (a) Detalhe do ensaio acelerado de corrosão por imersão em solução de HNO3 e (b) forma de medição do perfil de rugosidade (Ra).

3. RESULTADOS E DISCUSSÕES

3.1 Acompanhamento do perfil de rugosidade frente ao processo de corrosão

Os dados de entrada na matriz fatorial (tabela 02) foram definidos com base nas condições de soldagem comumente adotadas industrialmente (mapeamento de Especificações do Procedimento de Soldagem “EPS” já implementadas na soldagem da liga AA 3003). O objetivo da adoção desses valores de referência deve-se a preocupação em se avaliar o quanto o procedimento adotado (reproduzir as condições reais de campo) pode interferir na resistência à corrosão do depósito. A figura 4 mostra o os perfis de rugosidade apresentados pelos corpos de prova X1, X5, X17 e X21.

-1

0

1

2

3

4

5

6

7

8

9

0 1 2 3 4

Tempo (Horas)

Ru

go

sid

ad

e S

up

erf

icia

l (µ

m)

01 X

05 X

17 X

21 X

(a)

-1

0

1

2

3

4

5

6

7

8

9

0 1 2 3 4

Tempo (Horas)

Ru

go

sid

ad

e S

up

erf

icia

l (µ

m)

01 X

05 X

17 X

21 X

(b)

-1

0

1

2

3

4

5

6

7

8

9

0 1 2 3 4

Tempo (Horas)

Ru

go

sid

ad

e S

up

erf

icia

l (µ

m)

01 X

05 X

17 X

21 X

(c)

-1

0

1

2

3

4

5

6

7

8

9

0 1 2 3 4

Tempo (Horas)

Ru

go

sid

ad

e S

up

erf

icia

l (µ

m)

01 X

05 X

17 X

21 X

(d)

Figura 4. Desempenhos dos corpos de provas frente ao processo de corrosão acelerada em solução de HNO3. Em (a) metal de base não afetado pelo processo de soldagem, (b) reforço do cordão, (c) centro do cordão e (d) raiz do cordão. Observação: Para efeito didático, apenas os corpos de prova com as maiores diferenças de desempenho

foram utilizados nesta avaliação.

As regiões do centro (figura 4c) e da raiz do depósito (figura 4d) apresentam menores resistência ao fenômeno (maior inclinação das retas, o que se traduz em acréscimo na taxa de perda de material). Esse comportamento tem

Rugosímetro

Corpo de prova

Corpos de prova

Termômetro

Becker com solução de HNO3

Aquecedor / Agitador

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relação com o aumento da diluição do metal de base (inserção de Fe e Si). Observa-se que os corpos de prova com teores maiores de Fe e Si (X1 e X21) resistem menos ao processo corrosivo de que os corpos de prova com o menor teor de impurezas (X5 e X17), independentemente da mudança na geometria do chanfro. Adicionalmente, as inclinações das retas (taxa de incremento na rugosidade) são mais pronunciadas para os corpos de prova contendo valores maiores de Fe e Si.

3.2 Análise fatorial do desempenho dos corpos de prova

Considerando o efeito da matriz fatorial, onde o nível baixo de Fe e Si (-) está relacionado ao consumível ER 1100(2) e o nível alto (+) dessas impurezas referirem-se ao consumível ER 5183(3), e mantendo-se as demais condições experimentais adotadas, a resposta da análise estatística, via fatorial 2k (figuras 5 e 6), detectou que efeito principal (fator) influente sobre o fenômeno de resistência à corrosão foi a composição química do eletrodo. Informação que corrobora com a análise feita no item 3.1, curvas de “rugosidade x tempo”. Numa ordem menor de grandeza, a interação composição química x abertura de raiz x altura de nariz apresenta significância sobre a elevação da perda de massa. Esta interação mostra com a diluição pode influir na resistência à corrosão em meio de HNO3. Em adição, os dados experimentais indicam uma tendência a melhoria na resistência à corrosão quando das interações composição química x altura do nariz e composição química x abertura de raiz x ângulo do chanfro.

Term

Effect

ABABCD

C

BCB

BCD

AD

ACDCDBD

DAC

ABD

ABC

A

3,02,52,01,51,00,50,0

0,651Factor

 ngulo

NameA C omp. Q uímicaB A bertura RaizC A ltura NarizD

Lenth's PSE = 0,253125Figura 5. Diagrama de Pareto mostrando os parâmetros influentes e suas interações sobre a resistência à

corrosão do metal de solda.

Effect

Pe

rce

nt

3210-1

99

95

90

80

7060504030

20

10

5

1

Factor

 ngulo

NameA C omp. Q uímicaB A bertura RaizC A ltura NarizD

Effect TypeNot SignificantSignificant

ABD

ABC

AC

A

Lenth's PSE = 0,253125Figura 6. Efeitos normalizados comparando a relativa magnitude e a significância dos efeitos principais e suas

interações sobre a resistência à corrosão do depósito.

V C o n gr e s s o Na c i o na l d e E n g e n ha r i a M e c â n i c a , 25 a 2 8 d e A g os t o 20 0 8 , S a lv a d or -B a h i a

Outra análise desenvolvida, com o intuito de mostrar que valores baixos de Fe e Si melhoram a resistência à corrosão, empregou somente os eletrodos da série AA 1100. Neste caso, o nível baixo de Fe e Si (-) está relacionado ao consumível ER 1100(2) e o nível alto (+) dessas impurezas referem-se ao consumível ER 1100(1), mantendo-se as demais condições experimentais. As respostas estatísticas, via fatorial 2k (figuras 7 e 8), mostram que nenhum efeito principal (fator) influencia no fenômeno de resistência. Informação semelhante foi obtida para as interações.

Term

Effect

B

BDCDAB

ADC

ACD

ABCD

ABDBC

ABCDD

ACABC

0,90,80,70,60,50,40,30,20,10,0

0,8772Factor

 ngulo

NameA C omp Q uímicaB A bertura RaizC A ltura NarizD

Figura 7. Diagrama de Pareto mostrando que nenhum parâmetro ou interação influencia na resistência à corrosão do metal de solda.

Effect

Pe

rce

nt

1,00,50,0-0,5-1,0

99

95

90

80

7060504030

20

10

5

1

Factor

 ngulo

NameA C omp Q uímicaB A bertura RaizC A ltura NarizD

Effect TypeNot SignificantSignificant

Lenth's PSE = 0,34125

Figura 8. Efeitos normalizados comparando a relativa magnitude e a significância dos efeitos principais e suas interações sobre a resistência à corrosão do depósito.

3.3 Análise metalográfica dos corpos de prova (aspecto superficial x processo corrosivo)

Outra forma utilizada na avaliação qualitativa dos corpos de prova, frente ao mecanismo de corrosão, foi a avaliação visual da rugosidade, via lupa estereoscópica (ampliação de 6,5 a 40 vazes).

Os resultados obtidos demonstram que os corpos de prova com baixo teor de impureza (Fe e Si) e que tiveram manipulação adequada da tocha de soldagem são menos susceptíveis ao processo corrosivo (Como exemplo o corpo de prova X17 apresentado na figura 9a).

Alguns corpos de prova apresentaram regiões circulares com perda localizada de resistência (vide X14 apresentadona figura 9b). O aspecto grosseiro da microestrutura sugere que a região foi submetida a um aquecimento inadequado, o que provocou alterações nos valores do gradiente térmico (G) e da velocidade de solidifica (R) da zona fundida, efeito sobre a subestrutura. Como provável causa do defeito, a manipulação inadequada da tocha MIG (soldagem manual, onde o soldador empregou movimentação abrabupta) pode ter induzido o surgimento da região.

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Finalmente, outra verificação importante foi a ocorrência de corrosão preferencial na vizinhança da linha de fusão (exemplificado pelo corpo de prova X13 apresentado na figura 9c). A suposição para o fenômeno recaia na precipitação de fases intermetálicas devido a temperatura experimentada nesta região (vide novamente o gráfico 2).

Corpos de prova após 16 h de ensaio acelerado de corrosão Detalhe da zona fundida (raiz do depósito)

(a)

(b)

(c)

Figura 9. Aspecto morfológico dos depósitos (zona fundida – ZF) após 16 h de ensaio acelerado de corrosão. Em (a) corpo de prova (X17) apresentando resultado satisfatório de resistência à corrosão, (b) corpo de prova (X14)

indicando a presença de regiões preferências para corrosão no centro da raiz e (c) corpo de prova (X13) com corrosão iniciada na fronteira da linha de fusão.

4. CONCLUSÕES

Dentro das condições experimentais adotados, os resultados levantados dos possíveis efeitos da geometria do chanfro e da composição química dos eletrodos sobre a resistência à corrosão da região soldada da liga AA 3003, permitem inferir as seguintes conclusões:

A presença de impurezas nos eletrodos (teores elevados de Fe e Si) influencia negativamente na resistência à corrosão dos depósitos;

Das variáveis envolvidas na geometria do chanfro (ângulo, altura do nariz e abertura da raiz), apenas aquelas que induzem aumento na diluição apresentaram efeito significativo sobre a perda de resistência a corrosão;

A manipulação inadequada da tocha de soldagem apresenta influência sobre a morfologia da zona fundida, produzindo regiões com perda localizada de resistência à corrosão;

Há indícios da ocorrência de corrosão preferencial na vizinhança da linha de fusão, o que indica influência da zona termicamente afetada sobre a resistência a corrosão da liga AA 3003.

Corrosão na fronteira da

ZF

Ilha de corrosão localizada na

ZF

Corrosão uniforme na

ZF

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5. AGRADECIMENTOS

Os autores agradecem a empresa MCE pelo suporte na realização dos ensaios e a FAPESB pela concessão de bolsa de iniciação científica.

6. REFERÊNCIAS

Ambat, A., Davenport, A. J., Scamans, G. M., Afseth, A., 2006, “Effect of iron-containing intermetalic particles on the corrosion behaviour of aluminium”, Corrosion Science, Vol. 48, pp. 3455–3471.

Barra, S. R., Oliveira, T.P., Pereira, A.J., 2007, “Metodologia experimental para medição do perfil de corrosão em juntas soldadas da liga Al-Mn (AA 3003) imersas em HNO3 ”, 59 Congresso da SBPC, Belém, Brasil.

Barra, S. R., 1998, “Influência dos procedimentos de soldagem sobre a resistência à cavitação de depósitos obtidos com a utilização de arames tubulares de aços inoxidáveis ligados ao cobalto”. Dissertação de Mestrado, Universidade Federal de Santa Catarina, Florianópolis.

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7. DIREITOS AUTORAIS

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EFFECT OF CHANFER GEOMETRY AND CHEMICAL COMPOSITION ON WELD CORROSION RESITENCE OF AA 3003 ALUMINUM ALLOY, IN HNO3 SOLUTION

Sérgio Rodrigues Barra, barra@cimatec.fieb.org.br1

Tiara Pimentel de Oliveira, tiarap@cimatec.fieb.org.br 2

Adelson Ribeiro de Almeida Júnior, adelson@cimatec.fieb.org.br3

Antônio Carlos Telles Filho, tellesfilho@terra.com.br4

1, 2, 3 e 4Faculdade de Tecnologia SENAI Cimatec. Av. Orlando Gomes, 1845 – Piatã. CEP: 41650-010. Salvador – BA.

Abstract. This work evaluates the effect of the chamfer geometry and chemical weld metal composition (% Fe and %Si) on corrosion resistance, in concentrate HNO3 solution, of the welding union of Al-Mn alloy (AA 3003), employed in construction of nitric acid storage tanks. The deposits were made using MIG welding process, flat position, V-groove, Al-Mn alloy (AA 3003) as base metal, AWS ER 1100 and AWS ER 5183 wires. In evaluation on corrosion resistance of the deposit, was applied specific methodology for accelerated immersion corrosion testing in HNO3, and evaluation of substrate resistance through mapping of surface roughness. The roughness profiles values were analyzed statistically by 2k factorial design. The results show that the variables (groove design, root spacing and filler metal chemical composition), the filler metal chemical composition and dilution affect the corrosion resistance on weld regionimmersed in concentrated solution of HNO3. Another identified effect was the presence of areas preferentially corroded due to the inadequate manipulation of the welding torch.

Keywords: Corrosion, welding, MIG, Al-Mn, HNO3