UNIVERSIDADEFEDERALDO CEARÁ CENTRO DETECNOLOGIA

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UNIVERSIDADE FEDERAL DO CEARÁ CENTRO DE TECNOLOGIA

DEPARTAMENTO DE ENGENHARIA METALÚRGICA E DE MATERIAIS PROGRAMA DE MESTRADO EM ENGENHARIA E CIÊNCIA DE MATERIAIS

AVALIAÇÃO DOS EFEITOS DA TÉCNICA DA DUPLA CAMADA NA SOLDAGEM DO AÇO ASTM A 516 GRAU 60

RICARDO LIARTH DA SILVA CRUZ Engenheiro Mecânico

Fortaleza-CE Novembro de 2006

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UNIVERSIDADE FEDERAL DO CEARÁ CENTRO DE TECNOLOGIA DEPARTAMENTO DE ENGENHARIA METALÚRGICA E DE MATERIAIS PROGRAMA MESTRADO EM ENGENHARIA E CIÊNCIA DE MATERIAIS

AVALIAÇÃO DOS EFEITOS DA TÉCNICA DA DUPLA CAMADA NA SOLDAGEM DO AÇO ASTM A 516 GRAU 60

Ricardo Liarth da Silva Cruz Engenheiro Mecânico

Orientador: Prof. Dr. Hélio Cordeiro de Miranda

Fortaleza-CE Novembro de 2006

Dissertação apresentada ao Departamento de Engenharia Metalúrgica e de Materiais da Universidade Federal do Ceará como parte dos requisitos para obtenção do título de Mestre em Engenharia e Ciência de Materiais.

1 ORIENTADOR: PROF. DR. HÉLIO

iii

À Deus

À minha esposa

Ideleine Fontenele Peixoto Cruz

Aos meus pais

Mário Liarth da Cruz (in memoriam)

Maria José da Silva Cruz

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AGRADECIMENTOS

Agradeço igualmente a todos os que contribuíram de alguma maneira para o

desenvolvimento deste trabalho de pesquisa.

• Ao Grande Arquiteto do Universo a quem somos privilegiados a cada dia com a

sua Luz Divina;

• Ao Professor e Orientador Dr. Hélio Cordeiro de Miranda, pela confiança,

incentivo, dedicação e cobrança intensa durante a realização deste trabalho;

• Ao Instituto Centro de Ensino Tecnológico – CENTEC, na pessoa do Dr. Antônio

Amaury Oriá Fernandes, Diretor-Presidente, pela minha liberação das atividades

profissionais para cumprimento do Curso de Pós-Graduação;

• Ao professor Dr. Lindberg Lima Gonsalves, Coordenador do Programa de

Mestrado em Engenharia e Ciência de Materiais, pelo zelo, condução e dedicação

ao Programa;

• Aos professores do Programa de Mestrado em Engenharia e Ciência de Materiais,

pela dedicação e amizade para com o Programa e os Mestrados;

• Aos membros da banca de avaliação, pela dedicação na avaliação deste trabalho,

pelas sugestões e críticas;

• Ao professor M.Sc. Willys Machado Aguiar, do Laboratório de Ensaios de

Materiais (LEM) do CEFET-Ce, por todos nós reconhecido como um incansável

aprendiz do saber e do ensinar, por sua valiosa colaboração, amizade e apoio

laboratorial;

v

• Ao professor M.Sc. Evaldo Mota, e Felipe do Laboratório de Máquinas

Operatrizes (LMO) do CEFET-CE, pelo apoio na utilização da estrutura

laboratorial do LMO;

• Aos professores Dr. Antônio Salvador da Rocha (UFC), Dr. Alexandre Bertini

(UFC) e Dr. Tavares Medeiros (CEFET-Ce) pelo apoio inicial na fase de

candidatura ao Mestrado;

• A professora M.Sc. Elda Fontenele Tahim, pelo incentivo e o forte apoio junto ao

CENTEC na fase inicial de candidatura ao Mestrado;

• Aos colegas do Laboratório de Engenharia de Soldagem da UFC (ENGESOLDA)

pelos numerosos momentos de trabalho e de descontração. Em especial aos que

trabalharam diretamente na preparação dos corpos de prova, na soldagem e nas

análises das amostras;

• Ao professor Dr. Hamilton Ferreira Gomes Abreu, Coordenador do Laboratório de

Caracterização de Materiais (LACAM) e aos colegas do LACAM pela condução

das atividades do laboratório e apoio aos Mestrandos do ENGESOLDA;

• Ao professor Dr. Pedro de Lima Neto e aos colegas do Laboratório de

Eletroquímica da UFC, pelo auxílio na preparação e execução do ataque corrosivo

acelerado nas amostras para tensões residuais;

• A todos os colegas do CENTEC (professores, bolsistas, funcionários e alunos) pelo

forte incentivo a cada encontro oportunizado;

• A LUBNOR, na pessoa do Eng. Cícero Roberto de Oliveira Moura e do Inspetor

de Soldagem João César Matias pelo atendimento as solicitações técnicas

necessárias ao desenvolvimento deste trabalho;

• A você, caro leitor, que de alguma forma poderá agregar os conteúdos

apresentados neste trabalho para o engrandecimento de seus conhecimentos.

i

SUMÁRIO

ÍNDICE DE FIGURAS ............................................................................................................ iii

ÍNDICE DE TABELAS ........................................................................................................ vii

RESUMO ............................................................................................................................... viii

ABSTRACT .......................................................................................................................... ix

1 INTRODUÇÃO..................................................................................................................1

2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA...........................................................................................3

2.1 CARACTERÍSTICAS GERAIS DO AÇO ASTM A 516 GRAU 60................................3

2.2 INFLUÊNCIAS DOS ELEMENTOS QUÍMICOS NO AÇO ASTM A516 GRAU 60....3

2.3 FLUXO DE CALOR NA SOLDAGEM............................................................................7

2.3.1 Estimativa do calor da soldagem........................................................................8

2.3.2 Ciclo térmico de soldagem .................................................................................8

2.3.3 Fatores que influenciam o ciclo térmico de soldagem .....................................10

2.4 TRATAMENTOS TÉRMICOS PÓS-SOLDAGEM (TTPS) ..........................................12

2.5 TENSÕES RESIDUAIS DE SOLDAGEM .....................................................................13

2.5.1 Corrosão sob tensão (CST)...............................................................................15

2.6 SOLDABILIDADE DOS AÇOS C-MN E BAIXA LIGA ..............................................16

2.6.1 Metal de adição.................................................................................................17

2.6.2 Soldagem em passe único.................................................................................17

2.6.3 Soldagem em múltiplos passes .........................................................................18

2.6.4 Microestrutura da zona fundida........................................................................19

2.6.5 Microestrutura da zona termicamente afetada..................................................22

2.6.6 Temperabilidade ...............................................................................................23

2.6.7 Preaquecimento ................................................................................................25

2.6.8 Modos de fissuração .........................................................................................28

2.7 SOLDAGEM SEM TTPS ................................................................................................34

2.7.1 Técnica da meia camada...................................................................................34

2.7.2 Técnica da dupla camada..................................................................................35

2.7.3 Teste de Higuchi...............................................................................................38

2.8 ENSAIOS PARA AVALIAR SOLDAS ..........................................................................41

2.8.1 Ensaio de impacto Charpy................................................................................41

2.8.2 Modos de fratura...............................................................................................43

ii

2.9 MEDIÇÃO DE TENSÕES RESIDUAIS POR DIFRAÇÃO DE RAIO-X .....................45

2.9.1 Princípios da difração de raios-X .....................................................................46

2.9.2 Método da tensometria por difração de raios-X ...............................................48

3 MATERIAIS E MÉTODOS.............................................................................................51

3.1 MATERIAIS ....................................................................................................................51

3.1.1 Metal de adição.................................................................................................51

3.1.2 Metal Base ........................................................................................................52

3.1.3 Equipamentos ...................................................................................................52

3.2 METODOLOGIA.............................................................................................................54

3.2.1 ETAPA I – Treinamento do soldador...............................................................54

3.2.2 ETAPA II – Usinagem dos corpos de prova ....................................................54

3.2.3 ETAPA III – Realização da soldagem para o Teste de Higuchi ......................55

3.2.4 ETAPA IV – Amostragem para medição das microdurezas ............................56

3.2.5 ETAPA V – Critérios de análise do Teste de Higuchi .....................................57

3.2.6 ETAPA VI – Soldagem com a dupla camada em chapas planas .....................59

3.2.7 ETAPA VII - Soldagem das juntas...................................................................60

3.2.8 ETAPA VIII - Tratamento térmico pós-soldagem das juntas ..........................62

3.2.9 ETAPA IX - Amostragem para caracterização da solda ..................................63

3.2.10 ETAPA X - Medição da tenacidade da junta ...................................................65

3.2.11 ETAPA XI - Medição das tensões residuais de soldagem ...............................66

3.2.12 ETAPA XII – Caracterização metalúrgica e medição de dureza .....................68

4 RESULTADOS E DISCUSSÕES....................................................................................69

4.1 METAL BASE .................................................................................................................69

4.2 TESTE DE HIGUCHI......................................................................................................70

4.3 ANÁLISE DO PERFIL DE DUREZAS DA DUPLA CAMADA ..................................76

4.4 ANÁLISE DA MICRODUREZA NAS JUNTAS SOLDADAS.....................................78

4.5 ANÁLISE DAS TENSÕES RESIDUAIS DEVIDO A SOLDAGEM ............................80

4.6 ANÁLISE DA TENACIDADE........................................................................................84

4.7 ANÁLISE MICROESTRUTURAL.................................................................................90

5 CONSIDERAÇÕES GERAIS..........................................................................................93

6 CONCLUSÕES................................................................................................................94

7 SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS............................................................95

8 REFERÊNCIA BIBLIOGRÁFICA..................................................................................96

iii

ÍNDICE DE FIGURAS

Figura 1 - a) Regiões marcados para o reparo em um vaso de pressão (LUBNOR). b) Ensaio de soldagem em linha viva (utilização de uma camada de amanteigamento) (LUBNOR)........2

Figura 2 - Solubilidade do nitrogênio em função da temperatura. a) Solubilidade do nitrogênio no ferro. b) Efeito de elementos de liga na solubilidade do nitrogênio a 1600°C (EASTERLING, 1985)...............................................................................................................5

Figura 3 - Solubilidade do hidrogênio em função da temperatura. a) Solubilidade do hidrogênio no ferro. b) Efeito de elementos de liga na solubilidade do hidrogênio (EASTERLING, 1985)...............................................................................................................6

Figura 4 - Distribuição tridimensional de calor. a) Placa de espessura finita (adaptado de Kou, 1987). b) Distribuição de temperaturas calculadas em uma placa soldada (adaptado de Kou, 1987).........................................................................................................................................10

Figura 5 - Evolução das tensões térmicas ao longo de em uma junta durante o ciclo térmico de soldagem (adaptado de AMERICAN WELDING SOCIETY, 1987): a) Placa soldada, b) Perfil de temperaturas, c) Perfil de tensões. .............................................................................13

Figura 6 - Esquema demonstrativo das regiões de uma solda em passe único (Aguiar, 2001)...................................................................................................................................................17

Figura 7 – Representação esquemática das zonas da solda executada em vários passes (adaptado) (METALS HANDBOOK, 1992). ..........................................................................19

Figura 8 - Microestruturas do Metal de Solda presentes nos aços C-Mn (AGUIAR, 2001). ..20

Figura 9 - Regiões da ZAC e suas temperaturas no diagrama de transformação Fe-C (AGUIAR, 2001). .....................................................................................................................23

Figura 10 - Diagrama de Granville e as Zonas I, II e II com diferentes graus de temperabilidade em função do carbono equivalente (AGUIAR, 2001). ..................................24

Figura 11 - Comportamento da velocidade crítica de resfriamento em função do CE. ...........28

Figura 12 - Classificação das trincas quanto à sua localização na região da solda (MODENESI et al, 1992). ...............................................................................................................................29

Figura 13 - a) Aspecto de uma trinca de solidificação: a) Trinca de cratera. b) Mecanismo de desenvolvimento das trincas de solidificação...........................................................................30

Figura 14 - Fissuração por decoesão lamelar. Macrografia da trinca por decoesão localizada na margem do cordão (AMERICAN WELDING SOCIETY, 1987).......................................31

Figura 15 - Aspecto de trincas a frio na ZAC e no Metal de Solda (BAYLEY et al, 1973). a) Localizações preferenciais da trincas à frio b) Macrografia de uma trinca induzida por hidrogênio localizada na Zona Fundida . .................................................................................32

Figura 16 - Mecanismo da difusão do hidrogênio no Metal de Solda para o Metal Base na ZAC (MODENESI et al, 1992). ...............................................................................................33

Figura 17 – Seqüência de soldagem no procedimento com a técnica da meia camada (LANT et al, 2001). ...............................................................................................................................35

iv

Figura 18 - Sobreposição da ZAC da segunda camada sobre a ZAC na primeira camada (LANT et al, 2001). ..................................................................................................................35

Figura 19 - Diagrama de Higuchi para o aço de baixo carbono (AGUIAR, 2001)..................39

Figura 20 - Representação esquemática dos parâmetros de refino através da técnica da dupla camada. .....................................................................................................................................40

Figura 21 - Corpo de prova Charpy V: a) Detalhes geométricos, b) Energia absorvida em função da posição do entalhe (AGUIAR, 2001).......................................................................41

Figura 22 - Superfície de fratura Dimple: a) Microcavidades de tração, b) Microcavidades de cisalhamento. ............................................................................................................................44

Figura 23 - Modo de fratura por Clivagem a) Fotografia eletrônica de varredura de uma superfície de Clivagem. b) Esquema das topografias específicas da fratura por Clivagem.....44

Figura 24 - Esquema de tração axial da amostra. As linhas dentro da amostra são planos cristalinos (hkl), onde qualquer ε corresponde à deformações nas respectivas direções (PHILIPPOV , 2006). ...............................................................................................................45

Figura 25 - Feixe de raios-X refletido com interferência construtiva, para um ângulo de incidência igual ao ângulo de reflexão (adaptado de SILVA, 2005 apud REED-HILL, 1994)...................................................................................................................................................47

Figura 26 - Esquema demonstrativo da Lei de Bragg. Raio a1: raio incidente, Raio a2: raio difratado e d:distância interplanar (adaptado de SILVA, 2005 apud REED-HILL,1982). ......47

Figura 27 - Princípio da medida da distância interplanar pela difração de raios-X incidentes (adaptado de SILVA,2005 apud BENNING, 1989).................................................................49

Figura 28 - Representação esquemática das tensões e deformações com a indicação da rotação angular usada na análise de difração por raios-X (adaptado de SILVA, 2005 apud BENNING, 1989).........................................................................................................................................50

Figura 29 - Equipamentos utilizados no trabalho de pesquisa. ................................................53

Figura 30 - Geometria dos corpos de prova. (a) Higuchi, (b) Dupla camada, (c-d) Chafrados...................................................................................................................................................55

Figura 31 - Localização de retirada da amostra para o teste de Higuchi: a) Posicionamento transversal, b) Linhas de direção das medições de microdurezas. ...........................................56

Figura 32 - Representação esquemática dos parâmetros de refino pela da técnica da dupla camada: a) Parâmetros do Teste de Higuchi Convencional, b) Parâmetros do Teste de Higuchi Adaptado...................................................................................................................................57

Figura 33 - Exemplificação da construção de um diagrama de decisão correspondente às tabelas de extensão das zonas da solda e os critérios do Teste de Higuchi..............................59

Figura 34 - Desenho esquemático da amostra do ensaio de dupla camada..............................59

Figura 35 - Montagem da Bancada de soldagem com restrição, mostrando o dispositivo de deslocamento retilíneo com velocidade controlada, a forma de restrição e a preparação das faces da junta antes da soldagem..............................................................................................61

Figura 36 - Seqüência de soldagem adotada: a) Seqüência para Junta semi V, b) Seqüência para a Junta em K. ....................................................................................................................61

v

Figura 37 - Soldagem com a dupla camada na junta em K (Tipo III): a) Detalhe da dupla camada aplicada nas faces da junta em K, b) Macrografia da junta com chanfro em semi V, c) Macrografia da junta com chanfro em K..................................................................................62

Figura 38 - Soldagem convencional em amostras do Tipo I: a) Preparação para a soldagem na bancada de soldagem. b) Macrografia da junta com chanfro em semi V. c) Macrografia da junta com chanfro em K. ..........................................................................................................62

Figura 39 - Diagrama do ciclo térmico de TTPS aplicado às amostras soldadas Tipo II. .......63

Figura 40 – Distribuição das amostras ao longo da junta soldada. ..........................................64

Figura 41 - Difratômetro de raios X com detalhe do MPSS. ...................................................65

Figura 42. Detalhe da localização do entalhe na ZAC-GG. .....................................................65

Figura 43 - Ataque eletrolítico acelerado: a) Detalhe da célula eletrolítica, b) ataque eletrolítico executado em duas amostras simultaneamente, c) amostra antes e depois do ataque eletrolítico.................................................................................................................................67

Figura 44 - Macrografias de amostras para caracterização metalúrgica e medição de microdurezas: a) Amostra sem a dupla camada. b) Amostra com a dupla camada. ................68

Figura 45 - Microestrutura do aço ASTM A 516 Grau 60 na condição “como recebido”.......69

Figura 46 - Microestrutura do aço ASTM A 516 Grau 60: a) Macro-regiões da solda, b) ZAC_GG e durezas correspondentes. ......................................................................................69

Figura 47 - Perfis de microdureza para o aço ASTM A 516 Grau 60. a) 06 kJ/cm b) 10 kJ/cm c) 14 kJ/cm e d) 18 kJ/cm.........................................................................................................70

Figura 48 - a) Diagrama de Higuchi Convencional, b) Diagrama de Higuchi Adaptado. .......72

Figura 49 - Diagramas de decisão para a dupla camada com 6 kJ/cm na primeira camada.....73

Figura 50 - Diagramas de decisão para a dupla camada com 10 kJ/cm na primeira camada...74



Figura 53 - Perfil de microdurezas da dupla camada com o uso da relação de energias de soldagem 6/10 em uma superfície plana (amostra). .................................................................77

Figura 54 - Perfis de microdureza para as amostras de referência – Tipo I. a) Junta com chanfro Semi V b) Junta com chanfro em K. ...........................................................................78

Figura 55 - Perfis de microdureza para as amostras com TTPS – Tipo II. a) Junta com chanfro Semi V b) Junta com chanfro em K com TTPS. ......................................................................78

Figura 56 - Perfis de microdureza para as amostras com dupla camada – Tipo III. a) Junta com chanfro Semi V b) Junta com chanfro em K com TTPS. .................................................79

Figura 57 - Distribuição das tensões residuais nas amostras de 38 mm com chanfro em Semi V: a) Amostras da posição 1, b) Amostras da posição 2, c) Amostras da posição 3................81

Figura 58 - Distribuição das tensões residuais nas amostras da junta com chanfro em K: a) Amostras da posição 1, b) Amostras da posição 2, c) Amostras da posição 3.....................82

Figura 59 - Amostra do Tipo II não rompida no ensaio de Impacto Charpy. ..........................85

Figura 60 - Escória junto ao entalhe. a) Amostra Tipo II. b) Amostra Tipo I..........................85

vi

Figura 61 - Topografia das superfícies fraturadas nas amostras de referência (Tipo I). ..........85

Figura 62 - Topografia das superfícies fraturadas em amostras com TTPS – Tipo II. ............86

Figura 63 - Topografia das superfícies fraturadas em amostras com dupla camada – Tipo III...................................................................................................................................................86

Figura 64 - Energia absorvida no ensaio de impacto Charpy: (a-b) Amostras da junta com chanfro semi V, (c-d) Amostras de junta com chanfro em K...................................................88

Figura 65 - Microestrutura junto à linha de fusão das amostras do Tipo I. (A: Região colunar do Metal de Solda, B: Metal de Solda recristalizado, C: ZAC_GG, D: ZAC_GG refinada)...90

Figura 66 - Microestrutura de amostras do Tipo I na ZAC_GG. .............................................91

Figura 67 - Microestrutura das amostras do Tipo II na ZAC_GG. a) ótico 200x b) MEV 2000x. .......................................................................................................................................91

Figura 68 - Microestrutura da amostras do Tipo III na ZAC_GG ...........................................92

Figura 69 - Região refinada junto à linha de fusão...................................................................92

vii

ÍNDICE DE TABELAS

Tabela 1 - Composição química do aço ASTM A 516 Grau 60 (COSIPA)...............................3

Tabela 2 - Tendência da distribuição dos elementos de liga nos aços resfriados lentamente (AGUIAR, 2001 apud TSCHIPTSCHIN, 2001). .......................................................................4

Tabela 3 - Composição química em peso do aço ASTM A 516 Grau 60 (CENPES)..............52

Tabela 4 - Parâmetros de soldagem para o Teste de Higuchi...................................................56

Tabela 5 - Extensão das zonas de durezas (mm)......................................................................58

Tabela 6 - Extensão das zonas microestruturais (mm). ............................................................58

Tabela 7 - Planejamento de soldagem das juntas. ....................................................................60

Tabela 8 - Parâmetros de soldagem para o enchimento das juntas. .........................................60

Tabela 9 - Codificação alfanumérica para nomenclatura das amostras dos corpos de prova soldados. ...................................................................................................................................64

Tabela 10 - Parâmetros do ataque corrosivo. ...........................................................................67

Tabela 11 - Parâmetros do ensaio de medição de tensões residuais por difração de raios X...67

Tabela 12 – Extensões geométricas das zonas da solda para a dureza e para a microestrutura...................................................................................................................................................71

Tabela 13 – Energia de Impacto média, absorvida no ensaio de impacto Charpy. ..................89

viii

Cruz, R. L. S., 2006, “Avaliação dos Efeitos da Técnica da Dupla Camada na Soldagem do Aço ASTM A 516 Grau 60”, Dissertação de Mestrado, Universidade Federal do Ceará, CE.

RESUMO

O aço ASTM A 516 Grau 60 é um aço estrutural ligado ao manganês,

extensamente utilizado na indústria petrolífera em operações de armazenamento, transporte e

processamento de produtos petrolíferos em condições que apresentam requisitos de

tenacidade. Quando o reparo de estruturas construídas com esse aço envolve soldagem

convencional, ocorre a formação de estrutura martensítica na zona afetada pelo calor (ZAC)

bem como o estabelecimento de tensões residuais ao longo da junta. Os procedimentos de

reparo para o aço ASTM A516 Grau 60 estabelecem o uso de um tratamento térmico para

alívio de tensões logo após a soldagem, tal tratamento vem como uma alternativa capaz de

reduzir/minimizar efeitos danosos originados na região da solda. Todavia, algumas vezes

podem ser tecnicamente impraticáveis ou representar um aumento de custo significativo, de

forma que um procedimento de soldagem sem tratamento térmico pós soldagem (TTPS), que

resulte em baixos níveis de tensões residuais e adequadas propriedades químicas e mecânicas

da junta é extremamente importante. Neste contexto, este trabalho foi proposto visando

contribuir com os estudos de reparos por soldagem, com qualidade e sem a necessidade de um

TTPS, através da aplicação da técnica da dupla camada.

Os ensaios deste trabalho foram conduzidos em amostras do aço ASTM A 516

Grau 60 com 38 mm de espessura, soldados manualmente com eletrodos básicos, em juntas

chanfradas em K e em semi V, que foram avaliados na condição como recebido; soldado com

o procedimento convencional sem TTPS e com TTPS; e soldado com a técnica da dupla

camada. As relações de energia para a aplicação da dupla camada foram definidas após a

aplicação do Teste de Higuchi convencional (dureza) e modificado (microestrutura).

Para todas as juntas foram avaliados os perfis de microdureza, a microestrutura, a

energia absorvida ao impacto e os perfis de tensões residuais.Os resultados demonstraram que

a aplicação da técnica de soldagem com dupla camada, usando combinações adequadas de

energia de soldagem, definidas pelo Teste de Higuchi, pode-se alcançar reduções dos níveis

de dureza na ZAC; refinamento microestrutural; propriedades mecânicas finais melhoradas,

porém com sinais evidentes de tensões residuais elevadas no Metal de Solda e no Metal Base.

Palavras Chave: soldagem, ASTM A516 Grau 60, Dupla Camada.

ix

Cruz, R. L. S., 2006, “Evaluation of the Effect of the Technique of the Double Layer in the Welding of the Steel ASTM A516 degree 60.”, M. Sc. Thesis Universidade Federal do Ceará, Fortaleza-CE.

ABSTRACT

The Steel ASTM A 516 grade 60 is a structural steel linked to manganese,

extensively used in the oil-producing industry in operations of storage, transport and

processing from oil-producing products in conditions that present tenacity requirements.

When the repair of structures built with this steel involves conventional welding, the

formation of martsite structure occurs in the heat affected zone (HAZ) as well as the

establishment of residual stresses throughout the joint. The procedures of repair for steel

ASTM A 516 grade 60 establish the use of a thermal treatment for relief of tensions soon after

the welding, such treatment come as an alternative able to reduce/to minimize originated

harmful effects in the region of the weld. However, some times they can technical be

impracticable or represent an increase of significant cost, so that a procedure of welding

without pos-weld heat treatment (PHWT), that results in low levels of residual stresses and

adjusted chemical and mechanical properties of the joint is extremely important. In this

context, this work was proposed aiming to contribute with the studies of repairs for welding

with quality and without the necessity of PWHT through the application of the technical of

the double layer.

The assays of this work had been lead in samples of the Steel ASTM A grade 60

with 38 mm of thickness, welded manually with basic electrodes, in joints bevelled in K and

half V, that had been evaluated in the condition as received; solder with the conventional

procedure without TTPS and with TTPS; solder with the technical of the double layer. The

relations of energy for the application of the double layer had been defined after the

application of the Test of Higuchi conventional (hardness) and modified (microstructure).

For all the joints the profiles of microhardness had been evaluated, the

microstructure, the energy absorbed to the impact and the profiles of residual stresses.The

results had demonstrated that with the application of the technical of welding with double

layer, using adequate combinations of welding energy, defined for the Test of Higuchi,

reductions of the levels of hardness in the (HAZ) can be reached; microstructural refinement;

improved final mechanical properties, however with obvious signals of residual stresses

raised in the weld-metal and the base-metal.

Key words: ASTM A 516 grade 60, Welding, double layer.

1

CAPÍTULO I

1 INTRODUÇÃO

Os processos industriais atuais estimulam um aumento da demanda por

equipamentos que suportem satisfatoriamente as solicitações inerentes a cada aplicação, tais

como solicitações mecânicas em condições operacionais normais, temperaturas extremas e/ou

ambientes agressivos. O fato que aplicações industriais exigem aços com melhores

propriedades, nas condições operacionais extremas de serviço, reforça a grande importância

que tem a soldagem neste panorama, uma vez que se trata de um dos processos mais

utilizados no reparo/construção das estruturas desses equipamentos. Desta forma, como a

soldagem tem elevado grau de significância, deve ser cuidadosamente planejada e executada

visando não gerar, para a região da solda, uma condição que possa reduzir a vida operacional

da estrutura, inclusive provocando perdas materiais e/ou humanas.

Empregado nas diversas unidades de refino da PETROBRAS e operando em

potenciais meios corrosivos que contenham H2S, o aço ASTM A 516 Grau 60 pode

desenvolver trincas de diferentes naturezas (na condição reparado por soldagem), inclusive

motivadas por corrosão sob tensão (CST) se exposto diretamente a tais meios, principalmente

em regiões sujeitas a reparo por soldagem e em superfícies expostas que apresentem elevada

dureza. Quando algum componente estrutural fabricado com este aço falha, ou a falha é

iminente, ou mesmo não desenvolve bem a função para o qual foi projetado, duas são as

possibilidades: substituição ou reparo. Na alternativa de reparo, a solda é usualmente o

método preferido nas indústrias petrolíferas para a manutenção dos vasos de pressão.

Os códigos que governam o reparo por solda nas refinarias petroquímicas

propõem a aplicação de um tratamento térmico pós-soldagem (TTPS) para diminuir a dureza,

reduzir as tensões residuais oriundas da soldagem e garantir uma boa tenacidade na região

recuperada. Pesquisas em relação à região soldada de vasos de pressão, tais como o mostrado

na Figura 1-a, e de tubulações revelam que as avarias das estruturas dos equipamentos de

caldeiraria são decorrentes das próprias condições de operação e que é comum o reparo por

solda alterar a microestrutura e introduzir tensões térmicas que comprometem a junta reparada

(FAUSTINO, 1995). As tensões residuais são responsáveis por grande número de falhas em

componentes mecânicos de equipamentos em geral e devem ser minimizadas.

2

É de extrema importância o desenvolvimento de procedimentos de soldagem que

não exijam TTPS e resultem em juntas soldadas com propriedades finais adequadas, a fim de

possibilitar uma performance estrutural aceitável em serviço. Uma técnica bastante aplicada

com sucesso é a soldagem de tubulação em “linha viva”, mostrada na Figura 1-b.

Os TTPS podem ser uma alternativa extremamente favorável à solução dos

problemas decorrentes do reparo por soldagem, contudo, podem se converter em uma opção

onerosa por comprometer a produção, o tempo, o pessoal e os equipamentos, pois nem sempre

são facilmente realizados devido à complexidade técnica das instalações envolvidas no que

diz respeito ao custo e ao controle das temperaturas durante o tratamento em situação em

campo. Para solucionar tais dificuldades, técnicas especiais de soldagem sem TTPS são

propostas. Dentre essas técnicas incluem-se: a técnica da meia-camada (half bead) e a técnica

da dupla-camada (two layer) (FRIEDMAN and BAILEY, 1992), que se baseiam numa

sobreposição planejada dos efeitos térmicos de passes subseqüentes para a promoção de um

refinamento e um revenimento da região crítica da solda.

Neste contexto, este trabalho foi proposto visando contribuir com os estudos de

reparos por soldagem com qualidade e sem a necessidade de TTPS. O trabalho

especificamente procurou avaliar o efeito da técnica de soldagem com a dupla camada para

aplicação em chapa grossa do aço ASTM A 516 Grau 60, sob a ótica do comportamento

microestrutural, de propriedades mecânicas e de tensões residuais.

Figura 1 - a) Regiões, em um vaso de pressão, marcadas para reparo (LUBNOR). b) Ensaio de soldagem em linha viva (utilização de uma camada de amanteigamento) (LUBNOR).

3

CAPÍTULO II

2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA

2.1 CARACTERÍSTICAS GERAIS DO AÇO ASTM A 516 GRAU 60

O aço ASTM A 516 Grau 60 tem aplicação como material estrutural para a

indústria petrolífera, sendo intensamente utilizado na fabricação de vasos de pressão e de

tubulações para a indústria petrolífera, no processamento, transporte e armazenamento de

produtos derivado do petróleo, apresentando, como característica peculiar, a sua versatilidade

quanto à temperatura de serviço, variando desde -60°C à +500°C, aliado a sua boa tenacidade.

O aço ASTM A 516 Grau 60 ligado ao silício e ao manganês apresenta uma

resistência à tração na faixa dos 415 a 550 MPa, com uma composição química especificada

conforme a descrição da Tabela 1.

Tabela 1 - Composição química do aço ASTM A 516 Grau 60 (COSIPA). C Mn Si P S Al Cr Cu

0,17% 0,87 % 0,18% 0,015% 0,010% 0,037% 0,20% 0,10%

Ni Ti Nb V Mo B Ca N

0,10% 0,010% 0,010% 0,010% 0 1 ppm 0 123 ppm

2.2 INFLUÊNCIAS DOS ELEMENTOS QUÍMICOS NO AÇO ASTM A516 GRAU 60

As combinações de resistência mecânica e dureza, bem como outras propriedades

físicas e químicas dos aços são alcançadas devido à adição de elementos químicos em

proporções bem definidas. As respostas às adições de elementos químicos nos aços estão

associadas às transformações microestruturais devido à inclusão dos átomos desses elementos

na rede cristalina e sua forma de acomodação durante a evolução microestrutural, ou seja, se

ele encontra-se puro, dissolvido ou combinado, ou ainda dissolvido e puro e dissolvido e

combinado nos sistemas parcialmente solúveis, conforme mostrado na Tabela 2.

4

Tabela 2 - Tendência da distribuição dos elementos de liga nos aços resfriados lentamente (AGUIAR, 2001 apud TSCHIPTSCHIN, 2001).

Dissolvidos na ferrita

Combinados na forma de carbonetos

Na forma de inclusões não metálicas

Na forma de compostos

intermetálicos Ni - - Ni3Al Si - Si02, MxOy - Al - Al2O3 AlxNy Cu - - - P - - -

Mn (forte) Mn (fraca) MnS, MnO, SiO2 - Cr (forte) Cr (fraca) CrXOy -

V (muito fraca) V (forte) VxOy VxNy Ti (muito fraca) Ti (forte) TixOy TixNyCz , TiyNy Nb (muito fraca) Nb (forte) - -

SILVA et al (1988) citam que características como: alteração das temperaturas de

início e fim da transformação martensítica, dureza e temperabilidade, são algumas variáveis

possíveis de serem modificadas pela presença de elementos de liga nos aços.

A seleção adequada do eletrodo tem efeito substancial sobre a adição dos

elementos químicos nos aços compondo o Metal de Solda, que durante a soldagem pode

ocorrer por diferentes modos. Elementos como o oxigênio, o nitrogênio e o hidrogênio

interagem com o metal na poça líquida, permanecendo na zona fundida após a solidificação.

Desta forma, em certos processos de soldagem, gases podem ser absorvidos pela poça de

fusão e se excessivos promoverão problemas tais como porosidades ou fissuração após a

solidificação (AMERICAN WELDIN SOCIETY, 1987). Outro modo de adição de elementos

químicos nos aços, na região da zona fundida (ZF) é a partir dos revestimentos, fluxos ou dos

metais consumíveis utilizados no processo de soldagem, de forma que cada elemento

absorvido no Metal de Solda contribuirá à sua maneira nas modificações das propriedades

finais da junta soldada, vindo a beneficiar ou até mesmo prejudicar a integridade desta.

Alguns efeitos apresentados pela presença dos elementos químicos que podem vir

a compor o Metal de Solda de uma junta estão relacionados a seguir:

• oxigênio (O): este elemento fica principalmente na forma de inclusões

microscópicas e submicroscópicas, afetando a microestrutura e as propriedades finais da ZF,

pela elevada distorção da rede cristalina (MODENESI et al, 1992). Também promove a perda

de elementos de liga por oxidação, fato que pode estar relacionado com a diferença de

5

solubilidade do oxigênio no aço líquido e no aço sólido, conduzindo à precipitação de

diferentes óxidos durante a evolução da solidificação (SILVA et al, 1988);

• nitrogênio (N): este elemento tem como uma de suas principais fontes o ar

atmosférico, decompondo-se a partir da reação N2 � 2[N], muito embora o tipo de

revestimento ou fluxo e o comprimento do arco elétrico também sejam fatores que contribuem

com o volume de nitrogênio admitido na solda. Ele pode ser absorvido na sua forma gasosa

ou na forma atômica. A Figura 2 mostra a solubilidade do nitrogênio em função da

temperatura e sua relação com outros elementos de liga presentes no aço (EASTERLING,

1985).

a) b) Figura 2 - Solubilidade do nitrogênio em função da temperatura. a) Solubilidade do nitrogênio no ferro. b) Efeito de elementos de liga na solubilidade do nitrogênio a 1600°C (EASTERLING, 1985).

A solubilidade do nitrogênio atômico é consideravelmente elevada no Ferro γ

quando comparada com a sua solubilidade no Ferro δ ou Ferro α. Esta diferença de

comportamento de solubilidade pode ser a causa da formação de nitretos. Assim como o

efeito de outros elementos de liga presentes no metal líquido. Também influi na solubilidade

do nitrogênio, conforme pode ser observado na Figura 1-b (EASTERLING, 1985).

A presença de nitrogênio na ZF afeta consideravelmente as propriedades

mecânicas do MS. De maneira geral, observa-se um aumento nos limites de resistência e de

escoamento, bem como uma diminuição acentuada da tenacidade e da ductilidade da solda, à

6

medida que o teor de nitrogênio aumenta. Estes efeitos estão associados principalmente à

precipitação de nitretos (MODENESI et al, 1992; EASTERLING, 1985);

• hidrogênio (H): a absorção deste elemento durante a soldagem pode levar a

vários problemas que causam, entre outros efeitos, porosidade no MS ou trincas na zona

afetada pelo calor (ZAC). Como o nitrogênio, o hidrogênio decompõe-se no ferro na sua

forma atômica pela reação H2 � 2[H]. Pode-se ver na Figura 3 que a solubilidade do

hidrogênio no ferro diminui drasticamente à medida que o metal se solidifica e que esta

solubilidade é afetada pela presença de outros elementos presentes na liga (EASTERLING,

1985);

a) b) Figura 3 - Solubilidade do hidrogênio em função da temperatura. a) Solubilidade do hidrogênio no ferro. b) Efeito de elementos de liga na solubilidade do hidrogênio (EASTERLING, 1985).

• silício (Si): é um elemento também presente no aço ASTM A 516 Grau 60,

tendo como função principal atuar como agente desoxidante. Também tem efeito sobre a sua

resistência mecânica e temperabilidade;

• manganês (Mn): é um elemento com elevado potencial formador de carbonetos

devido a sua afinidade maior com o carbono que com outros elementos. Esta característica

química, confere ao manganês a capacidade de formar carbonetos mais estáveis, sendo mais

ávido pelo carbono que pelo ferro. A usinabilidade de um aço pode ser melhorada pela adição

7

deste elemento, fenômeno também relacionado com o fósforo e, em algumas aplicações, o

manganês pode ser usado para substituir parte do níquel em aços ligados (SHARP, 1966).

O manganês, em teores até 1,0%, está normalmente presente em todos os aços de

baixa liga como agente desoxidante ou dessulfurante. Isso significa que ele prontamente se

combina com o oxigênio e o enxofre para neutralizar o efeito indesejável que esses elementos

causam quando estão em seu estado natural. O manganês também atua no sentido de aumentar

a resistência à tração e a temperabilidade dos aços (FORTES, 2004). O aumento de manganês

pode contribuir com o aumento dos limites de resistência à fluência para cada 0,1% de

manganês incorporado ao aço.

As propriedades ótimas de impacto, tanto em condição “como-soldado” ou com

alívio de tensões se alcançam com 1,5% Mn, devido aos efeitos competitivos do limite de

fluência e da microestrutura (EVANS, 1978).

A presença de outros elementos de liga no aço ASTM A 516 Grau 60, tais como o

Alumínio, o Cromo, o Nióbio, o Titânio, o Vanádio, o Níquel, o Cobalto e o Tungstênio traz

alterações significantes no seu comportamento. A extensão das alterações comportamentais

está intimamente ligada à concentração do referido elemento de liga, resultando em melhorias

das suas propriedades mecânicas e químicas, inclusive em elevadas temperaturas e/ou

ambientes agressivos (CALLISTER, 1994).

2.3 FLUXO DE CALOR NA SOLDAGEM

Na soldagem a arco elétrico, o calor necessário para fundir os metais envolvidos é

promovido pela energia do arco. As características geométricas da poça de fusão, bem como a

geometria do cordão de solda, a velocidade de resfriamento e temperaturas de pico na junta

soldada estão relacionadas com a energia do arco elétrico através dos parâmetros ajustados

para a referida energia (SHARP, 1966). O metal presente nas vizinhanças do cordão de solda

fica submetido aos efeitos do ciclo térmico, que em função das transformações

microestruturais, pode ter suas propriedades mecânicas alteradas, próximo à junta, inclusive

as tensões residuais. FARIAS et al (1992) concluíram que o entendimento dos fatores que

afetam a microestrutura e as propriedades mecânicas do MS é indispensável para alcançar as

melhores características de uma junta soldada e que, para tal, é necessário inter-relacionar

vários fatores de forma a melhor caracterizar os resultados para conclusões mais seguras.

8

2.3.1 Estimativa do calor da soldagem

Em condições práticas, a intensidade de uma fonte de calor em soldagem não

pode ser facilmente medida. Um parâmetro alternativo, de uso mais comum, é a energia

líquida de soldagem ou aporte térmico ELiq, mostrada na Equação 1, que é a quantidade de

energia gerada pela fonte de calor por unidade de comprimento da junta, efetivamente

transferida.

ELiq = U. I . ηηηη / Vsold (Eq. 1)

Na Equação 1, U é a tensão do arco elétrico – (V), I é a corrente de soldagem –

(A); Vsold é a velocidade de soldagem (m/min) e ηηηη é definido como a eficiência térmica. A

eficiência térmica da fonte de calor, ηηηη é definida como sendo a relação entre a energia

efetivamente transferida para a junta e a energia gerada pela fonte de calor (KOU, 1987).

Particularidades de cada processo de soldagem conferem diferentes intensidades

de energia transferida do arco para a junta (FRIEDMAN and BAILEY, 1992), demonstrando

que a eficiência térmica ηηηη é uma característica particular de cada processo de soldagem.

Diagramas de soldabilidade assumem para o processo de soldagem por eletrodo

revestido (ER) uma eficiência aproximada de 80%. Outros processos são avaliados e

comparando suas eficiências com aquela apresentada no processo de eletrodo revestido, nos

quais valores típicos aproximados são (BAILEY et al, 1973):

• 80% para o processo de soldagem por eletrodos revestidos (ER);

• 60% para o processo de soldagem por arco em eletrodo de tungstênio (TIG);

• 100% para o processo de soldagem por arco elétrico submerso (SAW);

• 80% para o processo de soldagem com arame sólido protegido (MIG/MAG).

2.3.2 Ciclo térmico de soldagem

Durante o processo de soldagem a junta experimenta uma variação de temperatura

que define o ciclo térmico de soldagem. As temperaturas de cada ponto da junta dependem

das suas localizações em relação à fonte de calor. Na soldagem por arco elétrico uma intensa

fonte de calor é aplicada, deslocando-se longitudinalmente sobre uma junta.

9

É extremamente útil a previsão da forma do gradiente de temperatura sobre a

junta, para o entendimento de fenômenos associados com: a geometria da solda como função

da energia líquida; as modificações microestruturais na ZAC e o surgimento de tensões

residuais. O conhecimento destas condições favorece a previsão de problemas na região da

solda e auxilia a correção nos procedimentos de soldagem.

Experimentalmente é difícil medir a distribuição de temperaturas dentro da poça

de fusão. Análises do ciclo térmico de soldagem têm sido feitas usando termopares embutidos

e análises teóricas são modeladas assumindo uma série de simplificações para o

equacionamento do problema (METALS HANDBOOK, 1992). Soluções analíticas para o

fluxo de calor foram estabelecidas e propostas na Equação 2 (fluxo tridimensional) e Equação

3 (fluxo bidimensional) (ROSENTHAL, 1946) . Estas equações descrevem o fluxo de calor

de uma fonte de calor pontual que se desloca com velocidade constante longitudinal em um

sistema de coordenadas retangulares como mostrado na Figura 4.

(((( ))))liq

2

E

ToTck2Vr

−−−−⋅⋅⋅⋅⋅⋅⋅⋅ππππ⋅⋅⋅⋅==== (Eq. 2)

(((( ))))32

liq

ToTcE

eCk2Vr −−−−⋅⋅⋅⋅

⋅⋅⋅⋅⋅⋅⋅⋅ρρρρ⋅⋅⋅⋅⋅⋅⋅⋅ππππ⋅⋅⋅⋅==== (Eq. 3)

Onde:

Vr = velocidade de resfriamento na temperatura Tc (oK/s);

k = condutividade térmica do material (J/m.s.oK);

Tc = temperatura de interesse (oK);

To = temperatura de preaquecimento (oK);

e = espessura da peça (m);

ρ.C = calor específico volumétrico (J/m3);

Eliq = energia de soldagem (J/m).

10

As equações para o fluxo de calor podem ser usadas para descrever o ciclo

térmico de soldagem a arco elétrico, como o experimentado pelo Metal de Solda e a ZAC,

podendo fornecer uma correlação bem aproximada dos ciclos térmicos teóricos e reais. Uma

boa correlação entre estes ciclos é extremamente importante no entendimento dos fenômenos

metalúrgicos associados à soldagem.

a) b)

Figura 4 - Distribuição tridimensional de calor. a) Placa de espessura finita (adaptado de Kou, 1987). b) Distribuição de temperaturas calculadas em uma placa soldada (adaptado de Kou, 1987).

2.3.3 Fatores que influenciam o ciclo térmico de soldagem

O ciclo térmico de soldagem está relacionado com a localização do ponto na junta

em relação à fonte de calor. Adicionalmente, as propriedades físicas do material, a geometria

da junta, os parâmetros de soldagem, o tipo de revestimento, o diâmetro de eletrodo, a posição

de soldagem e a temperatura inicial e de interpasses também são fatores que influenciam no

desenvolvimento do ciclo térmico comprometendo as transformações que se desenvolverão ao

longo da seção transversal da solda durante a evolução da soldagem.

As contribuições dos fatores já citados são descritas em termos:

• dos principais parâmetros de soldagem: a influência dos parâmetros de

soldagem (tensão, corrente e velocidade de soldagem) está inteiramente relacionada com a

energia líquida de soldagem, responsável direta pelo ciclo térmico de soldagem, porém

valores iguais desta energia líquida não significam necessariamente que os mesmos resultados

geométricos e metalúrgicos da solda serão alcançados, podendo serem modificados quando

ocorrer por exemplo por mudança de polaridade ou alterações no diâmetro do eletrodo, que

influenciando a densidade de corrente poderá resultar em perfis também modificados;

11

• da condutividade térmica do material: materiais de menor condutividade

térmica dissipam o calor por condução mais lentamente, tendendo a apresentar gradientes

térmicos mais abruptos no aquecimento e menores velocidades de resfriamento, desta forma a

fusão localizada se dá de maneira mais eficiente, com uma menor perda de calor da junta. Por

outro lado, materiais de elevada condutividade térmica, por dissiparem mais rapidamente o

calor, dificultam a fusão localizada, bem como proporcionam maiores velocidades de

resfriamento;

• da geometria da junta: um projeto adequado contribui para o melhor

aproveitamento da energia de soldagem, permitindo um fluxo adequado de calor ao longo da

junta durante o aquecimento. Outro efeito está na velocidade de resfriamento, que implica no

fluxo de calor para fora da junta, sendo esta afetada pela espessura efetiva do material. Quanto

mais espessura efetiva maior a condição para o fluxo de calor ser tratado como

tridimensional;

• da temperatura inicial: conhecida como temperatura de preaquecimento,

provêm da operação na qual é fornecida energia, na forma de calor para a junta. Quando for

aplicada entre a realização de passes de solda é tratada como temperatura de interpasses. Esta

temperatura, entre outros fatores, influencia na velocidade de resfriamento, assim como

contribui para reduzir as trincas devidas ao hidrogênio difundido no Metal de Solda e no

Metal Base. Sua grande importância está para o estabelecimento dos fenômenos difusionais,

principalmente para o hidrogênio no sentido de evitar o fenômeno da fissuração;

• da temperatura de pico: é a temperatura máxima atingida em um dado ponto da

junta. Indica a possibilidade de ocorrência de transformações microestruturais naquele ponto.

Fatores tais como as condições de soldagem, geometria da junta, propriedades térmicas do

material e a distância do ponto considerado à fonte de calor interferem neste parâmetro

(MODENESI et al, 1992);

• do tipo de eletrodo: os diferentes tipos de fluxos empregados no eletrodo

revestido, arame tubular, arco submerso e etc, têm extrema influência sobre a microestrutura e

propriedades mecânicas do Metal de Solda, uma vez que agem diretamente sobre a

composição química desta região. Além desse fator, durante a soldagem, agem diferentemente

sobre o arco elétrico, influenciando a sua estabilidade, podendo inclusive afetar o ciclo

térmico imposto pela fonte de calor.

12

2.4 TRATAMENTOS TÉRMICOS PÓS-SOLDAGEM (TTPS)

A soldagem do aço aços ASTM A 516 Grau 60 para espessuras maiores que 25

mm requer TTPS pelos códigos de fabricação/reparo. Os TTPS são processamentos aplicados

aos aços em que o metal, no seu estado sólido, fica submetido a um ciclo térmico controlado

que proporciona o estabelecimento das suas propriedades finais. Para tanto, é essencial a

compreensão dos mecanismos de transformação metalúrgica nas etapas do ciclo térmico e os

fenômenos físicos envolvidos, para o estabelecimento de tais propriedades.

Estruturas metálicas que normalmente sofrem reparos por solda podem ter uma

variedade de problemas de natureza térmica localizada oriundas da solda. Alguns TTPS são

comumente utilizados com a finalidade de minimizar os efeitos provenientes do ciclo térmico

de soldagem. O calor fornecido nos TTPS pode advir de uma fonte por chama ou resistência

elétrica (resistências ou indução) localizada na região a ser tratada. Ocorre que, para a

realização de tais tratamentos, são utilizados fornos (ao se tratar de peças de menor dimensão)

ou instalações especialmente planejadas (quando se tratar de estruturas de maior porte ou

complexidade geométrica), que geralmente apresentam restrições operacionais e/ou longos

tempos de tratamento gerando elevados custos.

De uma forma geral, os TTPS têm a finalidade de minimizar os efeitos danosos do

ciclo térmico de soldagem impostos pela fonte de calor e pelo meio de resfriamento, bem

como eliminar/reduzir possibilidade da ocorrência de abertura de trincas provenientes das

contrações no Metal de Solda e no Metal Base. Transformações metalúrgicas que promovam

melhorias de algumas propriedades do aço, na condição como-soldado, também podem

ocorrer devido aos TTPS. Uma aplicação dos tratamentos térmicos está no estabelecimento

das propriedades finais em conformidade com os requisitos e solicitações mecânicas e

químicas das estruturas de vasos de pressão que sofreram reparo por soldagem.

Um fator que limita o uso dos TTPS está relacionado com a exigência de

tratamento fora dos fornos, muitas vezes inviabilizando técnica e economicamente a operação.

Dentre os principais TTPS aplicáveis aos aços estruturais, pode-se citar o tratamento térmico

de alívio de tensões, que consiste no aquecimento do aço a uma temperatura e tempo

suficiente para reduzir a tensão limite de escoamento, e relaxar as tensões internas do material

que ali se estabeleceram resultantes do processo de soldagem ao qual o mesmo foi submetido

(MODENESI et al, 1992).

13

2.5 TENSÕES RESIDUAIS DE SOLDAGEM

É comum estruturas de médio e grande porte, tais como vasos de pressão e

tubulações, apresentarem problemas de fissuração durante o reparo por soldagem ou em

serviço. Quando partes destes componentes são resfriados desde a temperatura de pico de

soldagem até a temperatura ambiente, tensões internas são geradas conforme o demonstrado

na Figura 5. Esse fato é ainda mais significativo nos seguintes casos: na união de materiais

dissimilares, em que são considerados os coeficientes de expansão térmica dos materiais

envolvidos; na união de materiais similares, mas que possuem massas bastante diferentes e;

em componentes que apresentam geometrias complicadas e/ou não uniformes que serão

afetadas pelo calor oriundo da energia de soldagem do processo.

Figura 5 - Evolução das tensões térmicas ao longo de em uma junta durante o ciclo térmico de soldagem (adaptado de AMERICAN WELDING SOCIETY, 1987): a) Placa soldada, b) Perfil de temperaturas, c) Perfil de tensões.

A distribuição de temperatura ao longo da solda durante a evolução do ciclo

térmico de soldagem não é uniforme. Mudanças físicas e metalúrgicas podem ser observadas

em porções bem definidas desta mesma região. As regiões aquecidas, em maior ou menor

intensidade, experimentam aumentos nas suas dimensões. Como nem toda a junta se encontra

na mesma temperatura, as partes com menor dilatação térmica tendem a restringir as

dilatações maiores, estabelecidas em outras regiões adjacentes (fato que não ocorreria se toda

14

a peça sofresse, por igual, elevação de temperatura). Com isto são provocadas deformações

elásticas e plásticas que geram estados de tensão durante a evolução da soldagem. Ao final do

processo, atingida a fase de resfriamento na junta soldada, estará formado um sistema de

tensões autoequilibradas composto por tensões trativas e compressivas, de caráter

macroscópico e microscópico, que, uma vez presentes, tendem a diminuir a performance em

serviço do referido elemento soldado.

O estado de tensões autoequilibradas que surge nos elementos soldados é definido

como tensões residuais de soldagem e sua presença não é relacionada a qualquer tensão

externa. Problemas como distorções macroscópicas e fraturas prematuras, assim como a

tendência à fissuração por corrosão localizada na região tensionada são conseqüências destas

tensões, e contribuem para ocorrência de acidentes desastrosos, muitas vezes associados com

tensões externas de baixa intensidade. A presença de tensões residuais afeta

significativamente apenas aqueles fenômenos associados a baixos níveis de tensão (inferiores

ao limite de escoamento do material), pois acima destes, o material irá escoar e o nível de

tensões residuais tende a cair.

Quando a soldagem é realizada em chapas grossas, acima de 25 mm de espessura,

por exemplo, as tensões residuais podem variar significativamente ao longo da espessura,

podendo ser verificadas em diferentes direções no MS, promovendo em cada direção os seus

efeitos mais críticos que são as distorções e as trincas. A distorção, mesmo em paredes finas,

encontradas em estruturas soldadas pode ser causada por três mudanças fundamentais que

ocorrem durante a soldagem (AMERICAN WELDING SOCIETY, 1987):

• contração transversal que é aquela que ocorre perpendicular à linha de eixo do

cordão de solda;

• contração longitudinal que é aquela que ocorre paralelo à linha de eixo do

cordão de solda;

• contração angular que é a que consiste em uma rotação em torno da linha de

eixo do cordão de solda.

A distorção poderá ser controlada por meio de procedimentos relativamente

simples tais como um projeto adequado da junta, especialmente para juntas de topo sem

restrição; pré-posicionamento das partes a soldar a fim de compensar a distorção eminente e o

uso de algumas formas de restrição das partes a soldar. O primeiro método é atrativo, pois as

15

partes têm uma liberdade limitada para se moverem durante a soldagem e assim as tensões

residuais serão menores que as registradas no segundo método, todavia o primeiro método é

difícil de ser aplicado exceto em situação de fabricação simples (AMERICAN WELDING

SOCIETY, 1987).

Sabendo-se que tensões residuais não são desejadas por possibilitarem o

desenvolvimento dos mecanismos de fratura, se faz necessário a sua redução para níveis

aceitáveis. Os principais métodos de alívio de tensões residuais são agrupados em métodos

mecânicos e métodos térmicos. No primeiro são empregadas cargas externas e/ou fixações

especiais que restringem fisicamente a junta soldada até serem atingidas as deformações

plásticas correspondentes ao alívio de tensões desejado. No segundo caso as peças são

submetidas a ciclos térmicos definidos em relação ao alívio de tensões desejado, dentro ou

fora de fornos, até que as deformações plásticas localizadas promovam o alívio das tensões

residuais ali estabelecidas.

Tensões residuais também podem ser reduzidas pelo emprego de metal de adição

com a propriedade de ductilidade promovendo a sua deformação no MS ou também uma

menor deposição de metal de adição na solda.

Deve-se observar, para o alívio de tensões residuais nas estruturas soldadas, a

partir de TTPS o conhecimento metalúrgico sobre o material envolvido na solda, bem como o

nível de tensão residual presente no material para que não sejam ultrapassados os limites

térmicos das fronteiras das transformações metalúrgicas do material.

2.5.1 Corrosão sob tensão (CST)

A CST é a degradação do material pela ação simultânea, de um meio corrosivo e

tensões de tração residuais ou externas em ambiente pressurizado. Meio corrosivo, material

susceptível e tensões trativas, aplicadas ou residuais movem o surgimento da CST.

Uma vez que o surgimento de tensões residuais na soldagem é praticamente

inevitável, é comum ocorrer CST em materiais soldados expostos a um ambiente

quimicamente agressivo (meio corrosivo) como é o caso da indústria petrolífera que utiliza

com freqüência o aço ASTM A 516 Grau 60 em de vasos de pressão, que serão submetidos à

meios agressivos vindo estes reparos a sofrer TTPS inclusive para prevenir a CST.

RIBEIRO et al (2002), verificaram para as suas condições de soldagem, que a

aplicação de uma técnica do passe de revenido ao aço ASTM A 516 Grau 60 proporciona uma

16

redução satisfatória da dureza, baseado na afirmação da NACE (1990) onde está citado que

componentes fabricados com este aço, trabalhando em tais ambientes corrosivos requerem

dureza menor que 248 HV para evitar trincas de CST, visto que o fenômeno da CST está

relacionado com o nível de dureza e o estado de tensões da região soldada.

Pesquisadores (OMWEG et al, 2003; NIÑO e BUSCHINELLI, 2003) citam que a

dureza deve ser mantida em um patamar abaixo dos 22 RC (248 HV) para aços ao carbono e

suas regiões soldadas que estiverem em contato direto com o ambiente de serviço em uma

pressão parcial de 435 Pa, para que a estrutura apresente resistência à corrosão sob tensões

trativas em ambiente contendo ácido sulfídrico (H2S). De modo geral, as substâncias que

causam estes efeitos corrosivos em vasos de pressão ou tubulações, agem em temperaturas

elevadas e um modo de minimizar seus efeitos seria através da seleção adequada dos

materiais e dos procedimentos de soldagem para o reparo/fabricação.

Alguns meios agressivos comumente presentes nas instalações de refinarias

petrolíferas onde os aços estão aplicados são a soda cáustica (NaOH), ácido sulfídrico (H2S),

gás clorídrico (HCl), cianetos em fase líquida, amônia anidra, cloretos, iodetos e fluoretos.

2.6 SOLDABILIDADE DOS AÇOS C-MN E BAIXA LIGA

A compreensão das características de soldabilidade dos aços ao carbono e

manganês de baixa-liga está relacionada com a obtenção das propriedades adequadas do

Metal de Solda e do Metal Base para atender as exigências do serviço ao qual foram

projetados. Esta compreensão depende, entre outros saberes, do conhecimento de fatores

metalúrgicos e operacionais que se inter-relacionam caracterizando o material quanto à sua

soldabilidade. Dentre estes fatores destacam-se, com grande relevância, os parâmetros

operacionais (temperatura, pressão e ambiente de serviço), a metalurgia original e a

transformada devido à soldagem, a susceptibilidade à formação de trincas e o controle da

dureza na solda.

A realização de um cordão de solda em um único passe, devido a ação do ciclo

térmico, impõe diferentes picos de temperaturas no Metal Base e na ZAC que variam de

acordo com a localização em relação ao ponto de aplicação da fonte de calor e sua taxa de

aquecimento e resfriamento, de forma a promover transformações microestruturais e,

conseqüentemente, alterações das propriedades originais do material. Tais alterações estão

17

relacionadas à problemas que reduzem a vida operacional do elemento soldado, têm solução

normalmente obtida por TTPS. Então, para compreender a soldabilidade, faz-se necessário o

conhecimento das várias regiões da solda (METALS HANDBOOK, 1992), bem como as

relações entre os metais base e de adição, tanto para a soldagem em um passe único, como a

soldagem desenvolvida em vários passes.

Quando o procedimento de soldagem implicar em múltiplos passes, cada um

destes irá impor o seu ciclo térmico particular, de tal forma que o ciclo térmico subseqüente

provocará nova transformação microestrutural pelo reaquecimento das regiões geradas no

passe anterior, desta vez de natureza mais complexa como pode ser verificado pela Figura 7

(METALS HANDBOOK, 1992).

2.6.1 Metal de adição

Para aços estruturais usados em vasos de pressão ou tubulações que operam em

condições severas de temperatura, pressão e condições ambientais, os metais de adição

comumente usados na soldagem à arco elétrico apresentam composição química similar ao

Metal Base, exceto pelo teor de carbono, que poderá apresentar composição da ordem de

0,05% C ou inferior, o que contribuirá com um Metal de Solda com boa ductilidade, que

promova a tenacidade adequada na junta e que, para certos casos, os TTPS possam até ser

omitidos para peças de aços com delgadas seções. Outro fator importante relacionado ao

metal de adição e o Metal de Solda é o baixo teor de hidrogênio admitido durante a soldagem.

2.6.2 Soldagem em passe único

Nesta soldagem a seção transversal da solda, é caracterizada, inicialmente, pela

divisão em três regiões principais, com aspectos bem distintos aos olhos da microscopia ótica,

e com diferentes propriedades. São elas descritas a seguir, conforme a Figura 6:

Figura 6 - Esquema demonstrativo das regiões de uma solda em passe único (AGUIAR, 2001).

18

• zona fundida (ZF), onde se encontra o metal de adição que atingiu um pico de

temperatura acima do seu ponto de fusão. Nesta região a solidificação ocorre com alterações

locais de composição química, influenciando as propriedades do Metal de Solda. A sua

composição química dependerá da escolha do consumível selecionado, da taxa de diluição e

das condições de operação. Sob condições de rápido resfriamento e solidificação, elementos

de liga e impurezas segregam intensamente, resultando em uma significante heterogeneidade

química local (METALS HANDBOOK, 1992). Os tipos mais comuns são a segregação

intercelular e segregação interdendrítica, segregação em contorno de grão, segregação central,

segregação na cratera e, bandeamento transversal (MODENESI et al, 1992);

• zona de ligação (ZL), que se trata de uma estreita região onde ocorre fusão

parcial localizada no Metal Base junto à ZF. Esta região corresponde à transição entre a ZAC

e a ZF, sendo caracterizada por uma fusão apenas parcial durante a soldagem, podendo ser

uma potencial fonte de defeitos (MODENESI et al, 1992);

• zona afetada pelo calor (ZAC), caracterizada pelas consideráveis alterações

microestruturais promovidas pelo severo ciclo térmico da soldagem, sem apresentar

modificações de composição química. O material imediatamente próximo a ZF fica aquecido

acima da sua temperatura austenítica, os precipitados microligados, desenvolvidos no estágio

anterior geralmente se dissolvem e o tamanho médio do grão austenítico que é função do pico

de temperatura, obedece às variações das condições térmicas como função da distância (reduz

com o afastamento, a partir da ZF).

2.6.3 Soldagem em múltiplos passes

Uma das marcantes diferenças entre a soldagem multipasse e a realizada em passe

único está na microestrutura final da ZAC (Figura 7). A situação se torna muito mais

complexa devido aos reaquecimentos subseqüentes ao primeiro passe, que proporcionam

sobreposições de ZAC, estabelecendo propriedades e microestruturas mais heterogêneas

(METALS HANDBOOK, 1992). Sabendo-se que a reaustenitização e o reaquecimento

subcrítico e intercrítico destas zonas têm um profundo efeito nas subseqüentes microestruturas

e propriedades finais da ZAC.

19

Figura 7 – Representação esquemática das zonas da solda executada em vários passes (adaptado) (METALS HANDBOOK, 1992).

Refinamento da microestrutura, melhoria da resistência e redução das tensões

residuais podem ser alguns resultados provenientes da soldagem multipasse quando

comparado com a soldagem em simples passe, desde que atendidas certas condições especiais

no processo de soldagem. Algumas razões para estas afirmativas são (EASTERLING, 1985):

• cada ciclo térmico subseqüente refina parte da ZAC do passe anterior;

• a energia total por passe é reduzida e acompanhada pela redução do grão;

• passes prévios podem promover um certo preaquecimento que tende a estender

o tempo de resfriamento (redução da taxa de resfriamento);

• subseqüentes passes tendem a reduzir tensões residuais térmicas causadas pelos

passes anteriores.

2.6.4 Microestrutura da zona fundida

Durante a soldagem o metal líquido fica intimamente em contato com um

substrato de similar composição (a porção não fundida do Metal Base). Os grãos iniciam seu

crescimento a partir deste substrato e continuam em direção à linha de centro do cordão de

solda. Na fase de resfriamento, o material apresentará diferentes regiões correspondentes ao

crescimento granular, à composição química e à taxa de resfriamento (Figura 8).

20

Figura 8 - Microestruturas do Metal de Solda presentes nos aços C-Mn (AGUIAR, 2001).

PERDIGÃO (1986), escrevendo sobre a classificação dos constituintes do Metal

de Solda dos aços ferríticos, descreveu alguns dos principais constituintes da microestrutura

presentes na solda desses aços, a partir de observação microscópica, assim como Aguiar

(2001) que, referindo-se à TROTTI (1998), cita um trabalho de investigação das

microestruturas presentes no Metal de Solda dos aços C-Mn apresentado pela Figura 8 no

qual o International Institute of Welding – IIW, publicou um trabalho no sentido de

21

normalizar os conceitos microestruturais do Metal de Solda de aços C-Mn usando o

microscópio ótico como instrumento de observação (INTERNATIONAL INSTITUTE OF

WELDING, Doc. IX-1377-85). Na Figura 8, estão apresentadas as microestruturas com os

diversos microconstituintes comumente encontrados no Metal de Solda de aços C-Mn

(TROTTI, 1998):

• ferrita primária (FP): pode ocorrer sob duas formas que podem ser computadas

como constituintes distintos:

a. ferrita de contorno de grão (FP(G)): ferrita em veios ou grãos poligonais

associada aos contornos de grão da austenita prévia;

b. ferrita poligonal intragranular (FP(I)): grãos de ferrita, geralmente poligonais,

encontrados no interior dos grãos da austenita prévia, mas que apresentem

dimensões superiores ao triplo da largura média das ripas dos constituintes FA

ou FS;

• ferrita acicular (FA): pequenos grãos de ferrita não alinhados, encontrados no

interior da grão austenita prévia, incluindo também ripas isoladas de comprimento superior à

largura;

• ferrita com fase secundária (FS): pode ocorrer sob duas formas que são

computadas como constituintes distintos:

a. ferrita com fase secundária alinhada (FS(A)): duas ou mais ripas de ferrita

paralelas. Quando se observar somente duas ripas, estas somente devem ser

classificadas como FS se a relação comprimento/largura for superior a 4/1.

Caso contrário a classificação deverá FA ou PF.

b. ferrita com fase secundária não alinhada (FS(NA)): ferrita de contorno ou ripas

de ferrita acicular. Se a observação levar a conclusão que se trata de placa

laterais, bainita (B), bainita superior (BS), bainita inferior (BI), o constituinte

será identificado por FS(SP0), FS(B), FS(BS) ou FS(BI) respectivamente;

• agregado ferrita-carboneto (FC): estruturas de ferrita fina/carbonetos, nas quais

se inclui ferrita com interfase de carbonetos e perlita. Se o agregado puder ser claramente

identificado como perlita (P), poderá ser distinguido como FC(P);

22

• martensita (M): colônias de martensita que forem maiores do que ripas de

ferrita contidas dentro dos grãos adjacentes de austenita prévia. Se a observação levar a

conclusão que o constituinte pode ser identificado como martensita em ripas ou martensita

maclada o constituinte deverá ser identificado por M(L) ou M(T) respectivamente.

Numa solda executada em vários passes (Figura 7), o efeito do reaquecimento

conduz a um gradiente microestrutural similar ao caso da ZAC. Contudo em lugar de uma

classificação detalhada, o Metal de Solda é considerado composto de uma região primária,

onde uma microestrutura evolui quando a solda esfria; e uma região secundária ou reaquecida

onde as regiões com microestrutura primária atingem temperaturas acima de AC1.

As propriedades do Metal de Solda dependem da área relativa ou das frações

volumétricas das regiões, que na transformação são influenciadas pelos procedimentos de

soldagem, daí a necessidade de qualificação destes procedimentos por padrões aprovados.

2.6.5 Microestrutura da zona termicamente afetada

Esta é a porção do MB que, mesmo sob efeito do ciclo térmico, não sofreu fusão.

Porém suas propriedades mecânicas, químicas e microestruturais são alteradas pelo efeito do

calor adicionado à junta (HONEYCOMBE, 1980). A temperatura de pico, bem como o tempo

de exposição caracterizam bem a natureza do ciclo térmico imposto à ZAC nas vizinhanças da

ZF e sabe-se que estes aumentam seus valores conforme o aumento do calor se estabelece.

Para regiões da ZAC mais afastadas da linha de fusão, os grãos da austenita reduzem sua

forma com o aumento da distância a partir da superfície de fusão. A ZAC é ainda subdividida

e classificada a seguir (METALS HANDBOOK, 1992; MODENESI et al, 1992):

• zona afetada pelo calor com granulação grossa (ZAC_GG). As regiões

imediatamente adjacentes à superfície de fusão são aquecidas até temperaturas que promovem

uma completa transformação para austenita. O pico de temperatura define a superfície de

fusão e os grãos de austenita próximos a esta superfície experimentam um substancial

crescimento, caracterizada por um grande tamanho de grão austenítico, sendo uma região rica

em constituintes aciculares como a bainita e a martensita. Podendo apresentar dureza elevada,

perda de tenacidade e possibilidade de formação de trincas;

• zona afetada pelo calor com granulação fina (ZAC_GF), onde a temperatura de

pico ocorre entre 1100°C e a temperatura AC3 da liga. Sua estrutura apresenta uma granulação

mais fina devido às menores temperaturas de pico alcançadas, não sendo uma região crítica.

23

• zona afetada pelo calor intercrítica (ZAC_IC), onde uma transformação parcial

da microestrutura ocorre entre as temperaturas AC1 e AC3 . Em alguns casos de soldagem

multipasse, constituintes de elevada dureza e baixa tenacidade podem ser formados nesta

região devido ao reaquecimento sofrido;

• zona afetada pelo calor subcrítica (ZAC_SC), que corresponde ao MB

aquecido a temperaturas inferiores a AC1, que embora não apresente modificações

microestruturais, sofreu algum revenimento devido à sua exposição à temperaturas suficientes

para provocar tal efeito.

As mudanças microestruturais na ZAC e, conseqüentemente, das propriedades

mecânicas estão intimamente ligadas à composição química original do aço e o ciclo térmico.

Uma vez que não ocorrem alterações na sua composição ao longo da ZAC como ocorre na ZF

e na ZL suas alterações podem ser relacionadas no diagrama de transformação no

resfriamento lento correspondente (AGUIAR, 2001), como mostrado na Figura 9, na qual

observam-se as diferentes regiões microestruturais e suas respectivas temperaturas limites de

transformação para composições variadas de carbono no aço ao longo da distância ao ponto

de aplicação da fonte de calor.

Figura 9 - Regiões da ZAC e suas temperaturas no diagrama de transformação Fe-C (AGUIAR, 2001).

2.6.6 Temperabilidade

Servindo como indicador da soldabilidade e como um guia para a seleção de

materiais (AGUIAR, 2001), a temperabilidade guarda uma relação com o teor de carbono

24

sendo notadamente observada, uma vez que uma pequena variação na concentração deste

elemento, pode ter grande influência na microestrutura e, conseqüentemente, nas propriedades

finais da solda (REED-HILL, 1982). Alguns diagramas, especialmente construídos

relacionam níveis de temperabilidade de acordo com a composição química do aço. Como

exemplo, no diagrama de Granville da Figura 10, a Região I define aços com boa

soldabilidade, enquanto a Região III define aços que requerem cuidados maiores durante o

procedimento de soldagem, pois apresentam elevadas temperabilidade. Para a Região II, que

apresenta aços com temperabilidade mais baixa que da Região III e percentual de carbono

mais elevado que os aços da Região I, é possível adequar os processos de soldagem a fim de

evitar prováveis trincas originadas por microestruturas mais sensíveis a este tipo de falha.

Figura 10 - Diagrama de Granville e as Zonas I, II e II com diferentes graus de temperabilidade em função do carbono equivalente (AGUIAR, 2001).

A temperabilidade nem sempre é desejada que seja alta para um dado aço,

principalmente quando se tratar de soldagem, uma vez que aos choques térmicos, devido a um

resfriamento rápido, estão associadas às trincas de têmpera. Aços contendo qualquer

quantidade apreciável de elementos de liga são notoriamente mais difíceis de soldar quando

comparados com aços não ligados e de baixo carbono.

O aquecimento da região adjacente à solda até temperaturas dentro do campo

austenítico do aço promove a ocorrência de fenômenos que serão regidos principalmente pela

composição química e pelo ciclo térmico. Caso a temperabilidade do aço seja alta, poderá

formar-se martensita, dura e frágil, durante o resfriamento até a temperatura ambiente, uma

vez que no resfriamento de peças soldadas o calor flui muito rapidamente das regiões

aquecidas para as vizinhanças mais frias do Metal Base.

25

Em soldagem, a temperabilidade de um aço é geralmente expressa em termos de

um carbono equivalente (CE), fórmula empírica expressa pela Equação 4 (KOU, 1987), onde

a concentração de cada soluto é escalonada por um coeficiente que expressa a capacidade,

relativamente ao carbono, para retardar a transformação do ferro γ em ferro α. Aços com CE

acima de 0,40% não são facilmente soldados, pois apresentam altas tendências à formação de

martensita.

O cálculo do CE representa uma tentativa de descrever como modificações na

composição química afetam o comportamento do material quanto à sua resposta à soldagem, e

seu uso serve como ponto de entrada nos diagramas de soldabilidade que relacionam a

composição do aço com a taxa de resfriamento que se estima produzir o nível de dureza

microestrutural desejado (BAILEY et al, 1973).

O teor de carbono é um fator de extrema importância na avaliação da

temperabilidade, de forma que, do ponto de vista apenas do teor de carbono, a

temperabilidade normalmente aumenta conforme se eleva o teor de carbono do aço (REED et

al, 1982). Na Equação 4, percebe-se que o carbono participa como o elemento que mais

contribui com a soldabilidade dos aços, fato que demonstra a afirmação anterior.

CE = C + Mn/6 + (Cr + Mo + V)/5 + (Ni + Cu)/15 (Eq. 4)

Todos os elementos de liga, de um modo geral, cada um a sua maneira, afetam a

temperabilidade dos aços. Dos elementos de liga mais comumente adicionados ao aço, o

cobalto é o único que atua no sentido de diminuir a temperabilidade.

2.6.7 Preaquecimento

O preaquecimento no Metal Base antecedendo a soldagem é necessário no sentido

de reduzir a taxa de resfriamento pelo aumento da temperatura inicial do material (To) e

conseqüentemente evitar trincas após a soldagem. Modificações microestruturais e nos níveis

das tensões residuais e ainda a promoção de mecanismos para a difusão de hidrogênio

também são alcançados com a aplicação do preaquecimento. Algumas técnicas comumente

utilizadas para promover o preaquecimento utilizam o calor proveniente de chama dirigida

diretamente para a região desejada ou aquecimento por resistências elétricas, com o devido

monitoramento do ciclo térmico imposto à região.

26

O ciclo térmico de soldagem é influenciado pela temperatura de preaquecimento

bem como pela temperatura de interpasse e, juntamente com a composição química do Metal

Base, controla a microestrutura e desta forma as propriedades mecânicas finais da junta. A

intensidade da temperatura de preaquecimento é um fator importante a ser determinado. A

composição do Metal Base deve ser conhecida para se determinar esta temperatura

corretamente, pois ela é controlada por dois principais fatores, que são: o teor de carbono e o

teor de elementos de liga do material de base. Como regra geral, quanto maior for o teor de

carbono do material, maior será a temperatura de preaquecimento necessária. Esse raciocínio

se aplica também ao teor de elementos de liga, mas em um grau levemente menor. Outros

fatores também relevantes para se determinar a temperatura de preaquecimento são a

espessura efetiva e o tamanho do componente (AMERICAN WELDING SOCIETY, 1987).

NIÑO e BUSCHINELLI (1992), ao tratarem do preaquecimento, afirmam que

uma boa maneira de efetivamente aumentar-se o efeito de revenido em reparo por soldagem

de um aço tipo 5% Cr-1/2% Mo, seria mediante o aumento da temperatura inicial do material.

Desta forma a soldagem já se iniciaria com uma energia térmica incorporada, que contribuiria

para uma menor taxa de perda do calor da soldagem por condução.

FUNDERBURK (1997) afirma que uma série de fatores que justificam a

utilização do preaquecimento nos processos de soldagem:

• reduz a taxa de resfriamento na junta, produzindo uma estrutura

metalurgicamente mais dúctil com menor susceptibilidade a trincas;

• a redução da taxa de resfriamento proporciona condições para o hidrogênio que

está presente se difundir mais eficientemente, reduzindo seu caráter potencial para trincas

desta natureza;

• reduz as tensões devido às contrações no metal de solda, no Metal Base e

adjacências, que é especialmente importante no caso de juntas com alto grau de restrição.

Adicionalmente, o preaquecimento poderá ser utilizado para ajudar a promover

melhorias em propriedades mecânicas específicas, tais como a resistência ao entalhe no Metal

de Solda.

Relacionado com a temperatura de preaquecimento está o fator velocidade de

resfriamento (Vr), que é influenciado por esta temperatura inicial da junta (To), conduzindo a

27

diferentes microestruturas da ZF e da ZAC, podendo ser expresso pelas Equações 5 e 6

descritas a seguir (METALS HANDBOOK, 1992).

Vr = (2.ππππ.k.(Tc-To)2)/Eliq (chapa grossa) (Eq. 5)

Vr = (2.ππππ.k.ρρρρ.C.[e/Eliq]2.(Tc-To)3 (chapa fina) (Eq. 6)

Onde: Vr é a velocidade de resfriamento na temperatura Tc (°K); K é

condutividade térmica do material (J/m.s.°K); Tc é a temperatura de interesse (°K); e

espessura da peça (m); ρ.C é o calor específico volumétrico (J/m) e; Eliq é a energia de

soldagem (J/m) dada pela Equação 1.

Para a aplicação das Equações 5 e 6, o critério para definição de chapa grossa ou

fina é dado pela Equação 7 a seguir (METALS HANDBOOK, 1992).

ττττ = e. (ρρρρ.C.(Tc-To))/ Eliq (Eq. 7)

Quando τ > 0,9 considera-se a chapa “grossa” e quando τ < 0,6 a chapa é

considerada “fina”. Para valores de τ entre 0,6 e 0,9 a situação é considerada indefinida e

neste caso sugere-se o cálculo da velocidade de resfriamento nos dois casos para depois se

escolher a mais segura para o material.

Na soldagem de aços temperáveis é muito importante a determinação da

velocidade de resfriamento crítica (Vrc) que o Metal Base pode tolerar sem trincar. Esta

velocidade pode ser expressa pela Equação 8 a seguir (METALS HANDBOOK, 1992).

Vrc (°K/s) = 6,598 / (CEIIW- 0,3074) – 16,26 (Eq. 8)

A equação acima, demonstrada sob a forma gráfica está representada na Figura 11 a seguir.

28

Velocidade crítica de resfriamento

0,20 0,28 0,36 0,44 0,52 0,60

Carbono EquivalenteVelocidade crítica (°k/s)

Figura 11 - Comportamento da velocidade crítica de resfriamento em função do CE.

Análise da equação anterior (Equação 8) leva a conclusão que quanto maior o

carbono equivalente no aço, menor será a velocidade crítica permitida e que com o carbono

equivalente menor ou igual a 0,30 o aço não apresentará problemas de trincas com um

resfriamento rápido. Aquecimentos preliminares a 25°C acima da temperatura de início de

formação de martensita são ideais para evitar o aparecimento de tal microestrutura durante o

resfriamento (METALS HANDBOOK, 1992), desta forma a Vrc fica mais difícil de ser

atingida e a segurança contra fissuração de diferentes naturezas tende a melhorar.

2.6.8 Modos de fissuração

Fissuras ou trincas são consideradas um dos tipos mais graves de

descontinuidades em uma junta soldada. Formam-se quando tensões de tração se

desenvolvem em um material fragilizado, incapaz de se deformar plasticamente para absorver

estas tensões. Tensões de tração elevadas se desenvolvem na região da solda como resultado

das expansões e contrações térmicas localizadas, das variações de volume devido a

transformações de fase e como resultado das ligações entre as peças sendo soldadas e o

restante da estrutura (MODENESI et al, 1992).

A fragilização na região da solda pode resultar de mudanças estruturais, da

absorção de elementos nocivos, de alterações posteriores durante outras operações de

fabricação ou em serviço (MODENESI et al, 1992).

Para o caso das estruturas fabricadas com chapas grossas do material ASTM A

516 Grau 60, normalmente após a soldagem, estas são tratadas termicamente de modo a se

conferir melhores combinações de propriedades oferecidas pelo aço, bem como para reduzir o

nível de tensões residuais imposto pelo reparo e evitar assim o surgimento de trincas.

29

Uma vez que as estruturas de aço ASTM A 516 Grau 60 na condição como

soldado são submetidas a ambientes pressurizados a meios agressivos, é necessário verificar,

por meio de testes específicos, o efeito do ataque corrosivo nestas estruturas para as

temperaturas e pressões de trabalho atuantes nas regiões reparadas, pois as mesmos podem

apresentar fissuração na região da solda devido ao ataque do meio corrosivo. Caso similar foi

verificado por FERRARESI et al (1993), em seus estudos com aços Cr-Mo, que revelaram

problemas em muitos vasos de pressão de refinarias, sendo uma das causas principais a

susceptibilidade à trincas destes materiais quando submetidos a ciclos térmicos severos. As

trincas foram identificadas na ZAC, principalmente adjacente ao contorno da ZF. A conclusão

final deu grande ênfase a soldagem como fonte de geração de tensões e ao tratamento térmico

de alívio de tensões aplicado como fator iniciador do desenvolvimento de trincas.

Qualquer procedimento de soldagem deverá respeitar os critérios necessários para

prevenir fissuras no Metal de Solda e na ZAC. Isto incluindo as trincas devido ao hidrogênio

durante e após resfriamento.

O estabelecimento dos critérios de classificação das fissuras não é tarefa fácil,

como citam MODENESI et al (1992), mas levam em conta os aspectos da sua localização,

conforme mostra a Figura 12, onde alguns tipos particulares de mecanismos de formação das

trincas são mostrados e detalhados a seguir:

Figura 12 - Classificação das trincas quanto à sua localização na região da solda (MODENESI et al, 1992).

• fissuração a quente: também conhecida como trinca de solidificação, tem seu

mecanismo associado à formação de um filme de baixo ponto de fusão na região de

solidificação, junto à poça de fusão, que devido às tensões trativas na solda não resistem e

fissuram naquela região. Tais filmes de baixo ponto de fusão estão relacionados com a

presença de inclusões na solda que apresentem baixo ponto de fusão. Ao migrarem para uma

região junto à linha de solidificação do metal líquido estabelecem ali o ponto de nucleação da

30

trinca. A Figura 13 mostra exemplos de trincas de solidificação, ou trincas de cratera , bem

como o a ilustração do seu mecanismo de formação;

a) b) Figura 13 - a) Aspecto de uma trinca de solidificação: a) Trinca de cratera. b) Mecanismo de desenvolvimento das trincas de solidificação.

• fissuração de reaquecimento: também conhecida como trinca de

reaquecimento, é um problema típico que ocorre na soldagem de aços de baixa liga resistentes

ao calor, tais como, aços ferríticos contendo Cromo ou Molibdênio e alguns contendo

Vanádio, que são usados pela sua resistência à corrosão e resistência mecânica em elevadas

temperaturas. O mecanismo de formação deste tipo de trinca este associado ao nível de

tensões residuais da junta e da propagação da trinca, ao longo do contorno de grão austenítico

existentes quando o material se encontra na temperatura de tratamento. O desenvolvimento

deste tipo de trinca pode ser reduzido pela minimização dos níveis de tensões residuais com

procedimentos na soldagem que contemplem redução das restrições da junta (KOU, 1987).

Como as peças soldadas normalmente são submetidas aos TTPS com objetivos

bem específicos, tais como a redução das tensões térmicas, as soldas não podem apresentar

quaisquer susceptibilidade ao aparecimento deste tipo de fissura, pois a temperatura elevada

do tratamento poderá promover austenitização do aço. AZEVEDO (2002) citando

MODENESI et al (1992) e BAILEY et al (1973) afirma que este tipo de trinca é freqüente nos

aços ferríticos;

• fissuração lamelar: este tipo de trinca é também conhecido como trincas por

decoesão lamelar. Seu crescimento está associado com separação de camadas subsuperficiais,

próximas à zonas sob tensões residuais trativas, tendo o aspecto como mostrado na Figura 14.

Sabe-se que a presença de inclusões não metálicas, deformadas paralelamente à direção de

laminação do aço, favorecem o fenômeno da decoesão lamelar próximo à ZAC.

31

O uso de eletrodos que propiciem cordões de solda capazes de acomodar as

deformações oriundas das tensões residuais, reduzem a possibilidade da fissuração lamelar

ocorrer (AMERICAN WELDING SOCIETY, 1987; KOU, 1987). Outra medida (de natureza

metalúrgica) é a redução do teor de enxofre no aço, pela adição de elementos de liga que

propiciem uma menor formação de inclusões, que durante o processamento mecânico da

chapa metálica serão deformadas e contribuirão com a separação lamelar. O uso de materiais

de composição mais controlada também é eficiente para minimizar a ocorrência deste tipo de

trinca, assim como a adoção de juntas com geometrias menos susceptíveis a este tipo de modo

de fissuração (MODENESI et al, 1992);

Figura 14 - Fissuração por decoesão lamelar. Macrografia da trinca por decoesão localizada na margem do cordão (AMERICAN WELDING SOCIETY, 1987).

• fissuração induzida por hidrogênio: uma vez que o surgimento de trincas

devido ao hidrogênio difusivo é um problema extremo na soldagem dos aços de alta

resistência, ele é tratado de maneira mais detalhada nos processos de soldagem.

Dano pelo hidrogênio é uma forma de falha que resulta geralmente da ação

combinada de hidrogênio e tensão residual ou externa. Dano por hidrogênio para ligas

específicas ou grupos de ligas, manifesta-se de diversos modos, tais como trincas, formação

de hidretos e redução na ductilidade. Por muitos anos, estas falhas têm sido agrupadas no

termo fragilidade ao hidrogênio; este termo persiste e é impropriamente usado para descrever

os variados modos de falhas envolvendo o hidrogênio. Vários dos quais não demonstram

semelhança clássica de fragilidade (METALS HANDBOOK, 1992).

Algumas teorias para explicar os mecanismos de danos provocados pelo

hidrogênio se baseiam na pressão, adsorção superficial, bem como decoesão atômica. A teoria

da pressão, também conhecida como fragilidade ao hidrogênio, é um dos mais antigos

modelos conhecidos. Esta teoria atribui a fragilidade devido à difusão do hidrogênio atômico

e sua eventual concentração em lacunas ou outras superfícies internas. Como a concentração

32

de hidrogênio aumenta, uma alta pressão é criada possibilitando abertura de trincas (METALS

HANDBOOK, 1992).

Há algumas outras teorias tais como a de Troiano (1960), que propôs que o

hidrogênio promove crescimento da trinca pela redução da resistência coersiva da rede

cristalina do material, e PETCH (1952), que propôs que o hidrogênio promove crescimento da

trinca pela redução da energia superficial junto à trinca.

O processo de formação de uma fissura continua enquanto o hidrogênio se

difundir para regiões onde se estabelecerão elevados níveis de pressões hidrostáticas, até que

ocorra a fratura, como a mostrada na Figura 15 e haja uma acomodação das tensões ou o

escape do hidrogênio na sua forma gasosa.

Trincas à frio podem se desenvolver quando pelo menos um desses fatores

ocorrem simultaneamente à baixa temperatura do (-100°C até 200°C) (KOU, 1987):

• hidrogênio no Metal de Solda;

• elevados níveis de tensões, originados das tensões térmicas e externas;

• microestrutura susceptível ao aparecimento de trincas desta natureza.

Martensita dura e frágil, rica em carbono, é um exemplo de estrutura susceptível à

trincas pelo hidrogênio. Uma vez que a temperatura de formação da martensita (Ms), é

relativamente baixa, trincas devidas ao hidrogênio tendem a ocorrer nestas temperaturas ou

após longos tempos depois da realização da soldagem (KOU, 1987).

O hidrogênio degrada a tenacidade à baixas temperaturas e impõe restrições

operacionais no reparo por soldagem dos componentes estruturais, bem como compromete

negativamente as demais propriedades mecânicas dos aços nas suas respectivas temperaturas

de operação.

a) b) Figura 15 - Aspecto de trincas a frio na ZAC e no Metal de Solda (BAYLEY et al, 1973). a) Localizações preferenciais da trincas à frio, b) Macrografia de uma trinca induzida por hidrogênio localizada na Zona Fundida .

33

São várias as possíveis fontes de hidrogênio e, este elemento, por meio do

mecanismo da difusão, migra desde a ZF para as regiões mais internas do Metal Base

(AMERICAN WELDING SOCIETY, 1987). Uma fonte de hidrogênio na solda surge da

dissociação do vapor d’água na soldagem a arco elétrico, porém sua origem guarda relação

com fatores tais como o tipo de eletrodo, composição dos fluxos, demais compostos orgânicos

e o processo de soldagem empregado.

A Figura 16 mostra a difusão do hidrogênio como função da translação do arco

elétrico ao longo da junta, a partir do Metal de Solda para a ZAC durante a soldagem. O

Metal de Solda geralmente apresenta mais baixo teor de carbono que o Metal Base,

transformando a austenita (γ) em ferrita-α e perlita (α + Fe3C) antes mesmo que a ZAC

transforme a austenita (γ) em martensita (M). Devido à menor solubilidade do hidrogênio na

ferrita-α que na austenita (γ) (Figura 3). O hidrogênio é então rejeitado na ferrita próximo à

fronteira austenita-ferrita+Fe3C do Metal de Solda. Em virtude da presença de hidrogênio na

Ferrita-α, este tende a difundir para a ZAC austenítica próxima à fronteira de fusão.

No resfriamento, a ZAC grosseira poderá sofrer uma têmpera, produzindo a

Martensita que, associada com o hidrogênio difundido, as tensões trativas e a baixa

temperatura, poderá trincar.

Figura 16 - Mecanismo da difusão do hidrogênio no Metal de Solda para o Metal Base na ZAC (MODENESI et al, 1992).

Para prevenir as trincas à frio, um controle da temperatura inicial, através de

preaquecimento e da temperatura interpasses, pode contribuir com a redução deste tipo de

fissuração. Outra forma que reduz a ocorrência destas trincas é através do revenimento do

cordão de solda pelo calor de soldagem dos passes subseqüentes, quando em soldagem por

múltiplos passes (KOU, 1987).

34

2.7 SOLDAGEM SEM TTPS

AGUIAR (2001) citando STILL (1997) e STILL (1998), diz que a soldagem sem

os TTPS é um recurso efetivamente atrativo para a soldagem de aços de baixa liga. Como é

crescente a substituição, na indústria, de aços ao carbono por aços de baixa liga, este fato tem

motivado pesquisas em relação aos procedimentos de soldagem que possibilitem a eliminação

dos TTPS como os recomendados nos procedimentos convencionais de soldagem (AGUIAR,

2003).

As técnicas de reparo sem TTPS buscam, através da utilização de procedimentos

estritamente controlados, tais como os que foram utilizados por HENKE et al (2001) na

soldagem dos aços AISI 410 e CA-6NM, aproveitar o calor gerado em cada passe de

soldagem para alcançar na microestrutura do Metal de Solda e da ZAC, requisitos adequados

de tenacidade e de dureza máxima que garantam a integridade do componente reparado dentro

dos padrões reconhecidamente aceitos.

2.7.1 Técnica da meia camada

Algumas técnicas de reparo têm sido propostas. Aguiar (2001) citando o artigo

IWB 4000 do código ASME BPV CODE, Secção XI , comenta que o mesmo recomenda o

uso da técnica da meia camada (half bead), que tem por objetivo o refino da ZAC grosseira da

primeira camada numa soldagem multipasse, pela sobreposição de ciclos térmicos da camada

subseqüente. Este procedimento de reparo executado em processo de soldagem por eletrodo

revestido (ER) consiste em aplicar uma camada de amanteigamento e posterior remoção da

meia altura desta camada com o recurso do esmerilhamento manual para aplicação da segunda

camada, depositada com um eletrodo de maior diâmetro, que irá promover o refinamento e o

revenimento da região da ZAC_GG desenvolvida pelo passe da primeira camada. Os

resultados alcançados são questionáveis e exige-se inspeção criteriosa, o que reduz a sua

utilidade técnica. O maior inconveniente desta técnica está na dificuldade de controlar a altura

de remoção da primeira camada, visto que será executado por esmerilhamento manual, que

inclusive agregará maior custo ao procedimento (FRIEDMAN and BAILEY, 1992).

35

Figura 17 – Seqüência de soldagem no procedimento com a técnica da meia camada (LANT et al, 2001).

2.7.2 Técnica da dupla camada

A técnica da dupla camada consiste em promover uma adequada sobreposição dos

ciclos térmicos, de tal forma que a segunda camada promova o refino e o revenimento da

ZAC_GG da primeira. As energias de soldagem selecionadas neste caso são particularmente

escolhidas em função das propriedades finais das regiões da solda, obtidas em ensaios

preliminares. O sucesso desta técnica se deve a um fator de extrema relevância que é a

adequação entre as energias de soldagem do primeiro e do segundo passe, bem como o

controle da temperatura inicial e de interpasses. Com os mesmos objetivos da técnica da meia

camada, a técnica da dupla camada vem com possibilidade de superar as dificuldades

proporcionadas pela técnica anteriormente citada: redução de custos, com a eliminação da

etapa de esmerilhamento de meia altura do primeiro passe. O não esmerilhamento consiste no

principal fator que motiva as diferença entre os métodos.

Figura 18 - Sobreposição da ZAC da segunda camada sobre a ZAC na primeira camada (LANT et al, 2001).

36

Usando o processo de soldagem por eletrodos revestidos, a primeira camada é

cuidadosamente depositada usando eletrodos de pequenos diâmetros. O objetivo é assegurar o

mínimo aporte de calor e alcançar uniformes cordões de solda com 40% a 60% de

sobreposição conforme pode ser visto na Figura 18. Tipicamente na 1ª camada depositada

com uma sobreposição de 50% resultados em torno de 80% de refinamento da ZAC_GG do

passe anterior podem ser obtidos. Posteriormente, com uma segunda camada compreendendo

de 40 a 60% de sobreposição depositada usando um eletrodo de diâmetro levemente maior

pode-se alcançar o restante do tratamento. O uso de eletrodos de maior diâmetro proporciona

as combinações de parâmetros que permitem uma boa geometria da penetração na primeira

camada maximizando o refinamento da ZAC_GG desta (LANT et al, 2001).

Uma variante da técnica da dupla camada utiliza um primeiro passe com eletrodo

revestido ER e segundo passe aplicado utilizando o processo TIG sem adição de metal, de

forma que o calor do passe TIG promova refinamento e/ou revenimento da região de

granulação grosseira da ZAC original devido ao passe com ER. Neste procedimento foi

verificado que a referida técnica dispensou satisfatoriamente a necessidade de TTPS para o

aço 5%Cr 1/2%Mo, sendo relatado por Silva (2003) que o controle dos parâmetros de

soldagem deve ser extremo e que a translação, ao longo do cordão de solda do arco TIG deve

ser precisa para se manter uma sobreposição próxima de 50% com um revenimento adequado.

FRIEDMAN e BAILEY (1992) descrevem uma outra técnica variante da

soldagem em dupla camada, desenvolvida pela Central Electricity Generating Board - CEGB,

onde foi soldado o aço Mn-Ni-Mo ASTM A508 Classe 3. Nesta técnica variante, 6 (seis)

camadas foram igualmente depositadas com a mesma energia de soldagem para alcançar o

refinamento e o revenimento. As três primeiras camadas seriam responsáveis por promover

refinamento e as demais seriam responsáveis por promover revenimento.

NIÑO e BUSCHINELLI (1992), adotaram a técnica da dupla camada na

soldagem do aço 5Cr-½Mo, controlando adequadamente os parâmetros de forma que a

própria energia de soldagem do segundo passe produzisse o efeito do revenimento e/ou

refinamento da ZAC_GG devido ao passe anterior.

AGUIAR et al (2003), usando a técnica da dupla camada, verificaram que, para o

aço ABNT 4140, tomando-se as adequadas relações de energia para cada deposição de metal,

o grau de refino da ZAC_GG foi satisfatório e que os melhores resultados foram obtidos com

baixos aportes de energia na primeira camada, onde as relações de energia de 1/1 e 1/2 entre

37

as camadas foram utilizadas; uma vez que o uso de uma elevada energia na deposição da

primeira camada promoveria um maior crescimento de grão, o que por sua vez, implicaria em

dificuldade de refino pela segunda camada prejudicando a tenacidade da mesma.

A avaliação do reparo, usando a técnica da dupla camada, na soldagem dos aços

2,25%Cr-1%Mo e 9%Cr-1%Mo, segundo BHADURI et al (1989), foi efetivamente

verificada. O método da meia camada é também adequado, porém menos eficiente que a

técnica da dupla camada para os mesmos aços.

TEIXEIRA e POPE (1992) verificaram que o método da dupla camada pode ser

empregado com sucesso na soldagem de reparo dos aços 1%Cr 0,5%Mo para a posição plana.

Os autores afirmaram inclusive, que o sucesso do procedimento está relacionado com o

controle durante o depósito da primeira camada e que se deve buscar uma sobreposição

próxima a 50%.

NIÑO (2001), avaliando o efeito do revenimento produzido por ciclos térmicos,

com base nos seus resultados de teste de implante de cordão, medição de microdureza e

análise microestrutural, verificou para a soldagem de amostras distintas de quatro diferentes

aços o SAE 1045, o AISI 410, o A387 Grau 5 e o ASTM A 516 Grau 70 que:

• a temperatura de pico do ciclo térmico tem grande efeito sobre o revenimento,

observando-se as temperaturas dinâmicas AC1 e AC3 e o grau de temperabilidade;

• para os aços pesquisados de elevada temperabilidade, a máxima queda de

dureza na ZAC_GG ocorre em temperaturas acima de AC1;

• para os aços pesquisados com menor temperabilidade, a máxima queda de

dureza ocorre entre as temperaturas AC1 e AC3;

• quanto menor for a temperatura de transformação dinâmica AC1 do material, a

queda de dureza esperada será menor.

Aqueles aços que apresentaram baixas temperabilidades e alta temperatura

dinâmica AC1 podem ser reparados pela técnica da dupla camada, de forma a atingir níveis de

dureza bastante baixos, em benefício da segurança contra o aparecimento de trincas devido à

CST. Em outro trabalho, NIÑO e BUSCHINELLI (1992) realizaram reparos simulados em

juntas semi V pela técnica da dupla camada, utilizando como Metal Base o aço 5%Cr-1%Mo

e duas alternativas de metal de adição: eletrodo revestido E502-15 (metal de adição similar) e

38

liga de Iconel e NiCrMo-3 (metal de adição dissimilar) para verificar a tenacidade da junta

soldada e a possibilidade de não aplicar TTPS. Os resultados alcançados indicaram que com o

uso do metal de adição similar uma boa tenacidade foi conseguida (126 J) sem a realização de

TTPS, enquanto que a soldagem com o metal de adição dissimilar não se apresentou

satisfatória no sentido de alcançar uma boa tenacidade sem TTPS. Este fato foi atribuído à

fragilidade das zonas não diluídas que surgiram devido a pouca homogeneização dentro do

Metal de Solda. A tenacidade registrada para este caso foi baixa, da ordem de 51 J.

2.7.3 Teste de Higuchi

A ferramenta que pode ser aplicada para a escolha das energias de soldagem das

camadas é o Teste de Higuchi (1980) que, a partir de medidas em amostras previamente

soldadas com diferentes energias de soldagem, são obtidas as respectivas geometrias das

regiões das soldas, relacionando as energias com as durezas obtidas para cada região da ZAC.

As durezas são obtidas em ensaios de microdureza ao longo das extensões da seção

transversal. Como resultado final, o Teste de Higuchi fornece uma representação das regiões

macias e duras, relacionando-as com as suas respectivas energias de soldagem. Desta forma,

pode-se selecionar as adequadas energias para a primeira e para a segunda camada de forma a

se obter as sobreposições dos ciclos térmicos que promovam o efetivo refino e revenimento

da ZAC_GG da primeira camada.

Os perfis de reforço e penetração são tabulados em um diagrama conforme a

Figura 19, e, juntamente com as medidas das extensões das zonas de dureza diferenciadas

constituem o gráfico de Higuchi convencional, que relaciona os parâmetros de soldagem

através do aporte térmico. Para o estabelecimento do critério que define as extensões das

zonas endurecida (ZD) e zonas macias (ZM), toma-se como referência a linha da zona de

ligação (ZL) (distância = zero), para que sejam estabelecidas as referidas distâncias: a ZD é

aquela que se estende desde a zona de ligação até uma posição onde a dureza local

corresponda a do Metal Base, a ZM, por sua vez, é aquela que se estende do final da zona

endurecida até uma posição em que a dureza local se torna igual a do Metal Base.

39

Figura 19 - Diagrama de Higuchi para o aço de baixo carbono (AGUIAR, 2001).

Como exemplo da análise destas zonas, pode-se verificar, para aços ferríticos,

através do diagrama de equilíbrio no resfriamento contínuo (Figura 9), a relação entre as

regiões da ZAC destes aços e as suas respectivas temperaturas de pico. A zona endurecida

deve ser formada pela região compreendida, aproximadamente entre 1100°C até a

temperatura de linha de fusão, onde se estabelece a zona de crescimento de grão, identificado

como ZAC_GG, enquanto a zona macia deve ser formada pela região adjacente, de

granulação mais fina ZAC_GF (entre 1100° e AC3 ocorre o refino), pela região intercrítica

(entre AC3 e AC1, ocorre o refino parcial e revenimento) e pela região subcrítica, abaixo de

Ac1, se encontra a ZAC_SC (região que ocorre apenas um revenimento). Portanto, em

resumo, a zona dura deverá estar compreendida pela ZAC_GG, enquanto a zona macia pela

ZAC_GF, ZAC_IC e ZAC_SC.

Na soldagem segundo a técnica da dupla camada, a profundidade de penetração da

segunda camada na primeira camada é uma variável crítica que assegura que a ZAC_GG da 1ª

camada de solda, no MB, seja reaquecida a uma temperatura suficiente para que ocorra o seu

refinamento (FRIEDMAN and BAILEY, 1992), segundo os parâmetros do Teste de Higuchi

mostrado nas Equações 9 e 10 descritos na Figura 20.

Diversos trabalhos mostraram que a soldagem sem TTPS constitui um recurso

efetivamente atrativo para os aços de baixa liga (AGUIAR, 2001; NINO, 2001; NINO et al,

992; AZEVEDO, 2002), desde que atendendo os parâmetros necessários ao refino e ao

revenimento adequado do aço, tais com os citados por Higuchi que está representado pela

Figura 20.

40

Figura 20 - Representação esquemática dos parâmetros de refino através da técnica da dupla camada.

O critério geral adotado para a seleção das energias da primeira e da segunda

camada, de modo a evitar a formação de uma região endurecida estabelece as relações entre

as diferentes zonas da solda, conforme as Equações 9 e 10. Estes critérios, baseados nos

parâmetros da Figura 20, estabelecem como o calor oriundo do arco elétrico de soldagem do

segundo passe irá afetar as diferentes regiões da ZAC do primeiro passe. Desta forma, o

atendimento do critério (i) (Equação 9), garante que o calor que alcança uma profundidade

definida por PZM2 seja suficiente para promover o revenimento da zona dura da primeira

camada, enquanto que o atendimento do critério (ii) (Equação 10) garante que a zona dura da

primeira camada não será retemperada, onde a zona fundida da primeira camada é quem será

austenitizada.

(i) PZM2 > PZD1; (Eq. 9)

(ii) PZD2 < R1 + P1; (Eq. 10)

Onde:

PZM2: profundidade da zona macia da segunda camada;

PZD1, PZD2: profundidade da zona dura da 1ª e 2ª camada respectivamente;

R1: altura do reforço da primeira camada respectivamente;

P1: profundidade de penetração da primeira camada.

41

2.8 ENSAIOS PARA AVALIAR SOLDAS

São utilizadas várias técnicas que conduzem ao conhecimento das condições

finais da solda, devendo seus resultados a ser usados para corrigir os procedimentos

anteriormente empregados. Embora se tratando, em muitos casos, de ensaios de natureza

destrutiva, sua utilização não deve ser descartada, pois as informações possíveis de serem

obtidas são suficientes para as decisões técnicas no sentido da correção dos procedimentos.

2.8.1 Ensaio de impacto Charpy

O ensaio de impacto é a mais popular técnica para avaliação da energia de

impacto da solda. Existem dois tipos principais de ensaios de impacto: o Izod e o Charpy. No

teste de impacto Charpy V, o corpo de prova possui um formato de uma barra de seção reta

quadrada conforme a Figura 21-a, tendo um entalhe em forma de “V” que fica geralmente

localizado na linha de centro do cordão de solda. Para avaliar a tenacidade da ZAC, este

entalhe fica tipicamente localizado na ZAC_GG (METALS HANDBOOK, 1992). O objetivo

principal deste ensaio é analisar a tenacidade de um material, através do aspecto topográfico

da fratura e da energia absorvida pelos corpos de prova após a aplicação de carga. Para isto,

utilizam-se corpos de prova para ensaios em temperaturas e quantidade de energia

normalizadas. A energia absorvida por um corpo de prova para fraturar determina a

tenacidade do material. Este ensaio, devido à sua simplicidade e baixo custo tem sido

extensivamente usado nos ensaios mecânicos de produtos de aço. Outro aspecto do ensaio

Charpy está relacionado com a posição do entalhe em relação à direção de laminação quando

se tratar de materiais que foram assim processados durante sua fabricação. A condição mais

crítica será aquela que apresentar a menor capacidade de absorção de energia para as mesmas

condições de ensaio como é mostrado na Figura 21-b.

a) b)

Figura 21 - Corpo de prova Charpy V: a) Detalhes geométricos (AWS B4.0), b) Energia absorvida em função da posição do entalhe (AGUIAR, 2001).

42

A tendência do material de se comportar de maneira frágil é analisada pelo ensaio

de impacto, apontando as diferenças entre materiais que não poderiam ser observadas em

outros ensaios. Uma informação que pode ser obtida neste ensaio é a avaliação da influência

que elementos de liga e tratamentos térmicos têm sobre a tenacidade. Materiais tais como os

aços ferríticos tendem a ter um comportamento dúctil em altas temperaturas e fratura frágil

em baixas temperaturas. Para o caso de vasos de pressão que operem nestas condições, existe

a necessidade de projetar componentes estruturais livres da fratura frágil e usá-los em

temperaturas de serviço abaixo da temperatura de transição dúctil-frágil determinada no

ensaio de impacto Charpy.

Diferentes técnicas de ensaios têm sido usadas para avaliar a fratura frágil de aços

ferríticos, mas o ensaio de impacto Charpy é mais conveniente para avaliação nas variadas

temperaturas de teste, tendo grande aceitação técnica para a medição da tenacidade.

A medição da energia absorvida no impacto envolve a resposta à fratura da

energia absorvida no rompimento. Esta determinação, normalmente é medida diretamente na

máquina de pêndulo de impacto. A mudança na energia potencial do martelo (desde antes do

impacto até a fratura) é determinada via um dial calibrado que mede a energia total absorvida

na quebra do corpo de prova. Outros parâmetros qualitativos, tais como a aparência da fratura

e seu grau de ductilidade/deformação são geralmente “medidos” em adição a energia de

fratura. Estas quantidades são extremamente dependentes da temperatura quando se trata de

aços ferríticos. Uma vez que a transição do comportamento mecânico do material geralmente

não é evidente, torna-se difícil especificar uma temperatura de transição dúctil-frágil. Desta

forma a temperatura de transição pode também ser definida como a temperatura necessária

para atingir um nível de energia de fratura, uma dada aparência de fratura, ou algum nível

específico de ductilidade observável através da deformação lateral da amostra.

O método do ensaio de impacto Charpy é freqüentemente usado em controle de

qualidade e na análise da energia absorvida na fratura em determinadas temperaturas para

vários materiais, tais como aços ferríticos. Porém, o ensaio de impacto Charpy não determina

a temperatura exata de transição dúctil-frágil. Todavia oferece uma informação sobre a faixa

de transição do modo de fratura.

Os resultados deste ensaio podem variar muito. Principalmente próximo à

temperatura de transição. Isso ocorre, principalmente, devido à dificuldade na preparação de

43

entalhes iguais e à não homogeneidade do material, que são características de difícil controle,

assim como as particularidades próprias de cada amostra ensaiada.

Durante o ensaio, o pêndulo deve mover-se livremente ao deixar sua posição de

descanso e a amostra deve ser perfeitamente posicionada na bigorna em até 5 segundos após

sua remoção do aquecimento (ou resfriamento).

Historicamente uma extensa correlação com a performance em serviço dos

materiais tem indicado sua utilidade prática (METALS HANDBOOK, 1992), com a

vantagem usar amostras de pequeno tamanho, de baixo custo de preparação, de baixo custo de

realização e de flexibilidade nas orientações de retirada nos corpos de prova.

2.8.2 Modos de fratura

A ruptura em engenharia ocorre pela propagação da fratura por um caminho

transgranular ou intergranular. Dentre os modos de fraturas destacam-se: Dimples e Clivagem.

Cada qual desses modos apresenta suas superfícies de fratura com particularidades

morfológicas características que estão associadas às propriedades locais do material segundo

o mecanismo de propagação da fratura. As interações entre as discordâncias têm papel

significante para o desenvolvimento dos mecanismos de fratura e geralmente envolvem

relações cristalográficas complexas.

O modo de fratura Dimple, mostrado na Figura 22 apresenta uma topografia que

lembra cavidades com bordas bem definidas e de contorno assimétrico, governado pelo estado

elevado de tensões localizadas. Neste modo de fratura, a sobrecarga é a principal provocadora

e, para aços estruturais, é comum a presença deste mecanismo de fratura, ocorrendo o

fenômeno da formação das microcavidades devido à ação de tração uniaxial. As

microcavidades nucleiam regiões de tensão localizada tais como aquelas associadas com

partículas secundárias, inclusões ou contorno de grão. Dependendo da microestrutura e da

plasticidade do material, os Dimples podem assumir uma grande profundidade ou mesmo

formatos assimétricos diversos. Quando sob ação de deslizamento de planos apresenta

formato aproximado de um “C”, sendo indicativo de ruptura por cisalhamento. As depressões

são referidas como Dimples e a fratura é chamada de ruptura Dimple.

44

a) b) Figura 22 - Superfície de fratura Dimple: a) Microcavidades de tração, b) Microcavidades de cisalhamento.

A ocorrência deste tipo de mecanismo de fratura leva a indicação de que o

material poderá apresentar ductilidade significante, cabendo, neste caso, avaliar a proporção

de região com “topografia” correspondente à Dimples nas amostras submetidas a um ensaio

de impacto Charpy, por exemplo.

O segundo modo de fratura é denominado de clivagem, que se trata de uma

ruptura à baixa energia, se propagando por um caminho bem definido ao longo dos planos

cristalográficos conhecidos como “planos de Clivagem”.

As ligas metálicas apresentam estrutura policristalina com contorno de grão

definido, com presença de inclusões e outras descontinuidades. A propagação da fratura por

Clivagem é significantemente afetada por estes fatores, proporcionando topografias

específicas, nas regiões fraturadas, conhecidas como “Planos de Clivagem”, “Degraus de

Clivagem” e os “Rios de Clivagem” Figura 23.

a) b)

Figura 23 - Modo de fratura por Clivagem a) Fotografia eletrônica de varredura de uma superfície de Clivagem. b) Esquema das topografias específicas da fratura por Clivagem.

45

A ocorrência deste tipo de mecanismo de fratura leva indicação que o material,

naquela região, respondeu de modo pouco resistente à solicitações mecânicas, de modo a

apresentar um comportamento frágil, na qual a baixa absorção de energia foi um fator

significativo.

A constatação de predominância deste tipo de “topografia” (mecanismo de fratura

por Clivagem) ao longo da superfície de amostras rompidas um ensaio de impacto Charpy,

demonstra a característica comportamental do material quanto à sua tenacidade na

temperatura avaliada.

2.9 MEDIÇÃO DE TENSÕES RESIDUAIS POR DIFRAÇÃO DE RAIO-X

Várias técnicas têm sido utilizadas para se medir as tensões residuais nos metais.

A Medição de tensões em metais por difração de raio-X explora o fato de quando o metal é

sub-tensionado, nos carregamentos ou nas tensões residuais, as forças elásticas resultantes são

manifestadas como uma mudança de espaçamento no plano atômico da estrutura cristalina do

metal (Figura 24). PHILIPPOV (2006), comenta que a aplicação do método de difração de

raios-X, para estudo de estrutura de materiais, é baseada no fenômeno no fenômeno, em que

os átomos do cristal, por causa da distância uniforme entre eles, causam um padrão de

interferência de ondas do feixe incidente de raios-X.

Figura 24 - Esquema de tração axial da amostra. As linhas dentro da amostra são planos cristalinos (hkl), onde qualquer ε corresponde à deformações nas respectivas direções (PHILIPPOV , 2006).

O Raio-X é uma energia capaz de proporcionar medições diretas destas

modificações no espaço atômico entre planos, sendo capaz de quantificar o nível de tensão

residual no metal. A técnica da difração de raios-X é uma importante ferramenta na detecção,

análise e prevenção de falhas, particularmente porque se podem realizar medições antes e

depois do processo de soldagem, e a faixa de precisão é grande. A introdução desta técnica de

mapeamento das tensões permite com rapidez e precisão, a caracterização da solda, incluindo

46

as zonas afetadas pelos ciclos térmicos, associados à máxima tensão residual. Isto permite

uma otimização do processo na fabricação de peças (SILVA, 2005), notadamente em relação

ao procedimento de soldagem.

2.9.1 Princípios da difração de raios-X

Como os cristais são arranjos simétricos de átomos contendo direções e planos

cristalográficos de alta densidade atômica, eles são capazes de agir como redes

tridimensionais de difração. Se os raios incidentes são eficientemente difratados por uma rede

cristalina, então o espaçamento da rede (comprimento de uma malha) deve ser

aproximadamente igual ao comprimento de uma onda de do feixe SILVA,(2005) apud REED-

HILL, (1994).

Quando raios-X, de uma dada freqüência, atingem um átomo, eles interagem com

seus elétrons, fazendo-os vibrar com a mesma freqüência do feixe de raios-X. Uma vez que os

elétrons se tornam cargas elétricas em vibração, eles re-irradiam os raios-X sem mudar sua

freqüência. Tais raios refletidos saem dos átomos em muitas direções, ou, em outras palavras,

os elétrons “espalham” o feixe de raios-X em todas as direções. Os átomos espaçados

regularmente são atingidos pelo feixe de raios-X, os raios refletidos sofrem então a

interferência ondulatória. Em certas direções ocorre interferência construtiva, enquanto em

outras ocorre interferência destrutiva. Por exemplo, se um plano atômico isolado é atingido

por raios-X paralelos, o feixe sofre interferência construtiva quando o ângulo de incidência

iguala-se ao de reflexão.

A Figura 25 mostra os raios indicados por a1 a a3 representam um feixe paralelo

de raios-X. À frente da onda deste feixe, onde todos os raios estão em fase, é representada

pela linha AA. A linha BB é traçada perpendicularmente aos raios refletidos pelos átomos,

numa direção tal que o ângulo de incidência iguala-se ao ângulo de reflexão. Como BB

encontra-se à mesma distância da frente da onda AA, qualquer que seja o raio considerado,

todos os pontos em BB devem estar em fase. Ela se constitui, portanto, em uma fase de onda,

e a direção dos raios refletidos é então uma direção de interferência construtiva.

47

Figura 25 - Feixe de raios-X refletido com interferência construtiva, para um ângulo de incidência igual ao ângulo de reflexão (adaptado de SILVA, 2005 apud REED-HILL, 1994).

Quando os raios-X são refletidos não por uma rede de átomos dispostos num

único plano, mas por átomos de vários planos paralelos igualmente espaçados, como os

existentes nos cristais, a interferência construtiva somente ocorre sob condições altamente

restritas. A lei que governa este fenômeno é conhecida como Lei de Bragg.

A Figura 26 mostra um feixe de raios-X que está sendo refletido por dois planos

paralelos do reticulado. Na realidade, o feixe seria refletido não somente por dois planos do

reticulado, mas por um grande número de planos paralelos. O espaçamento do reticulado

cristalino ou a distância entre planos é representado pela letra d. A linha OAI foi traçada

perpendicularmente aos raios incidentes e representa uma frente de onda. Os pontos o e m que

se encontram nesta frente de onda devem estar em fase. A linha OAR foi traçada

perpendicularmente aos raios refletidos a1 e a2, e a condição para que OAR represente uma

frente de onda é a de que os raios refletidos devam estar em fase nos pontos o e n. Essa

condição só poderá ser satisfeita se a distância mpn for igual a um múltiplo de um

comprimento completo de onda, isto é, essa distância deve ser igual a λ ou 2λ ou 3λ ou nλ,

onde λ é o comprimento de onda dos raios-X e n um número inteiro qualquer (SILVA, 2005).

Figura 26 - Esquema demonstrativo da Lei de Bragg. Raio a1: raio incidente, Raio a2: raio difratado e d:distância interplanar (adaptado de SILVA, 2005 apud REED-HILL,1982).

48

A Figura 26 mostra que as distâncias mp e pn são ambas iguais a d senθ. A

distância mpn é, portanto, 2 d senθ Sendo esse valor igual a nλ, tem-se a lei de Bragg

(Equação 11).

nλ = 2 d senθ (Eq. 12)

onde:

n = 1, 2, 3,....n (inteiro positivo);

λ : comprimento de onda monocromática (λ = const.) dos raios-X incidentes (Å);

d : distância interplanar dos planos (Å);

θ : ângulo de incidência ou reflexão do feixe de raios-X, ângulo de Bragg.

Quando a relação da lei de Bragg é satisfeita, os raios refletidos a1 e a2 estarão em

fase, resultando uma interferência construtiva. Além disso, os ângulos nos quais ocorre

interferência construtiva, quando um feixe delgado de raios-X atinge um cristal não

deformado, são perfeitamente definidos porque as reflexões se originam em milhares de

planos paralelos do reticulado. Sob esta condição, mesmo um pequeno desvio do ângulo θ que

satisfaz a relação citada causa interferência destrutiva nos raios refletidos (SILVA, 2005).

As equações da Lei de Bragg predizem os máximos em padrão de interferência

somente para certas combinações da orientação do cristal, da orientação de feixe incidente, do

valor de distância interplanar e do valor do comprimento de onda. Isto é, nem sempre

observador pode registrar um máximo no padrão de interferência. Sendo assim, a única

possibilidade de sempre poder obter informação é alterar continuamente um dos parâmetros,

para que ele passe em um intervalo de valores. Os exemplos clássicos que usam este princípio

são o método de giração, o método de pó, o método de Laue e o método do feixe divergente,

(PHILLIPOV, 2006 apud VASILIEV, 1988).

2.9.2 Método da tensometria por difração de raios-X

Segundo SILVA, (2005) apud BENNING, (1989) e TORRES, (2002), em

princípio, o método de difração de raios-X envolve a medida das variações homogêneas das

distâncias interplanares do reticulado em materiais cristalinos. Se d0 e d1 são, respectivamente,

49

as distâncias interplanares da rede cristalina do material sem e com influência de tensões

(Figura 27), a deformação na rede, ε, pode ser escrita conforme a Equação 12:

(Eq.13)

onde, ∆d é a variação da distância interplanar.

Figura 27 - Princípio da medida da distância interplanar pela difração de raios-X incidentes (adaptado de SILVA,2005 apud BENNING, 1989).

Para análise teórica da deformação da rede, em relação às tensões aplicadas, é

utilizada a teoria clássica da elasticidade. Na superfície do espécime tensionado onde σ3 é

zero, existe somente a presença das tensões σ1 e σ2. Entretanto, devido à existência da

contração lateral, haverá sempre três componentes de deformação relacionadas através do

coeficiente de Poisson (ν). As deformações principais ε1, ε2 e ε3 são relacionadas através de

expressões de deformação em função dos ângulos azimutal (ϕ) e o ângulo entre a superfície

normal e a normal aos planos cristalográficos (ψ);

Se há um estado biaxial de tensões dentro do material, ou seja, se as

componentes σ1, σ2 ≠ 0, σ3= 0, o valor de tensão para uma direção definida (σϕ) pelo ângulo

azimutal (ϕ), poderá ser determinado pela Equação 13. Para a deformação nesta direção

determinada pela Lei de Hooke na sua forma generalizada (Equação 14).

12

22

1,2,

sinsin1

E

ψ−ψ

ε−ε

ν+=σ

ψϕψϕϕ (Eq. 14)

(Eq. 15)

50

A determinação de qualquer componente de tensão está condicionada à medição

dos ângulos de difração correspondentes às reflexões dos planos cristalinos com normais

caracterizadas pelos ângulos ψ (PHILIPPOV, 2006), conforme demonstrado na Figura 28.

Há uma relação linear entre o valor de deslocamento do pico de difração e sen2ψ.

O método consiste, neste caso, em medir a posição do pico de um sistema dos planos

cristalinos (hkl) para um conjunto de valores diferentes de ângulos ψ, que irá variar em

função do ângulo de incidência. O ângulo ψ está entre a normal à superfície do material e a

normal aos planos cristalinos (hkl), que estão na posição de difração, assim a tensão poderá

ser obtida pela Equação 15 (PHILIPPOV, 2006), o que implicará na Equação 16 após o seu

desenvolvimento em termos da posição instantânea angular do feixe medida por ϕ e ψ.

(Eq. 16)

( )1

22

21,2,0

sinsin

ctg

1

E

ψ−ψ

θ−θθ

ν+−=σ

ψϕψϕϕ (Eq. 17)

Onde: ψ : ângulo entre a normal à superfície e a normal aos planos cristalográficos;

ε : deformação;

εϕ,ψ : deformação na direção arbitrária definida por ϕ e ψ;

σϕ,ψ : componente da tensão na superfície, na direção arbitrária definida por ψ e ϕ;

σ1 e σ2: tensões principais no plano da amostra.

Figura 28 - Representação esquemática das tensões e deformações na análise de difração por raios-X (adaptado de SILVA, 2005 apud BENNING, 1989).

51

CAPÍTULO III

3 MATERIAIS E MÉTODOS

3.1 MATERIAIS

3.1.1 Metal de adição

Em todas as soldagens, o metal de adição utilizado correspondeu ao eletrodo

revestido básico AWS E7018, com 3,25 mm de diâmetro. Escolha definida pelo procedimento

de soldagem utilizado pela LUBNOR para o reparo de estruturas de aço ASTM A516 grau 60.

Segundo o fabricante o mesmo é recomendado para aplicações de uso geral de grande

responsabilidade, depositando metal de boa qualidade, podendo ser utilizado para a maioria

dos tipos de juntas. O referido eletrodo apresenta indicação especial para a soldagem de

estruturas rígidas, vasos de pressão e construções navais.

A operação com este tipo de eletrodo deve seguir a recomendação de soldar com

arcos curtos, pois a proteção pode ser menos eficiente para arcos de maior tensão.

O procedimento de manipulação dos eletrodos consistiu em ressecá-los em estufa

apropriada à 300°C por cerca de 2 horas e mantê-los em temperatura de 100 °C até a sua

retirada para utilização imediata. Tal procedimento visou evitar a absorção de umidade pelo

revestimento do eletrodo e assim eliminar um fator para o aumento do hidrogênio difusível no

Metal de Solda que é crítico para a soldagem do aço em questão e demais aços em geral.

Algumas propriedades mecânicas relacionadas para o Metal de Solda deste

eletrodo, segundo o fabricante, são:

• tensão limite de resistência mecânica: 530 à 590 MPa;

• alongamento percentual: 27 à 32%;

• tenacidade ao entalhe Charpy V à 29°C: 90 à 120 J.

Segundo o fabricante, o metal depositado por este eletrodo apresenta os seguintes

percentuais de elementos químicos principais: 0,07% de carbono; 0,5% de silício e 1,3% de

manganês.

52

3.1.2 Metal Base

O Metal Base utilizado neste trabalho foi o aço ASTM A 516 Grau 60, fornecido

sob a forma de chapas laminadas com espessura de 38 mm. Este material tem, sob esta forma,

grande aplicação como material estrutural para a indústria petrolífera, sendo intensamente

utilizado na fabricação de vasos de pressão, no processamento e armazenamento de produtos

derivados do petróleo. Apresenta como característica peculiar versatilidade quanto à

temperatura de serviço, que varia de -60°C à +500°C, aliado à sua boa tenacidade. Análises

realizadas pelo Centro de Pesquisas e Desenvolvimento Leopoldo Américo Miguez de Mello

(CENPES) da Petrobras apresentam a composição mostrada na Tabela 3 para o aço ASTM A

516 Grau 60.

Tabela 3 - Composição química em peso do aço ASTM A 516 Grau 60 (CENPES). C Mn Si P S Al

0,15% 0,94% 0,18% 0,016% 0,010% 0,023%

Ni Ti Nb Mo Cr 0,010% 0,01% <0,01% 0,010% 0,017%

3.1.3 Equipamentos

Como suporte às atividades desenvolvidas durante o trabalho de pesquisa, foram

utilizados diferentes equipamentos, listados em categorias a seguir:

• fonte eletrônica de soldagem;

• sistema de aquisição de dados;

• usinagem dos corpos de prova: plaina limadora, retificadora ferramenteira,

retificadora plana, retificadora universal e serra alternativa;

• preparação metalográfica: lixadeira metalográfica, politriz metalográfica e

cortadeira metalográfica;

• corrosão acelerada: retificador de tensão e célula eletroquímica;

• caracterização metalúrgica: microscópio ótico, microscópio estereoscópio com

cabeçote binocular e microscópio eletrônico de varredura (MEV);

• caracterização de propriedades mecânicas: microdurômetro Vickers,

difratômetro de raios X, máquina de ensaio de impacto Charpy;

53

• outros: conjunto oxiacetilênico, termômetro digital, estufa, dispositivo para

deslocamento retilíneo (tartaruga), máquina fotográfica digital, projetor ótico de perfis,

microcomputador e ferramentas manuais diversas.

Figura 29 - Equipamentos utilizados no trabalho de pesquisa.

54

3.2 METODOLOGIA

No o desenvolvimento do trabalho de pesquisa foram cumpridas doze etapas

específicas e consecutivas, qual etapa se estabelecia como suporte à etapa seguinte.

3.2.1 ETAPA I – Treinamento do soldador

Todas as soldagens foram executadas por um soldador, bolsista do Laboratório de

Engenharia de Soldagem (ENGESOLDA), nas próprias instalações na Universidade Federal

do Ceará (UFC), aproximando as condições experimentais das condições práticas e utilizando

para isto uma fonte de soldagem eletrônica. Os parâmetros de soldagem foram aplicados após

um treinamento do soldador, prática que constou da simples deposição de um cordão de solda

adotando uma corrente de soldagem de 130 A em chapas planas de aço ABNT 1020,

mantendo-se o arco elétrico numa tensão de trabalho uniforme. Repetidos ensaios foram

realizados usando ampla faixa de velocidades de soldagem para treinar o soldador a ser capaz

de reproduzir cordões de solda uniformes para diferentes níveis de energia de soldagem,

conforme os níveis de energia a serem adotados na aplicação da dupla camada.

Resulta-se a importância deste treinamento, pois o sucesso da técnica está

relacionado com a habilidade de execução das soldagens dentro das faixas de energias ideais

que proporcionem boas propriedades mecânicas finais da ZAC sem a aplicação de qualquer

tratamento térmico convencional.

3.2.2 ETAPA II – Usinagem dos corpos de prova

As usinagens dos corpos de prova foram realizadas nas instalações do Laboratório

de Máquinas Operatrizes (LMO) do Centro Federal de Educação Tecnológica do Ceará

(CEFET-Ce).

Uma vez que o Metal Base se trata de um material laminado, tal característica foi

relevante no planejamento da usinagem. Neta caso, para todos os corpos de prova, a direção

do eixo longitudinal (comprimento) coincidiu com a direção de laminação do material,

identificada por uma análise metalográfica (nital 2%). A geometria de todos os corpos de

prova foi baseada em recomendações da Unidade de Refino de Petróleo da PETROBRAS,

Lubrificantes do Nordeste - LUBNOR, através de informações colhidas em reuniões

preliminares e documentações fornecidas pelos técnicos da Unidade. Os corpos de prova (CP)

55

usinados foram confeccionados segundo as características geométricas descritas a seguir

(Figura 30):

• para o Teste de Higuchi: quatro CPs de 55 x 150 x 38 (mm);

• para ensaio de soldagem da dupla camada: quatro CPs de 55 x 200 x 38 (mm);

• para a soldagem das juntas: doze CPs de 55 x 300 x 38 (mm):

a. Junta em “Semi-V”: A= 38 mm; B=2 mm; D=35° ; E= 3 mm;

b. Junta em “K”: A= 38 mm; B= 2 mm; D=G=35°; E=3 mm; I=H= ½ A.

Figura 30 - Geometria dos corpos de prova. (a) Higuchi, (b) Dupla camada, (c-d) Chafrados.

3.2.3 ETAPA III – Realização da soldagem para o Teste de Higuchi

A aquisição dos sinais de tensão e de corrente, bem como o ajuste das velocidades

de soldagem, guiado pelo dispositivo de deslocamento retilíneo, possibilitaram a execução da

soldagem dentro dos parâmetros recomendados pela LUBNOR, conforme a especificação de

procedimento de soldagem EPS da Petrobras, apresentada no Apêndice I.

Nesta etapa, foram produzidos cordões com simples deposição, empregando

corrente de 130 A e tensão na faixa de 23 a 27 V, com diferentes velocidades de soldagem

para proporcionar os aportes térmicos desejados, segundo as condições impostas na EPS da

LUBNOR (Tabela 4).

56

Tabela 4 - Parâmetros de soldagem para o Teste de Higuchi. Ensaio Veloc. de soldagem

(cm/min) Energia de soldagem

(kJ/cm) 1 28 06 2 14 10 3 12 14 4 9 18

3.2.4 ETAPA IV – Amostragem para medição das microdurezas

Decorrida a etapa de soldagem para o Teste de Higuchi, cada corpo de prova

forneceu material para amostragem conforme o planejamento mostrado na Figura 31.

Observa-se que foi retirada uma amostra central, onde estão apresentadas as direções que

foram tomadas para as medidas de microdureza, que seguiram um afastamento aproximado de

30° para cada série de impressões, sendo uma das direções normal ao plano superior da

amostra (Figura 31.b). Estas medições foram realizadas no Laboratório de Caracterização de

Materiais da UFC (LACAM) utilizando um microdurômetro digital no qual os ensaios

percorreram transversalmente as regiões da solda, desde a ZF até o Metal Base, com um

afastamento entre impressões de 0,2 mm para uma carga de 100 g aplicada durante 15

segundos.

Figura 31 - Localização de retirada da amostra para o teste de Higuchi: a) Posicionamento transversal, b) Linhas de direção das medições de microdurezas.

Utilizando uma ocular com escala graduada no microscópio ótico foi possível

mediar as extensões correspondentes às zonas da solda (Figura 6) com uma incerteza de

medição de ±0,02 mm. Tais medições foram efetuadas nas quatro amostras do Teste, cada

qual soldada com uma energia diferente (6, 10, 14 e 18 kJ/cm) conforme o planejamento

mostrado na Tabela 4.

57

3.2.5 ETAPA V – Critérios de análise do Teste de Higuchi

Os perfis de microdurezas bem como os perfis das regiões microestruturais foram

tabuladas em diagramas e submetidos aos critérios do “Teste de Higuchi” representado nas

Equações 11e 12 e na Figura 32-a, que estabelecem relações entre as diferentes zonas de

dureza. Também foi proposto o aqui denominado “Teste de Higuchi Adaptado” (Figura 32-b),

que estabelece relações geométricas entre as extensões microestruturais, comparadas entre si

conforme a Equação 13 e a Equação 14.

Uma vez atendidos tais critérios, ficam estabelecidas as energias da primeira e da

segunda camada, considerando os melhores resultados nas propriedades mecânicas

(tenacidade e dureza) da ZAC da primeira camada para a junta soldada.

a) b)

Figura 32 - Esquema dos parâmetros de refino pela da técnica da dupla camada: a) Parâmetros do Teste de Higuchi Convencional, b) Parâmetros do Teste de Higuchi Adaptado.

• CRITÉRIO DA DUREZA

i. PZM2 > PZD1 (Eq. 18)

ii. PZD2 < R1 + P1 (Eq. 19)

• CRITÉRIO DA MICROESTRUTURA

iii. PZACGF2 > PZACGG1 (Eq. 20)

iv. PZACGG2 < ZF1 (Eq. 21)

R1: extensão do reforço da primeira camada;

P1: extensão da penetração da primeira camada;

ZF1: extensão da zona fundida da primeira camada;

PZD1: profundidade da zona dura da primeira camada;

58

PZD2: profundidade da zona dura da segunda camada;

PZM2: profundidade da zona macia da segunda camada;

PZACGF1: profundidade da ZAC_GF da primeira camada;

PZACGG1: profundidade da ZAC_GG da primeira camada;

PZACGG2: profundidade da ZAC_GG da segunda camada.

Os comportamentos de dureza e microestrutura foram traçados em um diagrama

denominado de diagrama de decisão, semelhante ao da Figura 33, construído conforme a

Tabela 5, a Tabela 6 e as Equações de 11 a 14. Os afastamentos (mm) correspondem às

diferenças entre os termos à esquerda e à direita de cada desigualdade. Tais diagramas são

uma de forma a oferecer uma visão ampliada sobre as relações entre energias de soldagem,

microestruturas e microdurezas para os corpos de prova soldados em diferentes condições,

possibilitando analisar as respostas aos critérios do Teste de Higuchi Convencional e

Adaptado para a uma melhor escolha das relações de energia que se adeqüem na soldagem da

dupla camada. Tais diagramas possibilitaram a seleção das energias impostas à primeira e

segunda camada, aplicadas sobre as faces das juntas, de forma a assegurar o atendimento das

condições microestruturais e de dureza. Nestes diagramas, valores positivos estão

relacionados com aprovação e os negativos com reprovação pelos critérios estabelecidos para

os Testes de Higuchi Convencional e Adaptado. Tais diagramas pretendem demonstrar o

comportamento do material para as combinações de energias de soldagem a evoluir

diferentemente quando se modifica a energia da segunda camada em relação à primeira, seja

qual for a energia da primeira camada dentre as selecionadas para o Teste de Higuchi.

Tabela 5 - Extensão das zonas de durezas (mm).

6 kJ/cm 10 kJ/cm 14 kJ/cm 18 kJ/cm

Reforço 1,7 2,3 3,0 3,4

Penetração 1,1 1,6 1,4 1,8

ZD 0,8 0,7 1,1 1,2

ZM 1,6 1,8 2,1 2,2

Tabela 6 - Extensão das zonas microestruturais (mm).

6 kJ/cm 10 kJ/cm 14 kJ/cm 18 kJ/cm

Reforço 1,7 2,3 3,0 3,4

Penetração 1,1 1,6 1,4 1,8

ZAC_GG 0,7 0,9 1,0 1,1

ZAC_GF 0,7 0,9 0,7 1,1

59

Figura 33 - Exemplificação da construção de um diagrama de decisão correspondente às tabelas de extensão das zonas da solda e os critérios do Teste de Higuchi.

3.2.6 ETAPA VI – Soldagem com a dupla camada em chapas planas

Os critérios do Teste de Higuchi proporcionaram a seleção dos parâmetros de

soldagem para aplicação na dupla camada. O ensaio da relação de energias consistiu em

aplicar sobre uma chapa plana do aço, uma solda com a técnica da dupla camada, obedecendo

as recomendações da EPS (Apêndice I) e utilizando os mesmos parâmetros do Teste de

Higuchi (Tabela 4) para as energias de 6 e 10 kJ/cm. Foram depositados sete cordões na

primeira camada, com uma sobreposição aproximada de 50%, e cinco cordões na segunda

camada com uma sobreposição também aproximadamente de 50%, conforme LANT et al

(2001).

Após a soldagem, a amostra foi retirada transversalmente à linha de solda das

camadas para medição dos perfis de durezas (

Figura 34).

Figura 34 - Desenho esquemático da amostra do ensaio de dupla camada.

segunda camada primeira camada corpo de prova (segmento)

60

3.2.7 ETAPA VII - Soldagem das juntas

Foram produzidas três juntas para cada tipo de chanfro, que basicamente

dividiram-se em três categorias conforme a Tabela 7. A soldagem foi executada com os

parâmetros da Tabela 8 para o enchimento das referidas juntas, atendendo as recomendações

da EPS da LUBNOR.

Tabela 7 - Planejamento de soldagem das juntas. Quantidade de

Juntas Geometria do corpo de prova

Chanfro K Semi V Tipo I: REF 01 01 Tipo II: TTPS 01 01

Tipo de

Amostra Tipo III: DC 01 01

• Tipo I – referência (REF), que foi soldada sem a aplicação de qualquer TTPS

ou dupla camada, sua finalidade é servir de base de comparação para os demais tipos;

• Tipo II – com TTPS (TTPS), que foi soldada com os mesmos parâmetros do

Tipo I, porém sofreu um tratamento térmico de alívio de tensões;

• Tipo III – com dupla camada (DC), que antes do enchimento teve as faces da

junta preparadas com a dupla camada, obedecendo às relações de energia adequadamente

definidas pelos critérios de Higuchi na etapa anterior.

Tabela 8 - Parâmetros de soldagem para o enchimento das juntas.

PASSES Diâmetro do eletrodo

(mm)

Tensão (V)

Corrente (A)

Veloc. de soldagem (cm/min)

Raiz 2,5 23 a 27 100 12

2º Passe 2,5 23 a 27 100 12

Enchimento 3,25 23 a 27 120 16

Acabamento 3,25 23 a 27 120 25

Durante a soldagem, cada junta foi firmemente fixada na bancada de soldagem

mostrada na Figura 35. Esta fixação promoveu uma elevada restrição, aproximando as

condições de soldagem experimentais daquelas que podem ocorrer no reparo por soldagem do

aço estrutural em uma situação em campo, justificando assim os cuidados na preparação e

execução durante o procedimento.

61

Figura 35 - Montagem da Bancada de soldagem com restrição, mostrando o dispositivo de deslocamento retilíneo com velocidade controlada, a forma de restrição e a preparação das faces da junta antes da soldagem.

Alternadamente a cada passe, as juntas com chanfro em K foram invertidas na

bancada para a soldagem no lado oposto, seguindo a seqüência de soldagem com alternância

de lados mostrada, na Figura 36, visando uma minimização das distorções e das tensões

residuais. Para as juntas com chanfro em semi V, este procedimento somente foi executado

durante o passe de raiz.

Figura 36 - Seqüência de soldagem adotada: a) Seqüência para Junta semi V, b) Seqüência para a Junta em K.

3.2.7.a Soldagem das juntas com a técnica da dupla camada

Com a técnica da dupla camada, foram soldadas as amostras do Tipo III. As faces

da junta foram preparadas com duas camadas de solda, depositadas conforme mostrado na

Figura 37 (as setas indicam a localização exata da dupla camada), na qual, para a face

chanfrada, a deposição iniciou-se pela extremidade de menor seção. Somente então foi

executada a união da junta com a execução do passe de raiz seguida do enchimento com os

parâmetros da Tabela 8.

62

Figura 37 - Soldagem com a dupla camada na junta em K (Tipo III): a) Detalhe da dupla camada aplicada nas faces da junta em K, b) Macrografia da junta com chanfro em semi V, c) Macrografia da junta com chanfro em K.

As energias de soldagem para dupla camada, aplicada nas faces das juntas, foram

selecionadas a partir de energias utilizadas no Teste de Higuchi, correspondendo à relação

entre a energia de soldagem de 06 kJ/cm para a primeira camada e de 10 kJ/cm para a

segunda camada (6/10). Os parâmetros de soldagem encontram-se na Tabela 4.

3.2.7.b Soldagem das juntas de referência e com TTPS.

Nesta etapa, foram soldados os corpos de prova do Tipo I e do Tipo II (Figura 38).

As faces da junta não receberam a dupla camada preliminar ao enchimento, sendo procedida a

união das partes com a execução do passe de raiz e posterior enchimento da junta com o

mesmo procedimento aplicado para o caso das juntas do Tipo III, seguindo as recomendações

da LUBNOR.

Figura 38 - Soldagem convencional em amostras do Tipo I: a) Preparação para a soldagem na bancada de soldagem. b) Macrografia da junta com chanfro em semi V. c) Macrografia da junta com chanfro em K.

3.2.8 ETAPA VIII - Tratamento térmico pós-soldagem das juntas

Para possibilitar a avaliação do efeito de um TTPS nas juntas soldadas sem a

técnica da dupla camada (amostras Tipo II), foi executado o procedimento padrão de TTPS da

LUBNOR e posterior medição das propriedades finais na região da solda. Este TTPS teve a

finalidade de promover o alívio de tensões, acompanhado da redução na dureza da ZAC, fator

crítico no que diz respeito à corrosão sob tensão (CST) para o aço ASTM A 516 Grau 60 nas

instalações petrolíferas. As amostras foram tratadas em um forno microcontrolado, em

ambiente não protegido por 90 minutos a uma temperatura de 610°C, sob uma taxa de

63

aquecimento/resfriamento de 130 °C/min, conforme o diagrama da Figura 39, respeitando as

recomendações da EPS. O referido tratamento é uma operação comumente executada nas

instalações da LUBNOR, quando do reparo de vasos de pressão, confeccionados com o aço

avaliado neste trabalho, por atendimento às normas de reparo, Nos casos em que há

impossibilidade de tratamento dentro de fornos são, utilizadas mantas térmicas e resistências

elétricas cujo aquecimento/resfriamento é controlado por dispositivos apropriados.

30,0

130,0

230,0

330,0

430,0

530,0

630,0

0,0 4,6 6,1 10,7 12,0T e m p o d e t r a t a m e n t o ( h )

Tem

peratura (°C

)

Figura 39 - Diagrama do ciclo térmico de TTPS aplicado às amostras soldadas Tipo II.

3.2.9 ETAPA IX - Amostragem para caracterização da solda

Para cada placa soldada, foram retiradas amostras conforme demonstrado na

Figura 40. Cada amostra foi identificada segundo a direção de soldagem pela codificação

alfanumérica mostrada em destaque na Tabela 9, que representa: o tipo de chanfro; o tipo da

amostra; a posição da amostra em relação à sua origem e a posição da amostra em relação à

espessura da chapa.

As amostras que se destinaram à caracterização metalúrgica, a averiguação da

microdureza e da tenacidade na região da ZAC foram inicialmente cortadas transversalmente

à linha de centro da junta com aproximadamente 11,5 x 11,5 mm2 de seção transversal para

posterior usinagem final com 10 x 10 mm2 (Charpy) seguindo a ordem de posição mostrada

na Figura 40. Adicionalmente, foram retiradas três amostras maiores com seção transversal de

55 x 38 mm2, com cerca de 700 g cada, destinadas às medições de tensões residuais. As

dimensões destas amostras foram limitadas pela capacidade máxima de 1000g do suporte de

amostras para múltiplos propósitos (MPSS) do difratômetro (Figura 41). A maior dimensão

destas amostras é justificada em função de um menor efeito pretendido de relaxação de

tensões devido ao corte, que desta forma viabilize uma caracterização mais representativa das

tensões residuais de toda a junta.

64

Figura 40 – Planejamento de corte das amostras ao longo da junta soldada. Tabela 9 - Codificação alfanumérica para nomenclatura das amostras dos corpos de prova soldados.

Tipo de Chanfro

Tipo da amostra

Posição ao longo da direção de soldagem

Posição na espessura

01 a 10 S: Superior Tipo I: REF

01 a 10 I: Inferior 01 a 10 S: Superior

Tipo II: TTPS 01 a 10 I: Inferior 01 a 10 S: Superior

Tipo III: DC 01 a 10 I: Inferior

Semi V

V

REF.TR TTPS.TR DC.TR

1 a 3 ------

01 a 10 S: Superior Tipo I: REF

01 a 10 I: Inferior 01 a 10 S: Superior

Tipo II: TTPS 01 a 10 I: Inferior 01 a 10 S: Superior

Tipo III: DC 01 a 10 I: Inferior

Chanfro em K

K

REF.TR TTPS.TR DC.TR

1 a 3 -------

Nesta tabela os códigos REF, TTPS e DC referem-se respectivamente a amostras

na condição de referência, tratadas termicamente após a soldagem e com a dupla camada

65

destinadas a caracterização metalúrgica, tenacidade e medição de microdurezas. De forma

equivalente, os códigos REF.TR, TTPS.TR e DC.TR referem-se respectivamente a amostras

de referência, com tratamento térmico pós-soldagem e com dupla camada, destinadas à

medição de tensões residuais. As numerações indicam a posição ao longo da linha de solda.

Figura 41 - Difratômetro de raios X com detalhe do MPSS.

3.2.10 ETAPA X - Medição da tenacidade da junta

As tenacidades das juntas, para os diferentes tipos de amostras, foram obtidas por

meio de ensaio de impacto Charpy V. Os corpos de prova das amostras, provenientes das

juntas com os dois tipos de chanfros, foram confeccionados com o entalhe usinado na região

de grãos grossos da ZAC, no lado da face reta do chanfro e paralelo à direção de soldagem

(Figura 42) revelada com o reagente Nital (5%). Decisão motivada pela condição crítica para

o ensaio, uma vez que a ZAC apresenta uma microestrutura susceptível ao desenvolvimento

de trincas e a sua dureza elevada contribui com a fragilização do material na região da junta.

Figura 42. Detalhe da localização do entalhe na ZAC-GG.

Tubo de raios X

Coletor

Amostra MPSS

66

Os ensaios foram realizados no Laboratório de Ensaios de Materiais (LEM) do

CEFET-Ce. Preliminar à realização dos ensaios foi verificado o nivelamento do equipamento

de ensaio Charpy V, o alinhamento do pêndulo, bem como as perdas por atrito no

deslocamento. A temperatura das amostras durante o ensaio foi de 24°C para todos os lotes,

correspondente à temperatura ambiente local. Após a realização dos ensaios, as amostras

rompidas foram submetidas à fotografia ótica e eletrônica, quantificação e caracterização das

fraturas no que diz respeito à topografia da região rompida. Os valores registrados de

tenacidade foram tabulados para associação com outras informações colhidas para as

amostras. Demais resultados como presença de descontinuidade abaixo do entalhe, amostras

não rompidas, também compunham qualitativamente o ensaio.

3.2.11 ETAPA XI - Medição das tensões residuais de soldagem

Para a medição das tensões residuais, procurou-se retirar amostras com as maiores

dimensões possíveis, pois o corte por si só já atenuaria o nível das tensões, uma vez que reduz

a restrição à qual a junta está submetida. Os corpos de prova foram cortados em uma

retificadora ferramenteira, adaptada por meio de disco metalográfico e intensa refrigeração

forçada.

A preparação superficial foi realizada através de um ataque corrosivo acelerado na

região de interesse, numa faixa de aproximadamente 55 mm que percorre desde o Metal Base

de um lado do chanfro até o Metal Base do outro lado na mesma superfície. Este

procedimento de preparação da superfície de medição foi necessário para evitar a remoção

mecânica e indução de tensões externas na região de interesse, o que acarretaria erros na

avaliação das tensões residuais induzidas pela soldagem.

A célula eletrolítica usada nesta preparação (Figura 43) é composta de uma cuba

inerte ao ácido, de um cátodo de aço inoxidável com área correspondente à região de ataque e

de uma solução eletrolítica à base de HCl com concentração de 10% diluído em água

destilada. Foram utilizadas as instalações e os equipamentos do Laboratório de Eletroquímica

da UFC para a preparação com os parâmetros de ataque corrosivo conseguidos por

experimentação, até que se chegou aos valores da Tabela 10 para aplicação nas demais

amostras. Durante este procedimento, observou-se a necessidade de paradas intermediárias

para uma limpeza e equilíbrio da temperatura da amostra com a temperatura ambiente, uma

vez que esta se aquecia levemente pelo calor gerado na superfície de ataque.

67

Tabela 10 - Parâmetros do ataque corrosivo.

Tensão (V)

Corrente (A/amostra)

Densidade de corrente (A/cm2)

Tempo (min)

Cátodo Espessura retirada

(mm)

5,0

6,0

0,25

90

aço inox

0,4

Amostra

~5 mm a) b)

c) d) Figura 43 - Ataque eletrolítico acelerado: a) detalhe da célula eletrolítica, b) ataque eletrolítico executado em duas amostras simultaneamente, c) superfície da amostra antes do ataque eletrolítico, d) superfície da amostra após o ataque eletrolítico acelerado.

Tão logo preparadas, as amostras foram submetidas à medição das tensões

residuais em um difratômetro de raios X, mantendo-se a orientação de incidência do feixe

paralela ao eixo longitudinal da amostra na sua superfície para todas as amostras. Foram

verificados sete pontos alinhados nesta superfície: um ponto central e os demais em posições

simetricamente eqüidistantes, afastadas de seus vizinhos aproximadamente 7,0 mm para a

observação da simetria nas tensões internas da junta. Cada ponto de análise foi precisamente

focado com o uso de dispositivos adequados do próprio difratômetro. A medição da tensão

residual para as diferentes amostras seguiu os parâmetros configurados no programa gerado

no próprio equipamento cujos valores encontram-se na Tabela 11.

Tabela 11 - Parâmetros do ensaio de medição de tensões residuais por difração de raios X. Tensão (kV)

Corrente (mA) ΨΨΨΨ

35 55 0° 20,7° 30° 37,76° 45° 52,24° 60°

68

3.2.12 ETAPA XII – Caracterização metalúrgica e medição de dureza

As amostras, conforme o planejamento demonstrado pela Figura 40, foram

preparadas para caracterização metalúrgica e observadas por meio de microscopia ótica e

eletrônica. A preparação de todas as amostras se deu por meio de lixamento e polimento

metalográfico convencional com ataque químico promovido por imersão a frio, sem agitação

em Nital à 2% de concentração. A região foco da observação e medição de microdurezas para

análises foi a ZAC_GG (setas), correspondente à região da face reta da junta para todos os

tipos de amostras conforme, demonstrado na Figura 44.

a) b) Figura 44 - Macrografias de amostras para caracterização metalúrgica e medição de microdurezas: a) Amostra sem a dupla camada. b) Amostra com a dupla camada.

69

CAPÍTULO IV

4 RESULTADOS E DISCUSSÕES

4.1 METAL BASE

A verificação microestrutural no Metal Base (MB) na condição como recebido

revelou a presença de faixas alongadas, que indicam uma segregação preferencial da perlita

ao longo do material, e que a microestrutura presente no MB é composta basicamente de

ferrita e perlita em menor intensidade. A Figura 45 ilustra um detalhe da microestrutura do

material na condição como recebido. A microdureza média registrada para o material nesta

condição alcançou um valor de 155 HV.

Figura 45 - Microestrutura do aço ASTM A 516 Grau 60 na condição “como recebido”.

A Figura 46 mostra que a microdureza para o material ASTM A 516 Grau 60,

soldado com o eletrodo AWS E7018, revelou que a ZAC junto à LF (Zona Dura - ZD),

registrou os maiores valores de dureza chegando a 262 HV, enquanto as demais regiões na

direção do MB apresentam durezas sempre inferiores, contudo permanecendo altas na zona

afetada pelo calor com granulação grosseira (ZAC_GG).

a) b)

262

257

243

239

247

260

241

238 Figura 46 - Microestrutura do aço ASTM A 516 Grau 60: a) Macro-regiões da solda, b) ZAC_GG e durezas correspondentes.

MS

ZAC-GG

70

Os valores de microdureza demonstram que a ZAC junto à LF (Figura 46-b),

apresenta altos valores de dureza, alcançando desde 220 HV até 262 HV, devido à formação

localizada de martensita não revenida e bainita, originadas a partir de grãos austeníticos de

tamanho grosseiro e formadas devido à elevada velocidade de resfriamento nesta região.

4.2 TESTE DE HIGUCHI

A Figura 47 ilustra os perfis de microdureza para as energias 6, 10, 14 e 18 kJ/cm.

Pode-se observar, por meio destes diagramas, que a dureza tende a reduzir a medida que se

afasta da LF, sem que haja qualquer tendência à formação de uma segunda zona endurecida,

definindo a Zona Macia. Esta segunda zona endurecida estaria relacionada ao Metal Base

temperado e foi observada, por exemplo, por AGUIAR (2001) em pesquisas com aços ABNT

4140 soldados com a técnica da dupla camada sem tratamento térmico posterior. A ausência

desta segunda zona endurecida pode ser associada ao baixo teor de carbono do material e sua

temperabilidade, o que contribui à aplicação ao qual este aço se destina, pois o mesmo será

reparado por soldagem.

a)

Perfis de Microdureza para 06 kJ/cm

140

160

180

200

220

240

260

280

0 1 2 3 4 5 6 7 8 9

Distância da Linha de Fusão (mm)

Microdureza (HV)

Zona Macia Zona Dura

b)


140

160

180

200

220

240

260

280

0 1 2 3 4 5 6 7 8 9


Microdureza (HV)


c)


140

160

180

200

220

240

260

280

0 1 2 3 4 5 6 7 8 9


Microdureza (HV)


d)


140

160

180

200

220

240

260

280

0 1 2 3 4 5 6 7 8 9


Microdureza (HV)


Figura 47 - Perfis de microdureza para o aço ASTM A 516 Grau 60. a) 06 kJ/cm b) 10 kJ/cm c) 14 kJ/cm e d) 18 kJ/cm.

71

Conforme os diagramas da Figura 47 e observando os limites dos 220 HV,

estabelecido neste trabalho como sendo o limite inferior para a Zona Dura, correspondente

àqueles 10% abaixo da dureza máxima para prevenir a corrosão sob tensão nos aços (248 HV)

(NACE, 1990), e o limite de 180 HV, definido neste trabalho como sendo o limite superior

para a Zona Macia, correspondentes àquele 15% acima da dureza do Metal Base até o limite

inferior para a Zona Dura. Desta forma são estabelecidas as extensões para as regiões

endurecidas e macias mostradas na Tabela 12. A tabela ainda apresenta os perfis geométricos

de microestrutura medidos diretamente nas amostras do Teste de Higuchi com o auxílio de

um microscópio ótico com uma ocular graduada (incerteza da ocular graduada de ± 0,02 mm).

Tabela 12 – Extensões geométricas das zonas da solda para a dureza e para a microestrutura.

Zonas de dureza (mm) Zonas microestruturais (mm)

Energia (kJ/cm) 6 10 14 18 Energia (kJ/cm) 6 10 14 18

Reforço 1,5 2,1 2,8 3,4 Reforço 1,5 2,1 2,8 3,4

Penetração 1,1 1,7 1,9 1,7 Penetração 1,1 1,7 1,9 1,7

ZD 1,0 1,0 0,8 1,0 ZAC_GG 0,5 0,8 0,8 0,9

ZM 5,4 3,5 3,0 2,4 ZAC_GF 1,0 0,8 0,6 1,0

Para os diferentes níveis de energia de soldagem aplicados no Teste de Higuchi,

observa-se que o aumento do aporte térmico tende a reduzir a dureza média na ZAC junto à

LF, fato que pode estar associado à possibilidade de maior quantidade de austenita retida e a

maior permanência desta região em uma temperatura elevada, o que implica na redução da

velocidade de resfriamento (Vr), promovendo a formação de estrutura mais macia na

ZAC_GG. Também ocorreu uma redução na extensão da zona macia com o aumento da

energia de soldagem.

Outro fator observado é que as diferentes energias de soldagem aplicadas não

foram capazes de modificar significativamente a extensão da ZD para os corpos de prova

ensaiados, estabelecida neste trabalho como aquela que apresenta dureza mínima de 220 HV.

Conforme os valores tabulados na Tabela 12, foi possível construir os diagramas

de Higuchi Convencional (baseado na dureza) e Higuchi Adaptado, que utiliza dados

dimensionais das extensões microestruturais estabelecidas, (Figura 48). Estes diagramas

demonstram a afirmação anterior de que a extensão ZD não foi significativamente afetada

pela mudança de energia de soldagem e que o uso de energias maiores tende a reduzir a região

definida como zona macia (ZM), o que mostra que uma energia mais elevada na segunda

72

camada não seria capaz de sobrepor a sua zona macia na zona dura da primeira camada,

obtida com uma energia mais baixa. Desta forma, para as energias de soldagem mais altas,

maiores as dificuldades de se obter resultados satisfatórios para a dureza e para a

microestrutura. AGUIAR (2001) citando NINO et al (1995) recomenda que a energia da

segunda camada pode ser até duas vezes maior que a energia da primeira camada, e cita ainda

que a melhor performance da técnica da dupla-camada pode ser alcançada quando se emprega

baixo aporte térmico na primeira camada, com a energia da segunda camada igual a energia

primeira da camada (1/1) ou com a energia da segunda camada o dobro da energia primeira da

camada (1/2) para o caso do aço ABNT 4140.

a)

Diagrama de Higuchi - Critério da Dureza

-7

-5

-3

-1

1

3

5

6 10 14 18

Energia de Soldagem (kJ/cm)

Extensão das zonas (mm) ZM

ZD

Reforço

Penetração

b)

Diagrama de Higuchi - Critério da Microestrutura

-7

-5

-3

-1

1

3

5

6 10 14 18

Energia de Soldagem (kJ/cm)

Extensão das zonas (mm) ZAC_GF

ZAC_GG

Reforço

Penetração

Figura 48 - a) Diagrama de Higuchi Convencional, b) Diagrama de Higuchi Adaptado.

73

A aplicação do Teste de Higuchi para a definição da relação entre as energias da

primeira e da segunda camada, obedecendo os critérios de dureza e de microestrutura, foi

realizado com o auxílio dos diagramas de decisão apresentados nas Figura 49 a Figura 52.

Basicamente, pode-se interpretar, em cada diagrama, que os afastamentos

positivos indicam que o critério foi satisfeito no Teste de Higuchi. Tais diagramas

proporcionaram dezesseis possíveis combinações de energia de soldagem, agrupadas em

quatro casos distintos.

• Caso I: conforme se observa na Figura 49, com uma energia de 06 kJ/cm na

primeira camada a aplicação de uma segunda camada com 10 kJ/cm apresentará o melhor

resultado, pois esta combinação (6/10) acarreta em afastamentos positivos para todos os

critérios de Teste de Higuchi. Tal fato está associado à capacidade que a energia de 10 kJ/cm

apresenta em produzir um refinamento e um revenimento superior ao que a energia de 6

kJ/cm teria sobre a primeira camada com 6 kJ/cm, condição não observada em qualquer outra

combinação dentro deste grupo de possibilidade de energias de soldagem.

Critérios de Higuchi para a dureza e microestrutura

primeira camada com 06 kJ/cm

-4-3,5-3

-2,5-2

-1,5-1

-0,50

0,51

1,52

2,53

3,54

6 10 14 18

Energias de soldagem (kJ/cm)

Afastamentos (mm)

Figura 49 - Diagramas de decisão para a dupla camada com 6 kJ/cm na primeira camada.

Analisando as combinações de energias de 6/14 e 6/18, pode-se afirmar também

que as energias de 14 e de 18 kJ/cm impostas na segunda camada também resultam em

condição de dureza e de microestrutura que são aprovadas pelos critérios de Teste de Higuchi

74

convencional (dureza) e adaptado (microestrutura). Todavia, a combinação 6/10 (com 10

kJ/cm na segunda camada) proporciona o maior afastamento na condição estabelecida na

Equação 11 (PZM2 > PZD1), indicando uma maior capacidade da Zona Macia da segunda

camada revenir a Zona Dura da primeira camada nesta relação de energias de soldagem.

• Caso II: a Figura 50 mostra o comportamento do material quando aplicado 10

kJ/cm como energia da primeira camada. Por esta figura, verifica-se que a energia de 10

kJ/cm imposta na primeira camada combinada com todos os valores explorados na segunda

camada resulta na aceitação nos critérios de dureza, e rejeição em um critério de

microestrutura que estabelece que PZACGF2 > PZACGF1.

Este resultado significa que apesar das combinações de energia, que adotam 10

kJ/cm na primeira camada, acarretarem um revenimento satisfatório das zonas duras, não há

um refinamento de grãos adequado da primeira camada, o que pode reduzir o desempenho da

junta soldada com a técnica da dupla camada.



-4-3,5-3

-2,5-2

-1,5-1

-0,50

0,51

1,52

2,53

3,54

6 10 14 18


Afastamentos (mm)


• Caso III: o terceiro caso, mostrado na Figura 51, demonstra o comportamento

do material quando aplicado 14 kJ/cm como energia de soldagem da primeira camada. Estes

resultados indicam que a aplicação de 14 kJ/cm na primeira camada, assim como no Caso II,

com 10 kJ/cm, também provoca a rejeição por um critério de microestrutura. No entanto,

ocorre ainda o não atendimento de um dos critérios de dureza a partir das energias de 14 e de

75

18 kJ/cm na segunda camada. Conforme a Figura 51 demonstra, estabiliza-se a condição da

zona fundida da primeira camada englobar toda a Zona Dura da segunda (PZD2 < R1+P1).



-4-3,5-3

-2,5-2

-1,5-1

-0,50

0,51

1,52

2,53

3,54

6 10 14 18


Afastamentos (mm)


• Caso IV: um quarto caso é mostrado na Figura 52, cujo comportamento do

material é avaliado quando aplicado 18 kJ/cm como energia da primeira camada.



-4-3,5-3

-2,5-2

-1,5-1

-0,50

0,51

1,52

2,53

3,54

6 10 14 18


Afastamentos (mm)


76

Verifica-se, através do diagrama da Figura 52, que os resultados praticamente são

idênticos aos obtidos no Caso III, ou seja, há rejeição tanto no critério da dureza quanto no

critério da microestrutura para maiores energias aplicadas na segunda camada. O diagrama

também demonstra que é inviável aplicar na segunda camada uma energia inferior (<18

kJ/cm) e mesmo com a segunda camada com 18 kJ/cm não seria produzido um revenimento e

nem um refinamento completo da ZAC_GG, pois perde-se a capacidade de revenir e refinar a

ZAC_GG da primeira camada (PZACGF2 < PZACGG1).

De uma forma geral, os diagramas de decisão mostram que o uso de uma energia

de soldagem mais elevada na primeira camada e/ou na segunda camada tende a aumentar o

nível de reprovação (afastamentos negativos) da solda no critério da microestrutura, bem

como no critério da dureza. Observa-se também, pelos diagramas, que com o aumento da

energia aplicada na deposição da segunda camada, que há uma perda gradual da capacidade

de refinar e/ou revenir a ZAC_GG referente à primeira camada.

Os resultados do Teste de Higuchi avaliados pelos diagramas de decisão levam a

crer que, para as condições do experimento, a melhor relação de energia para soldar este

material nesta espessura é a relação 6/10, muito embora outras relações possam ser também

avaliadas. Neste caso, considerando os quatro casos analisados, pode-se afirmar que a

primeira camada deve ser aplicada com uma energia baixa, na faixa dos 6 kJ/cm, mas a

segunda camada poderá ser realizada com uma faixa maior (6, 10 ou 14 kJ/cm). Este fato

possibilita a aplicação da dupla camada em campo, devido a dificuldade de se manter a

energia de soldagem controlada no processo de soldagem manual (eletrodo revestido).

4.3 ANÁLISE DO PERFIL DE DUREZAS DA DUPLA CAMADA

A Figura 53 mostra os perfis de microdureza medidos a partir da linha de fusão

(LF) no corpo de prova ensaiado com 6 kJ/cm na primeira camada e 10 kJ/cm na segunda

camada. Este ensaio objetivou a verificação dos resultados produzidos pela relação de

soldagem 6/10 sobre uma chapa plana do aço ASTM A 516 grau 60. Observa-se que o perfil,

junto à LF, demonstra o revenimento promovido pela dupla camada naquela região, uma vez

que a dureza local não atingiu picos semelhantes aos correspondentes na zona dura, verificada

nas amostras do Teste de Higuchi (Figura 47), estabelecendo a dureza da região na faixa da

Zona Macia (180 a 220 HV) considerada para este trabalho.

77

Perfil de Microdurezas dupla camada com

a relação de energias 06/10

140

160

180

200

220

240

260

280

300

0 0,8 1,6 2,4 3,2 4

Distância à Linha de Fusão (mm)

Microdurezas (HV)

Zona macia Zona dura

Linha de fusão da primeira camada

Figura 53 - Perfil de microdurezas da dupla camada com o uso da relação de energias de soldagem 6/10 em uma superfície plana (amostra).

A verificação da sobreposição das ZAC confirmou, através dos perfis de

microdureza, que a relação 6/10 apresentou uma tendência à estabilização precoce na dureza

da Zona Macia (abaixo dos 220 HV), praticamente sem produzir extensão alguma de Zona

Dura. Isto demonstra o efeito eficaz do revenimento ocorrido devido à energia de soldagem da

segunda camada sobre a primeira na relação 6/10, prevista no diagrama de decisão da Figura

49. O refinamento e o revenimento observado na ZAC da primeira camada se devem parte ao

passe lateral nesta mesma camada que, com uma sobreposição aproximada de 50%, alcançou

sobre a ZAC_GG do passe anterior a sua ZAC_GF, conforme a Figura 18. Adicionalmente

houve a sobreposição da ZAC_GF da segunda camada sobre a região da ZAC_GG da

primeira camada, atendendo aos critérios definidos pela técnica da dupla camada que, por sua

vez, diminuíram a possibilidade de uma Zona Dura a partir da formação de martensita dura

não revenida na região.

78

4.4 ANÁLISE DA MICRODUREZA NAS JUNTAS SOLDADAS

A Figura 54, demonstra que as amostras soldadas com o procedimento

convencional, sem qualquer TTPS ou mesmo sem a dupla camada (Tipo I) apresentaram, em

geral, maior dureza junto a linha de fusão, com uma significativa extensão de zona dura,

principalmente para as amostras provenientes da junta com chanfro em semi V.

Junta de Referência com chanfro em Semi-V

Perfil de microdurezas para amostras inferiores e superiores

120

140

160

180

200

220

240

260

280

0,0 0,6 1,2 1,8 2,4 3,0

Distância à Linha de Fusão (mm)

Microdurezas (HV)

Semi V REF Inf. 04

Semi V REF Inf. 07

Semi V REF Sup. 04

Semi V REF Sup. 07

Junta de Referência com chanfro em K


120

140

160

180

200

220

240

260

280

0,0 0,6 1,2 1,8 2,4 3,0Distância à Linha de Fusão (mm)

Microdurezas (HV)

Chanfro K REF Inf. 04

Chanfro K REF Inf. 07

Chanfro K REF Sup. 04

Chanfro K REF Sup. 07

a) b)

Figura 54 - Perfis de microdureza para as amostras de referência – Tipo I. a) Junta com chanfro Semi V, b) Junta com chanfro em K.

Junta com TTPS com chanfro em Semi-V


120

140

160

180

200

220

240

260

280


Microdurezas (HV)

Semi V TTPS Inf. 4

Semi V TTPS Inf. 7

Semi V TTPS Sup. 04

Semi V TTPS Sup. 07

Junta com TTPS de chanfro em K


120

140

160

180

200

220

240

260

280


Microdurezas (HV)

Chanfro K TTPS Inf. 04

Chanfro K TTPS Inf. 07

Chanfro K TTPS Sup. 04

Chanfro K TTPS Sup. 07

a) b)

Figura 55 - Perfis de microdureza para as amostras com TTPS – Tipo II. a) Junta com chanfro Semi V, b) Junta com chanfro em K com TTPS.

79

A análise dos resultados de microdureza mostrados na Figura 55, demonstra que o

TTPS é um procedimento eficiente no que diz respeito à atenuação da dureza do material na

ZAC_GG, reduzindo a zona dura e baixando a dureza para valores mais seguros. Foi

observado, nas amostras superiores e inferiores, que a dureza apresentou valores baixos, desde

o metal de solda, quando comparados à condição de referência (REF) Figura 54. O TTPS

uniformizou e reduziu as microdurezas em todas as regiões do material para as amostras

verificadas.

Considerando os resultados dos perfis das amostras de referência (Figura 54), das

amostras com TTPS (Figura 55) e das amostras soldadas com a técnica da dupla camada

(Figura 56), foi observada uma pequena redução sobre a dureza do material na ZAC, a partir

da linha de fusão da primeira camada para as amostras soldadas com a técnica da dupla

camada (Tipo III), quando comparadas às amostras da junta de referência (Tipo I), mas

superiores aos valores obtidos nas amostras com TTPS (Tipo II). Observa-se que o tipo de

chanfro tem efeito significativo sobre a dureza na ZAC, e este fato vem demonstrar que a

energia de soldagem da segunda camada sobre a primeira, atua sobre a ZAC_GG, já

estabelecida pela primeira camada, produzindo fluxos de calor motivados diferenciados pela

geometria da junta, estabelecendo uma redução na dureza e ajudando aos processos

difusionais tão necessários para evitar as trincas no Metal de Solda e na ZAC.

Junta com Dupla Camada com chanfro em Semi-V


120

140

160

180

200

220

240

260

280


Microdurezas (HV)

Semi V DC Inf. 04

Semi V DC Inf. 08

Semi V DC Sup. 04

Semi V DC Sup. 08

Junta com Dupla Camada com chanfro em K


120

140

160

180

200

220

240

260

280


Microdurezas (HV)

Chanfro K DC Inf. 04

Chanfro K DC Inf. 08

Chanfro K DC Sup. 04

Chanfro K DC Sup. 08

b)

Figura 56 - Perfis de microdureza para as amostras com dupla camada – Tipo III. a) Junta com chanfro Semi V, b) Junta com chanfro em K com TTPS.

80

4.5 ANÁLISE DAS TENSÕES RESIDUAIS DEVIDO A SOLDAGEM

Os resultados de medição de tensões residuais são mostrados em digramas que

representam de forma sobreposta os perfis para cada tipo de chanfro nas três condições das

amostras:a de referência (REF); a com TTPS (TTPS) e a com dupla camada (DC). Os

diagramas da Figura 57, para as juntas com chanfro em semi V e os da Figura 58, para as

juntas com chanfro em K.

Observam-se nas figuras, que as distribuições de tensões residuais atingiram picos

de tensão (trativas ou compressivas) diferenciados principalmente em relação ao tipo da

amostra e a localização do ponto analisado em relação à linha de centro da solda. Estima-se

que os padrões de distribuição de tensões obtidos na superfície da chapa tenham sido

influenciados significantemente pela complexidade do depósito de solda, em que cada

deposição, durante o enchimento, impôs um nível de tensões residuais à junta, de forma tal na

superfície a tensão residual correspondeu à composição de todas as tensões induzidas durante

o enchimento, por se tratar de soldagem com múltiplos passes, uma vez que tais perfis

apresentaram uma notória assimetria que difere daqueles esperados para uma superfície plana,

soldada com um único passe (Figura 5).

Com a aplicação da técnica da dupla camada, foram registrados picos de tensões

trativas que chegaram a valores da ordem dos 150 MPa no Metal de Solda e 100 MPa em

pontos afastados do Metal de Solda, o que pode ter contribuir favoravelmente sobre o

mecanismo de formação de trincas de ação corrosiva. Os picos de tensões compressivas

chegaram a valores máximos 260 MPa medidos no Metal de Solda que não são críticos para

falhas por meio de trincas mas que devem ser melhor avaliados, pois comprometem a

integridade da estrutura no que diz respeito à possíveis distorções.

Quanto ao procedimento convencional de soldagem com aplicação do TTPS, os

diagramas da Figura 57 e da Figura 58 demonstram ser, estes tratamentos, extremamente

eficientes no que diz respeito à redução das tensões trativas e compressivas residuais, ao

longo da junta, para os dois diferentes tipos chanfros, fato devido principalmente à relaxação

do material pela redução da sua tensão de escoamento no tempo de permanência na

temperatura de tratamento térmico (610°C por 1,5h).

81

a)

Chapa de 38 mm - Junta Semi V - Amostras da posição 1

-250

-200

-150

-100

-50

0

50

100

150

200

250

21 mm 14 7 0 7 14 21 mm

Margem do MS da

dupla camada

Tensão Residual (Mpa)

V.REF.TR.1 V.TTPS.TR.1 V.DC.TR.1

FACE

CHANFRADA

FACE RETA

b)


-250

-200

-150

-100

-50

0

50

100

150

200

250

21 mm 14 7 0 7 14 21 mm



FACE

CHANFRADAFACE RETA

Margem do MS da

dupla camada

c)


-250

-200

-150

-100

-50

0

50

100

150

200

250

21 mm 14 7 0 7 14 21 mm



FACE

CHANFRADA FACE RETA

Margem do MS da

dupla camada

Figura 57 - Distribuição das tensões residuais nas amostras de 38 mm com chanfro em Semi V: a) Amostras da posição 1, b) Amostras da posição 2, c) Amostras da posição 3.

82

a)

Chapa de 38 mm - Junta em K - Amostras da posição 1

-300

-250

-200

-150

-100

-50

0

50

100

150

200

250

21 mm 14 7 0 7 14 21 mm


K.REF.TR.1 K.TTPS.TR.1 K.DC.TR.1

FACE

CHANFRADAFACE RETA

Margem do MS da

dupla camada

b)


-300

-250

-200

-150

-100

-50

0

50

100

150

200

250

21 mm 14 7 0 7 14 21 mm



FACE

CHANFRADAFACE RETA

Margem do MS da

dupla camada

c)


-300

-250

-200

-150

-100

-50

0

50

100

150

200

250

21 mm 14 7 0 7 14 21 mm



FACE

CHANFRADAFACE RETA

Margem do MS da

dupla camada

Figura 58 - Distribuição das tensões residuais nas amostras da junta com chanfro em K: a) Amostras da posição 1, b) Amostras da posição 2, c) Amostras da posição 3.

83

Observou-se que o uso da técnica convencional de soldagem sem TTPS (Tipo I)

aplicada nas juntas semi V (Figura 57) promove igualmente perfis de tensões residuais que

apresentam a tendência de produzir efeitos negativos sobre o material soldado uma vez que

foram medidas elevadas tensões residuais em pontos distintos ao longo da linha centro da

solda. Foram também registrados valores elevados de tensões residuais para as juntas sem

TTPS em K (Figura 58) quando comparados a juntas com TTPS, todavia não foram

constatadas, pelos perfis de tensões, diferenças significantes entre as juntas com a dupla

camada (Tipo III) e as de referência (Tipo I) no sentido da redução das tensões residuais.

Os máximos valores de tensões trativas ou compressivas registrados nas amostras

de referência apresentados nos diagramas da Figura 57 e da Figura 58, demonstram que as

maiores solicitações devidos às tensões residuais chegaram a valores máximos de +125 MPa

no Metal Base e -240 MPa no Metal de Solda, para a juntas semi V, enquanto na junta em K,

tais níveis atingiram valores de +244 MPa e -280 MPa no Metal de Solda.

Com a aplicação da técnica da dupla camada, em substituição aos TTPS, foram

alcançados níveis de tensões que, para as duas condições de geometria de junta produziram

resultados que levantam indícios que:

• para as amostras soldadas com a dupla camada há uma tendência de simetria

das tensões em torno do ponto central no cordão, porém para a junta em K (Figura 58) há um

desvio para maiores tensões trativas observadas no lado da face chanfrada, partindo do Metal

de Solda até o Metal Base e maiores tensões compressivas no lado da face reta no Metal de

Solda. Já nas amostras das juntas com chanfro em semi V (Figura 57), é observado que as

tensões compressivas maiores se concentraram no lado da face chanfrada junto ao Metal de

Solda enquanto tensões trativas de alta intensidade ocorreram na amostra V.DC.TR.3 (Figura

57) , no lado da face reta junto ao Metal de Solda e no Metal Base;

• a dupla camada não alcançou a redução das tensões residuais como o TTPS

promoveu. Observam-se que, em algumas, amostras as tensões residuais chegaram a superar

os valores das tensões trativas ou compressivas das amostras de referência em pontos

localizados em posições equivalentes;

84

4.6 ANÁLISE DA TENACIDADE

No decorrer do ensaio, algumas amostras não romperam totalmente (Figura 59),

das quais a maioria correspondia ao Tipo II. Também pôde ser constatado baixa absorção de

energias de impacto para algumas amostras, fato associado com a presença de

descontinuidades na região fraturada tais como a escória logo abaixo do entalhe (Figura 60).

Outro fenômeno observado foi o desvio do caminho esperado da superfície de fratura

tendendo para o lado do Metal Base, provocando um aumento da área da fratura e,

conseqüentemente, absorvendo mais energia até a ruptura. A análise metalográfica mostrou

que este desvio migrou em direção ao Metal Base. Tais resultados foram desconsiderados na

análise qualitativa da tenacidade da junta, para uma maior confiabilidade.

De uma forma geral as fraturas apresentaram aspecto morfológico misto na

superfície, conforme pode ser observado na Figura 61, Figura 62 e Figura 63. Fazendo-se o

uso de microscopia eletrônica percebe-se a presença de inclusões alongadas nas superfícies

fraturadas. Estas inclusões foram detectadas em todas as regiões da fratura desde a linha do

entalhe. Observou-se também pelas macrografias, a ocorrência de deformação lateral

principalmente nas amostras do Tipo II (Figura 62), que foram as que registraram os maiores

valores de energias absorvidas, na faixa dos 110 J para as amostras da junta com chanfro em

K e 120 J para as amostras da junta com chanfro em semi V.

Os aspectos morfológicos mistos das fraturas puderam ser facilmente

identificados por diferenças sutis tais como: uma região de aspecto aqui chamado de “fibroso-

acinzentado”, correspondente à região com fratura dúctil, presente desde o entalhe até regiões

mais inferiores; uma região “brilhante”, correspondente à fratura frágil, de aspecto facetado,

geralmente centralizada na superfície de fratura, e uma região mais escurecida com

localização normalmente oposta ao entalhe, que corresponde à ruptura por cisalhamento de

planos. Tais regiões diferenciam-se entre amostras pela proporção de sua área em relação à

área total da fratura, estando este fato relacionado também com o procedimento aplicado na

soldagem junta, pelo efeito dos ciclos térmicos de cada processo de soldagem sobre o material

(soldagem convencional sem tratamento térmico; soldagem convencional com tratamento

térmico e soldagem com a técnica da dupla camada).

85

Figura 59 - Amostra do Tipo II não rompida no ensaio de Impacto Charpy.

a) b)

Figura 60 - Escória junto ao entalhe. a) Amostra Tipo II. b) Amostra Tipo I.

Figura 61 - Topografia das superfícies fraturadas nas amostras de referência (Tipo I).

As amostras correspondentes a Figura 61, apresentaram a região correspondente à

fratura frágil, de posição centralizada, e que por microscopia eletrônica, pôde-se confirmar

que o mecanismo de fratura se deu preferencialmente por clivagem nesta região.

Foi constatada também, por meio das fractografias das amostras do Tipo I, a

pouca deformação lateral (indicação das setas) sofrida durante o rompimento total da amostra,

e que a região dúctil foi de pequena extensão. Estes fatos demonstram que a soldagem

convencional sem TTPS é indutora de fratura frágil na ZAC, cujo mecanismo se dá por meio

de clivagem.

86

Figura 62 - Topografia das superfícies fraturadas em amostras com TTPS – Tipo II.

As amostras representadas pela Figura 62, verificadas por microscopia eletrônica,

demonstraram que a fratura se deu preferencialmente pelo mecanismo de Dimple, iniciando

por microcavidades de tração e migrando para as microcavidades de cisalhamento.

Praticamente não foram observadas facetas de clivagem nestas amostras e o nível de

deformação lateral foi significativo, demonstrado pelas linhas de deformação gravadas na

projeção da superfície de fratura. Isto demonstra o efeito do TTPS no mecanismo de fratura

do material na ZAC e confirma o seu efeito benéfico no aumenta da ductilidade e

consequentemente da tenacidade do material.

Figura 63 - Topografia das superfícies fraturadas em amostras com dupla camada – Tipo III.

87

A Figura 63 mostra que a dupla camada promoveu nas amostras (Tipo III) uma

deformação lateral significativa, aproximada da quantidade de deformação registrada nas

amostras com TTPS (Tipo II) e superior a qualquer deformação lateral registrada nas amostras

de referência (Tipo I). Observa-se também a presença de uma região correspondente a fratura

frágil (região “b” central) com a presença de planos de clivagem observados por microscopia

eletrônica (Figura 63-b).

Analisando as fractografias das amostras apresentadas na Figura 61, na Figura 62

e na Figura 63, e relacionando com o mecanismo de fratura predominante, com a proporção

de área frágil, com o nível de deformação lateral, com a intensidade de absorção de energia e

com a presença de defeitos localizados, observou-se que:

• o mecanismo predominante de fratura (Dimples ou Clivagem) ao longo da

seção transversal de um grupo de amostras muda conforme as condições proporcionadas pelos

respectivos tratamentos. Ocorrem casos em que a fratura muda precocemente de “fratura

frágil” (REF) para “fratura dúctil” pela mudança de procedimento sofrido pela amostra

durante a sua fabricação (TTPS ou DC). As fractografias das amostras dos três diferentes

tipos, mostram que a predominância do mecanismo pode estar relacionada com a

correspondente proporção de área transversal no corpo de prova rompido no ensaio. A

transição de mecanismos de fratura em uma mesma superfície pode ser registrada com mais

detalhes por microscopia eletrônica;

• os resultados das tenacidades das juntas, mostrados na Figura 64, se relacionam

com os mecanismos de fraturas predominantes, registrados pelas fractografias e avaliados

quantitativamente e qualitativamente para os grupos de amostras;

• as amostras que apresentam maiores deformações laterais também apresentam

maiores extensões de “zona fibrosa”, conforme a medição direta na amostra, evidenciando

uma característica que reforça a que a ductilidade e a tenacidade das amostras também se

relacionam com as extensões de deformação lateral (Figura 62);

• a ocorrência de uma região brilhante central que corresponde à fratura frágil,

foi reduzida, porém não eliminada, pela aplicação da técnica da dupla camada nas faces das

juntas. Este resultado pode ser relacionado com a redução da dureza na região (Figura 63);

• a presença de quaisquer descontinuidade na seção transversal logo abaixo do

entalhe ou próximo a este (Figura 60) provoca desvios da tendência normal dos resultados,

88

geralmente no sentido de reduzir o nível de absorção de energia. Tal fato remete à

necessidade de trabalhar com um procedimento de soldagem qualificado.

A energia absorvida no ensaio de impacto, representada nos diagramas da Figura

64, demonstra comparativamente o efeito da dupla camada e o efeito do TTPS sobre a

tenacidade. Observa-se que o tipo de chanfro tem influência sobre essa propriedade e como

esta pode variar ao longo da espessura da junta.

Observar também que as amostras de referência apresentaram os menores valores

de tenacidade, alguns possivelmente motivados por uma ZAC_GG com elevadas durezas que

fragilizaram seriamente o material.

a)

Energia absorvida das juntas com chanfro Semi-V

amostras superiores

50

70

90

110

130

150

Pos.1 Pos.2 Pos.3 Pos.4 Pos.5 Pos.6 Pos.7 Pos.8 Pos.9 Pos.10

Posição da amostra ao longo da direção de soldagem

Energia absorvida (J)

VREF.sup VTTPS.sup VDC.sup b)

Energia absorvida das juntas com chanfro em semi V

amostras Inferiores

50

70

90

110

130

150


Posição da amostras ao longo da direção de soldagem

Energia Absorvida (J)

VREF.inf VTTPS.inf VDC.inf

c)

Energia absorvida das juntas com chanfro K

amostras superiores

50

70

90

110

130

150



Energ

ia absorvida (J)

KREF.sup KTTPS.sup KDC.sup d)

Energia absorvida das juntas com chanfro em K

amostras Inferiores

50

70

90

110

130

150



Energ

ia absorvida (J)

KREF.inf KTTPS.inf KDC.inf

Figura 64 - Energia absorvida no ensaio de impacto Charpy: (a-b) Amostras da junta com chanfro semi V, (c-d) Amostras de junta com chanfro em K.

89

Tabela 13 – Energia de Impacto média, absorvida no ensaio de impacto Charpy.

Tipo de amostra

Energia de impacto média

( J ) Semi V – REF 85 Semi V – TTPS 118 Semi V – DC 108 K – REF 76 K – TTPS 118 K – DC 95

As energias absorvidas médias listadas na Tabela 13, demonstram o

comportamento quanto à tenacidade para cada tipo de junta, e as condições das amostras. A

avaliação destas energias, juntamente com as topografias das superfícies de fratura,

permitindo relatar que:

• as amostras Tipo I (Figura 61), para os dois tipos de chanfros, registraram

fratura predominantemente frágil (aspecto brilhante), podendo-se observar as facetas de

clivagem que se desenvolveram nesta região produzindo uma área que corresponde a uma

faixa de 31% à 51% para a condição com chanfro em semi V, e de 35% à 56% para a juntas

com chanfro em K, registrando os mais baixos valores de energia absorvida (85 J para a junta

Semi V e 76 J para a Junta em K). Este grupo de amostras demonstrou uma pequena

deformação lateral;

• as amostras Tipo II (Figura 62) apresentaram grande absorção de energia

durante o ensaio (118 J para as duas condições de chanfro), podendo-se confirmar por

microscopia eletrônica que o mecanismo de fratura iniciou-se pela formação das

microcavidades (dimples) junto ao entalhe que migraram para dimples mais alongados na

região central da fratura chegando a dimples não uniformes com perfil de borda em formato

de “C”, caracterizando um região de cisalhamento naquele ponto. Também os menores

valores de área correspondente à fratura frágil puderam ser verificados, ocorrendo

significativas deformações laterais nas amostras rompidas e não rompidas. Neste grupo de

amostras, observou-se o maior número de amostras “não rompidas”, tal fato remete à hipótese

que seria necessária uma temperatura mais baixa para que as amostras rompessem por

completo. O TTPS se mostrou extremamente eficiente na redução da dureza em toda a

extensão da ZAC e Metal Base, tal fato está relacionado com a ductilidade apresentada pelas

amostras, percebida através do nível de deformação lateral.

90

• as amostras Tipo III, apresentaram proporção de área frágil numa faixa de 13%

a 21% (Figura 63), com uma energia de impacto média de 108 J para a condição com chanfro

em semi V, e de 15% à 34%, com uma energia de impacto média de 95 J para a condição com

chanfro em K, sendo possível verificar a ocorrência de deformação lateral significativa e

maior energia absorvida quando comparadas às amostras de referência (Tipo I). Todavia não

superando os resultados das amostras do tipo II (Figura 62) .

• a avaliação das energias absorvidas pelas amostras das juntas com chanfro em

“semi V” ou em “K” nas posições inferior ou superior mostrou resultados que demonstram

que a tenacidade da junta não foi significativamente diferente ao longo da espessura para as

amostras tratadas termicamente (Tipo II) ou as que originam-se da junta soldada com a dupla

camada (Tipo III), apresentando valores satisfatórios de tenacidade quando comparados à

condição de referência (Tipo I).

4.7 ANÁLISE MICROESTRUTURAL

O estudo microestrutural, com o uso de microscopia ótica e eletrônica, realizado

nas amostras do Tipo I, II e III, foi focado sempre junto à linha de fusão, tal como é

apresentado pela Figura 65 (a-b), podendo ser observados por meio da Figura 66, da Figura 67

e da Figura 68 maiores detalhes microestruturais.

a) b) Figura 65 - Microestrutura junto à linha de fusão das amostras do Tipo I. (A: Região colunar do Metal de Solda, B: Metal de Solda recristalizado, C: ZAC_GG, D: ZAC_GG refinada).

De um modo geral pode-se afirmar que:

• as amostras de referência, conforme a Figura 65 e a Figura 66, apresentaram

predominância de microestrutura grosseira na região da ZAC junto à LF, com aspecto de

martensita e bainita. Também é possível perceber áreas com algum refinamento,

A B C D

91

correspondentes à sobreposição de passes laterais durante o enchimento. Prevalece a

martensita, de caráter não revenido o que, de certa forma, explica a elevada dureza

previamente registrada nessas regiões.

a) Figura 66 - Microestrutura de amostras do Tipo I na ZAC_GG.

• as amostras que sofreram o TTPS revelaram, na mesma região correspondente

à ZAC junto à LF transformações sofridas devido ao referido tratamento (Figura 67):

martensita no estado revenido e bainita superior. A martensita apresenta ripas alongadas

paralelas com carbonetos esferoidizados se distribuindo principalmente ao longo dos

contornos de grão. Além dessas observações, também puderam ser registradas estruturas que

se originaram da decomposição da austenita retida (prévia ao TTPS). Tal modificação

estrutural conduziu à formação de bainita superior, com aspecto de uma matriz alongada de

ferrita com os carbonetos em seu interior. A baixa velocidade de resfriamento proporcionada

pelo reaquecimento não crítico nesta região e manutenção de temperatura de interpasses

favoreceu ao fenômeno;

a) b) Figura 67 - Microestrutura das amostras do Tipo II na ZAC_GG. a) ótico 200X, b) MEV 2000X.

92

• as microestruturas dos corpos de prova que foram soldadas com dupla camada

mostrados na Figura 68 (Tipo III) apresentaram transformações microestruturais junto à

ZAC_GG da primeira camada; com o reaquecimento gerando regiões refinadas pela ZAC_GF

da segunda camada e regiões não refinadas mas que experimentaram transformações da

ordem do TTPS.

Durante a soldagem, estas regiões experimentaram velocidades de resfriamento

baixas, motivadas pela manutenção do calor na solda e pelo uso da temperatura de

interpasses, o que proporcionou a ocorrência das transformações a baixas velocidades.

Formação de bainita superior pela decomposição da austenita retida, com a precipitação de

carbonetos ao longo do contorno de grão, e refinamento da martensita original (Figura 69).

Figura 68 - Microestrutura da amostras do Tipo III na ZAC_GG.

Figura 69 - Região refinada junto à linha de fusão.

As microestruturas resultantes na ZAC devido a dupla camada podem ser

relacionadas com as melhorias das propriedades mecânicas através do surgimento e da

intensificação de estruturas menos duras, tais como a bainita e martensita revenida que

proporcionaram maior ductilidade à junta.

93

CAPÍTULO V

5 CONSIDERAÇÕES GERAIS

Baseado nos resultados experimentais obtidos nos ensaios realizados no aço

ASTM A 516 Grau 60 pode-se relacionar os seguintes aspectos gerais:

• o TTPS se mostrou eficiente na redução da dureza em toda a extensão da ZAC

e Metal Base, assim como na atenuação das tensões residuais em torno do Metal de Solda na

superfície das amostras (Figura 55, Figura 57 e Figura 58 );

• o tipo de chanfro demonstrou ter efeito na dureza das amostras soldadas com a

dupla camada. Com chanfro em semi V (Figura 56-a) apresentou extensões maiores

registrando dureza acima dos 220 HV, contudo, teve efeito diferenciado nas amostras da junta

com chanfro em K, proporcionando durezas mais baixas junto na ZAC_GG (Figura 56-b);

• na soldagem com a dupla camada é possível trabalhar com faixas de energias

para a segunda camada, que produzam resultados capazes de serem aprovados pelos critérios

do Teste de Higuchi;

• os resultados de tensões residuais, pela aplicação da técnica da dupla camada,

não se aproximaram dos resultados alcançados no procedimento de soldagem com TTPS e

ainda foram, algumas vezes mais críticos que os registrados nas amostras de referência

(Figura 57 e Figura 58). Mesmo assim, tais resultados não são conclusivos sob a

impossibilidade de produzir juntas soldadas com a referida técnica, que apresentem baixos

níveis de tensões originadas da soldagem.

• a dupla camada pode ser eficaz na melhoria da tenacidade, uma vez que as

juntas soldadas do Tipo III (Figura 64) apresentaram resultados de tenacidade comparáveis

aos das amostras do Tipo II (Figura 63), que absorveram elevados níveis de energia no ensaio

de impacto Charpy, superando os resultados registrados para as amostras das juntas de

referência;

• a dupla camada com a relação 6/10 pode ser realizada com uma energia de

soldagem variando numa estreita faixa em torno dos 10 kJ/cm para a segunda camada.

94

CAPÍTULO VI

6 CONCLUSÕES

Com base nos resultados obtidos na soldagem do aço ASTM A 516 Grau 60, de

38 mm de espessura, estudado neste trabalho, as seguintes conclusões podem ser

relacionadas:

• os resultados indicaram que a relação de energias de soldagem com 6 kJ/cm na

primeira camada e 10 kJ/cm (6/10) na segunda camada, ao ser aplicada na soldagem de juntas

chanfradas em semi V ou em K do aço ASTM A 516 grau 60, com 38 mm de espessura,

proporcionou níveis de dureza e de tenacidade seguros para a junta quanto aos critérios de

corrosão sob tensão;

• a dupla camada realizada com a relação 6/10 promoveu níveis de tensões

residuais elevadas no Metal de Solda e no Metal Base para juntas chanfradas em K em semi

V. Tal fato remete a hipótese que outras relações de energias de soldagem podem,

semelhantemente produzir tensões residuais elevadas.

• a dupla camada promoveu modificação microestrutural na zona afetada pelo

calor da primeira camada, estabelecendo estruturas mais macias, que proporcionam maior

ductilidade e maior tenacidade nesta região em comparação à soldagem convencional sem

TTPS.

95

CAPÍTULO VII

7 SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS

Com o objetivo de contribuir com a continuidade das pesquisas referentes ao uso

de procedimento de soldagem com o uso da técnica da dupla camada estão listadas a seguir

algumas sugestões para trabalhos futuros:

• Avaliar o efeito da aplicação da técnica da dupla camada em aços da classe

ASTM A 516, com maior carbono equivalente (Grau 70), aplicando diferentes combinações

nos principais parâmetros de soldagem;

• Avaliar a influência do metal de adição nas propriedades mecânicas das juntas

soldadas com a técnica da dupla camada;

• Avaliar os perfis das tensões residuais longitudinais e transversais induzidas

pela soldagem com a técnica da dupla camada em chapas planas de aços estruturais de

espessura elevada;

• Avaliar a susceptibilidade a trincas em juntas submetidas à soldagem com a

técnica da dupla camada aplicada nas faces dos chanfros;

• Avaliar os perfis de tensões residuais ao longo da espessura de chapas grossas

soldadas com a técnica da dupla camada.

• Avaliar a tenacidade à fratura de juntas soldadas com a técnica da dupla

camada utilizando o método do deslocamento crítico de abertura da ponta da trinca (CTOD).

96

CAPÍTULO VIII

8 REFERÊNCIA BIBLIOGRÁFICA

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APÊNDICE I

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