ESTUDO DAS PROPRIEDADES MECÂNICAS E TENSÕES RESIDUAIS DE ... · Figura 2.2 - Representação das...

PROGRAMA FRANCISCO EDUARDO MOURÃO SABOYA DE

PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA MECÂNICA

ESCOLA DE ENGENHARIA

UNIVERSIDADE FEDERAL FLUMINENSE

Dissertação de Mestrado

ESTUDO DAS PROPRIEDADES MECÂNICAS

E TENSÕES RESIDUAIS DE JUNTAS

SOLDADAS DE AÇO AISI 316L

MARCEL FREITAS DE SOUZA

JULHO DE 2017

MARCEL FREITAS DE SOUZA

ESTUDO DAS PROPRIEDADES MECÂNICAS E TENSÕES RESIDUAIS DE JUNTAS SOLDADAS DE AÇO AISI 316L

Dissertação de Mestrado apresentada ao

Programa Francisco Eduardo Mourão Saboya

de Pós-Graduação em Engenharia Mecânica da

UFF como parte dos requisitos para a obtenção

do título de Mestre em Ciências em

Engenharia Mecânica

Orientadora: Maria da Penha Cindra Fonseca (PGMEC/UFF)

UNIVERSIDADE FEDERAL FLUMINENSE NITERÓI, 07 DE JULHO DE 2017

Ficha Catalográfica elaborada pela Biblioteca da Escola de Engenharia e Instituto de Computação da UFF

S729 Souza, Marcel Freitas de

Estudo das propriedades mecânicas e tensões residuais de juntas

soldadas de aço AISI 316L / Marcel Freitas de Souza. – Niterói, RJ :

[s.n.], 2017.

187 f.

Dissertação (Mestrado em Engenharia Mecânica) - Universidade

Federal Fluminense, 2017.

Orientador: Maria da Penha Cindra Fonseca.

1. Aço inoxidável. 2. Tensão residual. 3. Propriedade mecânica. 4.

Difração de raios X. 5. Junta soldada. I. Título.

CDD 669.142

iv

Aos Meus Pais

v

Agradecimentos

Gostaria de agradecer aos meus pais, Celso e Maria, que sempre me apoiaram a

estudar e também por tudo que fizeram ao longo da minha vida.

À minha professora orientadora, Maria Cindra, pela dedicação e por me estimular a

melhorar cada vez mais esse trabalho.

Ao Guttemberg de Souza (in memorian) pela doação do aço AISI 316L.

Ao Mateus Campos Martins pela realizam das medições das tensões residuais,

preparação das amostras metalográficas e, principalmente, pela amizade durante esses quase

dois anos de mestrado.

Ao Raphael José pelo apoio durante todo o mestrado e pela amizade desde a

graduação.

À toda equipe do LABMETT, em especial ao professor Sérgio Souto, pelo apoio no

tratamento térmico e nas análises metalográfica e de microdureza.

Ao LNDC, em especial ao Cesar Camerini, pela disponibilidade do ferritoscópio.

Ao professor Luis Felipe pela realização dos ensaios de tração.

Ao Alex de Souza e ao Amilton Lins pela fabricação dos corpos de prova.

Ao Rodrigo Felix pelo tratamento de shot peening dos corpos de prova.

À empresa ZAF Sistemas Analíticos pelo empréstimo do equipamento

Rollscan 200-1.

À empresa White Martins pela soldagem das juntas.

À CAPES (Coordenação de Aperfeiçoamento de Pessoal de Nível Superior) pela

concessão da bolsa durante a realização do mestrado.

vi

RESUMO

O aço inoxidável austenítico AISI 316L, por apresentar uma excelente resistência à corrosão

e boas propriedades mecânicas, é utilizado para fabricação de equipamentos e estruturas de

diversos setores industriais, tais como construção naval, nuclear, petróleo e gás. Todavia, a

relação entre as propriedades mecânicas desses aços e o estado das tensões residuais

resultante do processo de soldagem, que dependendo da sua natureza e magnitude pode

comprometer o desempenho destas tubulações em serviço, ainda é pouco estudado. O

presente trabalho tem como objetivo a caracterização das propriedades mecânicas

(resistência mecânica e microdureza Vickers) e o estudo das tensões residuais por difração

de raios-X pelo método do sen²ψ de juntas de topo de aço inoxidável austenítico AISI 316L

soldadas pelo processo GTAW, com corrente contínua pulsada. As juntas soldadas foram

analisadas em três condições: como soldada, com tratamento mecânico de shot peening e

com tratamento térmico de solubilização a 1050 °C. Os resultados mostraram que a

diminuição da velocidade de soldagem aumentou a magnitude das tensões residuais

transversais no metal de solda, tanto na face quanto na raiz das juntas. O tratamento de shot

peening introduziu tensões residuais compressivas superficiais da ordem de 800 MPa. A

influência desse tratamento no limite de resistência mecânica (de apenas 1 %) foi

comprovada através dos testes de comparação múltipla de Tukey e Fisher que apontam pela

não rejeição da hipótese de igualdade entre as médias do limite de resistência mecânica dos

corpos de prova soldados com e sem tratamento de shot peening. O tratamento térmico de

solubilização do material provocou uma redução de 80 % do teor de ferrita-δ, além do

aumento de 20 % na microdureza do metal de solda e redução de 5 % no limite de resistência

mecânica da junta soldada tratados termicamente em comparação à condição como soldada.

Palavras-chave: aço AISI 316L, soldagem GTAW, propriedades mecânicas, tensões

residuais, difração de raios-X.

vii

ABSTRACT

AISI 316L austenitic stainless steel, due to its excellent corrosion resistance and good

mechanical properties, is used for the manufacture of equipment and structures in several

industrial sectors, such as shipbuilding, nuclear, oil and gas. However, the relationship

between the mechanical properties of this steel and the residual stresses state resulting from

the welding process, which depending on their nature and magnitude can compromise the

performance of pipelines in service, is still little studied. The present work has the objective

of characterizing the mechanical properties (mechanical resistance and Vickers

microhardness) and the study of the residual stresses by X-ray diffraction technique using

the sin²ψ method of AISI 316L stainless steel butt joints welded by the GTAW process, with

pulsed continuous current. The welded joints were analyzed in the three conditions: as

welded, with shot peening and with solubilization heat treatment at 1050° C. The results

showed that the decrease in the welding speed increased the transverse residual stress

magnitude in the weld metal, both on the face and at the root of the joints. The shot peening

introduced surface compressive residual stresses of around 800 MPa. The influence of this

treatment on the mechanical resistance limit (of only 1%) was evidenced through the multiple

comparison tests of Tukey and Fisher, that point out the non-rejection of the hypothesis of

equality between the means of the mechanical resistance limit of the welded specimens with

and without the shot peening. The solubilization heat treatment of the material caused a

reduction of 80 % in the δ-ferrite content, in addition to the 20 % increase in weld metal

microhardness and a 5 % reduction in the mechanical resistance limit of the welded joint with

heat treatment in comparison to the condition as welded.

Keywords: AISI 316L steel, GTAW welding, mechanical properties, residual stresses, X-ray

diffration

viii

SUMÁRIO

Agradecimentos ......................................................................................................................v

Resumo ..................................................................................................................................vi

Abstract ................................................................................................................................vii

Lista de Figuras .....................................................................................................................xi

Lista de Tabelas ...................................................................................................................xvi

Lista de Símbolos .................................................................................................................xix

1. Introdução ................................................................................................................ 1

2. Revisão Bibliográfica ............................................................................................... 3

2.1. Introdução aos Aços Inoxidáveis ............................................................................. 3

2.2. Passivação ................................................................................................................ 4

2.3. Classificação dos aços inoxidáveis .......................................................................... 5

2.3.1. Aços Inoxidáveis Austeníticos ......................................................................... 7

2.3.1.1. Aço Inoxidável Austenítico AISI 316L ................................................................. 10

2.3.1.1.1. Composição química ............................................................................... 12

2.3.1.1.2. Propriedades mecânicas .......................................................................... 13

2.4. Tensões residuais ................................................................................................... 15

2.4.1. Tensões residuais em soldagem ...................................................................... 20

2.4.2. Técnicas de medição de tensões residuais ...................................................... 27

2.4.3. Princípios da tensometria por difração de raios-X ......................................... 28

2.5. Propriedades Magnéticas ....................................................................................... 33

2.5.1. Técnica do ruído magnético Barkhausen........................................................ 36

2.5.2. Ferritoscopia ................................................................................................... 40

2.6. Shot peening .......................................................................................................... 42

ix

2.7. Processo de soldagem GTAW ............................................................................... 47

2.7.1. Tipos de correntes ........................................................................................... 48

2.7.2. Gases de proteção ........................................................................................... 52

2.7.3. Estrutura da zona fundida do aço inoxidável austenítico ............................... 54

2.8. Análise estatística .................................................................................................. 61

2.8.1. Teste de normalidade dos resíduos ................................................................. 63

2.8.2. Variâncias homogêneas .................................................................................. 64

2.8.3. Aditividade dos efeitos dos fatores de variação ............................................. 65

2.8.4. Teste estatístico .............................................................................................. 66

2.8.4.1. Teste t de Student ................................................................................................... 66

2.8.4.2. Teste ANOVA ....................................................................................................... 67

3. Materiais e Métodos ............................................................................................... 68

3.1. Materiais ................................................................................................................ 68

3.2. Processo de soldagem ............................................................................................ 69

3.3. Caracterização das juntas soldadas e do metal de base quanto às tensões residuais,

propriedades mecânicas e microestruturais. ....................................................................... 72

3.3.1. Preparação dos corpos de prova ..................................................................... 74

3.3.2. Ensaios de tração ............................................................................................ 76

3.3.3. Análise das tensões residuais nas juntas soldadas e nos corpos de prova ...... 77

3.3.4. Análises do ruído magnético Barkhausen e do teor de ferrita ........................ 78

3.3.5. Análises metalográfica por microscopia óptica e de microdureza Vickers .... 80

3.3.6. Tratamento térmico de solubilização .............................................................. 81

4. Resultados e Discussão ........................................................................................... 82

4.1. Tensões residuais ................................................................................................... 82

4.2. Junta soldada e tratada termicamente .................................................................... 93

4.2.1. Teor de ferrita antes do tratamento térmico.................................................... 93

4.2.2. Ruído magnético Barkhausen antes do tratamento térmico ........................... 98

4.2.2.1. Normalidade dos resíduos .................................................................................... 103

x

4.2.2.2. Variâncias homogêneas ....................................................................................... 104

4.2.2.3. Teste estatístico .................................................................................................... 105

4.2.3. Teor de ferrita após tratamento térmico ....................................................... 107

4.2.4. Ruído magnético Barkhausen após tratamento térmico ............................... 110

4.2.4.1. Normalidade dos resíduos .................................................................................... 115

4.2.4.2. Variâncias homogêneas ....................................................................................... 116

4.2.4.3. Teste estatístico .................................................................................................... 116

4.2.5. Análises metalográfica e de microdureza ..................................................... 118

4.3. Análise das tensões residuais nos corpos de prova do metal de base .................. 122

4.4. Resistência mecânica do metal de base ............................................................... 124

4.5. Análise das tensões residuais dos corpos de prova .............................................. 130

4.6. Resistência mecânica das juntas soldadas............................................................ 134

5. Conclusões ........................................................................................................... 143

6. Sugestões para Trabalhos Futuros ...................................................................... 145

Referências Bibliográficas ............................................................................................... 146

xi

Lista de Figuras

Figura 2.1 - Efeito do teor de cromo na passivação. .............................................................. 5

Figura 2.2 - Representação das classes de aços inoxidáveis no diagrama de Schaeffler. ...... 6

Figura 2.3 - Classes de aços inoxidáveis com suas respectivas composições. ....................... 7

Figura 2.4 - Curvas tensão vs. deformação para diferentes aços inoxidáveis. ....................... 9

Figura 2.5 - Curvas de tenacidade ao impacto Charpy para diferentes classes de aços

inoxidáveis. ............................................................................................................................. 9

Figura 2.6 - Representação dos aços inoxidáveis da série 300. ............................................ 11

Figura 2.7 - Tenacidade ao impacto dos aços inoxidáveis duplex e 316L. .......................... 14

Figura 2.8 - Superposição das tensões residual e aplicada. .................................................. 15

Figura 2.9 - Tensões residuais: (a) macroscópicas; (b) microscópicas; (c) submicroscópicas.

.............................................................................................................................................. 18

Figura 2.10 - Distribuição das tensões residuais ao longo da superfície de um material

policristalino. ........................................................................................................................ 19

Figura 2.11 - Relações de tempo, temperatura, tensão e microestrutura no material. .......... 20

Figura 2.12 - Desenvolvimento de tensões residuais longitudinais durante soldagem. ....... 22

Figura 2.13 - Distribuição de tensões residuais em uma solda de topo. ............................... 23

Figura 2.14 - Influência do aporte térmico na temperatura de transformação Tt e nas tensões

residuais. ............................................................................................................................... 24

Figura 2.15 - Distribuição das tensões residuais em juntas de topo de processo a arco

convencional: (C) Contração, (R) Resfriamento superficial mais intenso e (T) Transformação

de fase. .................................................................................................................................. 26

xii

Figura 2.16 - Princípio da medição por raios-X.. ................................................................. 28

Figura 2.17 - Variação das distâncias interplanares de um material tensionado. ................. 29

Figura 2.18 - Sistema de coordenadas polares. .................................................................... 31

Figura 2.19 - Orientação dos dipolos magnéticos em campo nulo e temperatura ambiente, e

curvas de magnetização M em relação ao campo magnético H para diferentes classes de

materiais magnéticos. ........................................................................................................... 35

Figura 2.20 - Curva de magnetização inicial. ....................................................................... 37

Figura 2.21 - Laço de histeresse magnética. ......................................................................... 38

Figura 2.22 - Equipamento para ensaio RMB.. .................................................................... 39

Figura 2.23 - Funcionamento do ferritoscópio. .................................................................... 41

Figura 2.24 - Influência dos parâmetros de shot peening na distribuição das tensões residuais.

.............................................................................................................................................. 43

Figura 2.25 - Diagrama tensão vs. deformação simplificado para uma única endentação. 45

Figura 2.26 - Processo de shot peening. ............................................................................... 46

Figura 2.27 - Perfil de distribuição de tensão residual em um componente jateado. ......... 46

Figura 2.28 - Processo de soldagem GTAW. ....................................................................... 48

Figura 2.29 - Forma da corrente contínua pulsada. .............................................................. 50

Figura 2.30 - Diagrama pseudobinário para um sistema Fe-Cr-Ni para 70 % de ferro........ 55

Figura 2.31 - Diagrama DeLong. ......................................................................................... 59

Figura 2.32 - Diagrama WRC 1992. .................................................................................... 60

Figura 3.1 - (a) Máquina de solda; (b) sistema de fixação. .................................................. 70

Figura 3.2 - Junta soldada (dimensões em mm). .................................................................. 70

Figura 3.3 - Fluxograma da caracterização das tensões residuais e das propriedades

mecânicas do metal de base. ................................................................................................. 72

xiii


mecânicas das juntas soldadas. ............................................................................................. 73

Figura 3.5 - Desenho esquemático da retirada dos corpos de prova: a) cps reduzidos do metal

de base e b) cps normais das juntas soldadas. ...................................................................... 74

Figura 3.6 - Dimensões do corpo de prova reduzido, fabricado segundo ASTM A370-17. 75

Figura 3.7 - Dimensões do corpo de prova de tração, fabricado segundo ASTM A370-17. 76

Figura 3.8 - (a) Analisador de tensões; (b) Pontos analisados na junta soldada................... 78

Figura 3.9 - Local de medição das tensões residuais nos corpos de prova de tração. .......... 78

Figura 3.10 - a) Equipamento Rollscan 200-1; b) Sonda. .................................................... 79

Figura 4.1 - Pontos analisados na junta soldada. .................................................................. 82

Figura 4.2 - Tensões residuais na face da junta 1. ................................................................ 83

Figura 4.3 - Tensões residuais na raiz da junta 1. ................................................................ 83





Figura 4.8 - Tensões residuais longitudinais nas juntas soldadas: (a) Face; (b) Raiz. ......... 87

Figura 4.9 - Tensões residuais transversal nas juntas soldadas: (a) Face; (b) Raiz. ............. 88

Figura 4.10 - Microestrutura da junta soldada (ataque: ácido oxálico 10 %): (a) MB, (b) ZTA

e (c) MS. ............................................................................................................................... 89

Figura 4.11 - Microestrutura da junta soldada (ataque: Behara): (a) MB, (b) ZTA e (c) MS.

.............................................................................................................................................. 90

Figura 4.12 - Microestrutura do metal de solda da junta soldada (ataque com solução de ácido

oxálico). ................................................................................................................................ 91

xiv

Figura 4.13 - Perfil de microdureza Vickers. ....................................................................... 92

Figura 4.14 - Pontos avaliados ao longo do cordão de solda. .............................................. 94

Figura 4.15 - Teor de ferrita ao longo do cordão de solda da junta...................................... 95

Figura 4.16 - Diagrama WRC considerando os valores de Creq e Nieq dos metais de base e

de adição. .............................................................................................................................. 97

Figura 4.17 - Previsão da microestrutura do metal de solda segundo diagrama WRC. ....... 97

Figura 4.18 - Gráfico de contorno utilizando o método de ajuste Wafer para o RMB na face

da junta. ................................................................................................................................ 99

Figura 4.19 - Gráfico de contorno utilizando o método de ajuste Wafer para o RMB na raiz

da junta. .............................................................................................................................. 100

Figura 4.20 - Comparação do teor de ferrita com o RMB na face da junta. ...................... 102

Figura 4.21 - Comparação do teor de ferrita com o RMB na raiz da junta. ....................... 102

Figura 4.22 - Teor de ferrita ao longo do cordão de solda da junta solubilizada. .............. 109


da junta solubilizada. .......................................................................................................... 111


da junta solubilizada. .......................................................................................................... 112

Figura 4.25 - Comparação do teor de ferrita com o RMB na face da junta solubilizada. .. 114

Figura 4.26 - Comparação do teor de ferrita com o RMB na raiz da junta solubilizada. ... 114

Figura 4.27 - Microestrutura da junta solubilizada (ataque: ácido oxálico): (a) MB, (b) ZTA

e (c) MS. ............................................................................................................................. 119

Figura 4.28 - Microestrutura da junta solubilizada (ataque: Behara): (a) MB, (b) ZTA e

(c) MS. ................................................................................................................................ 120

Figura 4.29 - Microestrutura do metal de solda da junta solubilizada (ataque de Behara). 120

xv

Figura 4.30 - Perfil de microdureza Vickers de uma das juntas soldadas. ......................... 121


mecânicas do metal de base. ............................................................................................... 122

Figura 4.32 - Tensões residuais no cp do metal de base na condição como usinado. ........ 123

Figura 4.33 - Tensões residuais no cp do metal de base na condição com shot peening. .. 124

Figura 4.34 - Curva tensão vs. deformação na direção longitudinal, sem e com shot peening

(SP). .................................................................................................................................... 125

Figura 4.35 - Curva tensão vs. deformação dos cps transversais sem e com tratamento de shot

peening (SP). ...................................................................................................................... 128


mecânicas das juntas soldadas. ........................................................................................... 131

Figura 4.37 - Tensões residuais nos corpos de prova na condição como usinado (US). .... 132

Figura 4.38 - Tensões residuais nos corpos de prova após shot peening (SP). .................. 133

Figura 4.39 - Tensões residuais nos corpos de prova após tratamento térmico de solubilização

(TT). .................................................................................................................................... 134

Figura 4.40 - Curva tensão vs. deformação dos cps na condição como usinado................ 135

Figura 4.41 - Curva tensão vs. deformação dos cps submetidos a shot peening. ............... 137

Figura 4.42 - Curva tensão vs. deformação dos cps solubilizados. .................................... 139

xvi

Lista de Tabelas

Tabela 2.1 - Faixas de composição química dos aços AISI 316 e 316L (% em peso). ........ 12

Tabela 2.2 - Propriedades mecânicas dos aços 316 e 316L.................................................. 13

Tabela 2.3 - Teor de ferrita dos blocos usados na calibração do ferritoscópio. ................... 41

Tabela 2.4 - Diferença em termos de Creq e Nieq dos diagramas de previsão de microestrutura

da solda. ................................................................................................................................ 60

Tabela 2.5 - Classificação dos testes estatísticos. ................................................................. 62

Tabela 3.1 - Composição química do aço inoxidável austenítico AISI 316L (% em peso). 68

Tabela 3.2 - Propriedades mecânicas do aço AISI 316L. ..................................................... 68

Tabela 3.3 - Composição do metal de adição AWS ER 316L (% em peso). ....................... 69

Tabela 3.4 - Velocidade de soldagem e aporte térmico. ....................................................... 71

Tabela 3.5 - Parâmetros da análise das tensões residuais. .................................................... 77

Tabela 4.1 - Teor de ferrita na face da junta. ........................................................................ 93

Tabela 4.2 - Teor de ferrita na raiz da junta. ........................................................................ 93

Tabela 4.3 - Teor de ferrita ao longo do cordão de solda da junta. ...................................... 94

Tabela 4.4 – Valores de Creq e Nieq para os metais de base e de adição segundo o diagrama

WRC. .................................................................................................................................... 96

Tabela 4.5 - RMB na face da junta. ...................................................................................... 99

Tabela 4.6 - RMB na raiz da junta...................................................................................... 100

Tabela 4.7 - Teste de normalidade dos resíduos para a face e raiz da junta ....................... 104

Tabela 4.8 - Teste de igualdade de variâncias para a face e raiz da junta. ......................... 104

Tabela 4.9 - Teste ANOVA para a face e raiz da junta ...................................................... 105

xvii

Tabela 4.10 - Comparação múltipla entre as regiões da face da junta pelos testes de Tukey e

Fisher. ................................................................................................................................. 106

Tabela 4.11 - Comparação múltipla entre as regiões da raiz da junta pelos testes de Tukey e

Fisher. ................................................................................................................................. 106

Tabela 4.12 - Teor de ferrita na face da junta. .................................................................... 107

Tabela 4.13 - Teor de ferrita na raiz da junta. .................................................................... 107

Tabela 4.14 - Teor de ferrita ao longo do cordão de solda da junta solubilizada. .............. 108

Tabela 4.15 - RMB na face da junta. .................................................................................. 110

Tabela 4.16 - RMB na raiz da junta. .................................................................................. 111

Tabela 4.17 - Teste de normalidade dos resíduos para a face e raiz da junta. .................... 115

Tabela 4.18 - Teste de igualdade de variâncias para a face e raiz da junta. ....................... 116

Tabela 4.19 - Teste ANOVA para a face e raiz da junta. ................................................... 117


Fisher. ................................................................................................................................. 117


Fisher. ................................................................................................................................. 118

Tabela 4.22 - Propriedades mecânicas na direção longitudinal, sem e com tratamento de shot

peening (SP). ...................................................................................................................... 125

Tabela 4.23 - Teste t de Student para as propriedades mecânicas do corpo de prova

longitudinal. ........................................................................................................................ 127

Tabela 4.24 - Propriedades mecânicas cps transversais sem e com tratamento de shot peening.

............................................................................................................................................ 128


transversal. .......................................................................................................................... 129

xviii

Tabela 4.26 - Propriedades mecânicas dos cps na condição como usinado. ...................... 135

Tabela 4.27 - Propriedades mecânicas dos cps submetidos a shot peening. ...................... 137

Tabela 4.28 - Tensão limite de resistência mecânica dos cps solubilizados. ..................... 139

Tabela 4.29 - Teste de normalidade dos resíduos em relação à tensão limite de resistência

mecânica. ............................................................................................................................ 140

Tabela 4.30 - Teste de igualdade de variâncias em relação à tensão limite de resistência

mecânica. ............................................................................................................................ 141

Tabela 4.31 - Teste ANOVA em relação à tensão limite de resistência mecânica. ........... 141

Tabela 4.32 - Comparação múltipla dos corpos de prova utilizando os testes de Tukey e

Fisher. ................................................................................................................................. 142

xix

Lista de Símbolos

𝜎𝑅 Tensão residual

𝜎𝐴 Tensão aplicada

𝑙0 Comprimento característico

ZTA Zona Termicamente Afetada

𝜆 Comprimento de onda

𝜃 Ângulo de interferência construtiva

n Ordem de difração

d Distância interplanar

Δ𝑑 Variação de distância interplanar

𝜀 Deformação cristalográfica

Δ(2𝜃) Variação do ângulo de difração devido à tensão aplicada em relação à difração na

rede cristalina não tensionada

𝜀1, 𝜀2, 𝜀3 Deformações principais

𝜎1, 𝜎2, 𝜎3 Tensões principais

𝜐 Coeficiente de Poisson do material

E Módulo de elasticidade do material

𝜑 Ângulo polar

𝜓 Ângulo azimutal

FN Ferrite Number

Few Teor real da fase ferromagnética

xx

Fem Teor medido da fase ferromagnética

s Desvio padrão resultante

RMB Ruído Magnético Barkhausen

Ms Magnetização de saturação

Bs Indução de saturação

H Intensidade do campo magnético

B Indução magnética

RMS Raiz quadrada do valor quadrático médio

Vi Valor da voltagem medida em um determinado instante

Vm Valor médio do sinal

ns Número de pontos do sinal

K Energia cinética

m Massa

v Velocidade

𝜎𝑐𝑜𝑚𝑝 Valor máximo de tensão residual compressiva

𝜎𝑡𝑟𝑎𝑡 Valor máximo de tensão residual trativa

GTAW Gas Tungsten Arc Welding

Creq Cromo equivalente

Nieq Níquel equivalente

Ip Corrente de pico

Ib Corrente de base

Im Corrente média

Tp Duração da corrente de pico

xxi

Tb Duração de corrente de base

F Valor do teste de análise de variância

t Valor do teste t de Student

U Valor do teste de Mann-Whitney

Q Valor do teste de Cochran

c2 Valor do teste qui-quadrado

Z Valor do teste de McNemar e Wilcoxon

H Valor do teste de Kruskal-Wallis

r Valor do teste de correlação

H0 Hipótese nula

H1 Hipótese alternativa

nj Número de elementos de uma amostra

Rj Soma dos postos de uma amostra

nt Número total de elementos em todas as amostras combinadas

𝛼𝑒𝑠𝑡 Nível de significância

1 − 𝛼𝑒𝑠𝑡 Nível de confiança

�̅�1 Média da amostra do grupo 1

�̅�2 Média da amostra do grupo 2

𝜇1 Média do grupo 1

𝜇2 Média do grupo 2

𝑠1 Desvio-padrão do grupo 1

𝑠2 Desvio-padrão do grupo 2

𝑛1 Número de amostras do grupo 1

xxii

𝑛2 Número de amostras do grupo 2

𝑄 Aporte térmico do processo de soldagem

V Tensão elétrica

I Intensidade de corrente elétrica

S Velocidade linear de soldagem

𝜂 Eficiência do processo de soldagem

MB Metal de Base

MS Metal de Solda

δ Ferrita delta

𝜎𝐿𝐸 Tensão limite de escoamento

𝜎𝐿𝑅 Tensão limite de resistência mecânica

1

Capítulo 1

Introdução

O aço inoxidável austenítico AISI 316L é um material estrutural que por apresentar

boas propriedades mecânicas e resistência à corrosão tem sido amplamente usado em

diversas áreas industriais, tais como nuclear, criogênica, construção naval e de petróleo e gás.

A soldagem é o processo de fabricação mais empregado para junção de materiais,

sendo o processo GTAW (Gas Tungsten Arc Welding) o mais empregado para a soldagem

de aços inoxidáveis. Contudo, a geração de tensões residuais e a presença de microestruturas

deletérias nas zonas fundida e termicamente afetada, inerentes aos processos de soldagem,

podem comprometer o comportamento mecânico do material e a vida em serviço das

estruturas e componentes. A distribuição do campo de tensões residuais, por sua vez, sofre

influência dos parâmetros utilizados no procedimento de soldagem, tais como o processo e a

velocidade de soldagem, entre outros. Logo, torna-se importante o conhecimento destes

estados de tensões e o estudo de tratamentos mecânicos e térmicos que possam prolongar o

tempo em serviço das estruturas e tubulações.

Tratamentos térmicos de solubilização podem ser usados para melhorar as

propriedades mecânicas das juntas soldadas de aços inoxidáveis, através da homogeneização

da microestrutura, enquanto que o tratamento mecânico de shot peening produz deformação

2

plástica localizada na superfície, gerando um campo de tensões residuais compressivas, que

aumenta a vida em fadiga do componente.

Não foram encontrados na literatura estudos, nos quais a influência dos tratamentos

térmicos e mecânicos nas tensões residuais, na tensão limite de escoamento e de resistência

mecânica fossem obtidos através de ensaio de tração. Os estudos existentes, no geral, usam

ensaios cíclicos, como o de fadiga.

Neste contexto, o presente trabalho tem como objetivo avaliar as tensões residuais

geradas na soldagem de juntas de aço inoxidável austenítico AISI 316L pelo processo

GTAW e a influência dos parâmetros do processo e do tratamento térmico de solubilização

e mecânico de shot peening nas propriedades mecânicas destas juntas.

3

Capítulo 2

Revisão Bibliográfica

2.1. INTRODUÇÃO AOS AÇOS INOXIDÁVEIS

Os aços inoxidáveis são uma classe de materiais que surgiu no início do século XX,

sendo o seu desenvolvimento atribuído ao inglês Harry Brearley. Dentre os elementos de liga

investigados para fabricação de armamentos mais resistentes ao desgaste abrasivo, notou-se

que a adição de altos teores de cromo à liga inibia a corrosão (LEFFLER, 2012). Essa

descoberta originou a patente do aço com 9-16 % de cromo e teor de carbono inferior a

0,70 %, nomeado como stainless steel (aço sem manchas).

A composição do aço inoxidável varia de 50 % a 88 % de ferro, 11 % a 30 % de

cromo, 0 a 31 % de níquel, além de outros elementos em menores quantidades de acordo com

cada especificação.

A passividade do aço inoxidável é atribuída à formação na superfície do metal de um

filme de óxido de cromo (Cr2O3), que atua como uma barreira contra o ataque de diversos

meios corrosivos, principalmente oxidantes. A composição do filme varia com a composição

da liga e do potencial hidrogeniônico (pH) da solução usada para formação do filme passivo,

afetando suas propriedades semicondutoras (CARMEZIM et al., 2005).

4

2.2. PASSIVAÇÃO

A resistência à corrosão dos aços inoxidáveis é oriunda da formação de um filme

passivo de óxido de cromo (Cr2O3) extremamente aderente e quimicamente estável com

espessura menor que 5 nm (KERBER e TVERBEG, 2000; FREDRIKSSON et al., 2012). A

ação protetiva desse filme é condicionada ao ambiente em que se localiza o aço, pois em

certos meios esse filme poderá ser quebrado e o material sofrerá os efeitos corrosivos (JIANG

et al., 2017). O comportamento do filme passivo é controlado pelas reações de transporte de

íons e elétrons, sendo ambas controladas pelas interfaces metal/filme e filme/eletrólito e pelas

propriedades eletroquímicas do filme passivo (SCHULTZE e LOHRENGEL, 2000). Logo,

a chave para a compreensão da resistência aos ataques corrosivos nos aços inoxidáveis é o

estudo das propriedades do filme passivo.

A composição química e o arranjo atômico são fatores cruciais para a resistência à

corrosão. A adição de cerca de 10 % de cromo provoca uma rápida redução na taxa de

corrosão. Um teor de no mínimo 11 % desse elemento proporciona um filme compacto e

contínuo (LEFFLER, 2012; CHAWLA e GUPTA, 2010). A Figura 2.1 apresenta o efeito do

teor de cromo na taxa de corrosão do material.

5

Figura 2.1 - Efeito do teor de cromo na passivação. Fonte: Leffler, 2012, modificado.

O teor de cromo, que é o elemento formador do filme, juntamente com os teores de

elementos estabilizadores, como molibdênio, níquel, nitrogênio e cobre, influenciam a

resistência à corrosão (FU et al., 2009; ALAMR et al., 2006). De acordo com Olsson e

Landolt (2003), além desses elementos citados, comprovou-se que o manganês aumenta a

solubilidade do nitrogênio e do molibdênio, melhorando a resistência à corrosão por pites, e

que o tungstênio possui propriedades similares ao molibdênio.

A cinética de formação e dissolução é outro fator importante para a análise do filme

em razão da constante mudança e adaptação às condições do meio. Altas taxas de reação e

pequena espessura do filme fazem-no apresentar resultados aquém do esperado para aços

inoxidáveis.

2.3. CLASSIFICAÇÃO DOS AÇOS INOXIDÁVEIS

A classificação dos aços inoxidáveis é baseada na microestrutura que apresentam à

temperatura ambiente e pode ser dividida em quatro classes principais: martensíticos,

6

ferríticos, austeníticos e duplex. Além dessas quatro classes, há os aços inoxidáveis

endurecíveis por precipitação (EPP) ou precipitation-hardening (PH), obtidos por

precipitação de compostos intermetálicos em uma matriz austenítica ou martensítica de baixo

carbono (LO et al., 2009). A Figura 2.2 apresenta as classes de aços inoxidáveis no diagrama

de Schaeffler, que permite prever a microestrutura da zona fundida com base na sua

composição química.

Figura 2.2 - Representação das classes de aços inoxidáveis no diagrama de Schaeffler.

Fonte: Fedele et al., 1999.

A Figura 2.3 apresenta um diagrama das classes dos aços inoxidáveis quanto à

composição química.

7

Figura 2.3 - Classes de aços inoxidáveis com suas respectivas composições.

Fonte: ASM, 2000, modificado.

2.3.1. Aços Inoxidáveis Austeníticos

Os aços inoxidáveis austeníticos constituem 70-80 % da produção dos aços

inoxidáveis. Essa classe inclui essencialmente ligas Ferro-Cromo-Níquel (Fe-Cr-Ni) com no

mínimo 15 % de cromo e um teor de níquel suficiente para manter a estrutura austenítica

estável na faixa de temperatura de 1100 °C até a temperatura ambiente sem a formação de

8

martensita. Entretanto, existem ligas em que parte ou todo o níquel foi substituído por

manganês e nitrogênio. O níquel é um elemento de liga fundamental, mas também pode-se

destacar o nitrogênio, que dentro do limite de solubilidade contribui para o aumento da

resistência mecânica e à corrosão, e o manganês, que pode ser acrescido como um elemento

austenitizante, como nas ligas da série 2XX (BAGHBADORANI et al., 2015; KOU, 2013).

O níquel amplia o campo de estabilidade da austenita, retarda as transformações de

fase no estado sólido e abaixa as temperaturas de início de transformação martensítica (Mi)

e de fim de transformação martensítica (Mf). Todavia, as flutuações do preço do níquel levam

a pesquisas de substituição desse elemento em aços inoxidáveis austeníticos, os quais usam

dois terços da produção global do níquel primário, sendo, portanto, o principal responsável

pela volatilidade dos preços dessas ligas (PISTORIUS e DU TOIT, 2010).

O nitrogênio melhora a formação e estabilidade da austenita e prolonga o campo de

fase austenítico, logo este elemento pode ser usado parcialmente ou completamente para

substituir o níquel. O nitrogênio também aumenta drasticamente a resistência ao escoamento

e o limite de resistência à tração sem diminuir a ductilidade e tenacidade, resultado de um

considerável endurecimento por solução sólida. Ademais, melhora a resistência à corrosão

local, especialmente por pites e frestas (LANG et al., 2015).

Os aços inoxidáveis austeníticos possuem excelente ductilidade e tenacidade, e por

não apresentaram transição dúctil-frágil são utilizados desde aplicações criogênicas até

elevadas temperaturas, superiores à temperatura máxima de serviço admissível para aços de

baixa liga ou de aços inoxidáveis martensíticos e ferríticos (Figura 2.4 e Figura 2.5).

9

Figura 2.4 - Curvas tensão vs. deformação para diferentes aços inoxidáveis.

Fonte: Leffler, 2012, modificado.

Figura 2.5 - Curvas de tenacidade ao impacto Charpy para diferentes classes de aços

inoxidáveis. Fonte: Leffler, 2012, modificado.

Apresentam soldabilidade relativamente boa, sendo menos sensíveis ao trincamento

a frio, que ocorre nos aços martensíticos ao serem soldados. Entretanto, são sensíveis à

corrosão intergranular, corrosão sob tensão e trinca a quente. A seleção do processo e dos

10

consumíveis de soldagem são fundamentais para a obtenção de componentes que possam

operam conforme a solicitação projetada, mitigando a probabilidade de ocorrência de falhas.

A distorção causada pelo aporte térmico é maior em aços inoxidáveis austeníticos em

comparação com os aços comuns em razão do elevado coeficiente de expansão térmica e

baixa condutividade térmica.

2.3.1.1. Aço Inoxidável Austenítico AISI 316L

O aço inoxidável austenítico 316 apresenta um teor máximo de carbono de 0,08 %, o

que favorece o processo de sensitização. A fim de mitigar a formação de carbetos de cromo

nesse aço, uma solução é a redução do teor de carbono, obtendo-se o aço inoxidável

austenítico 316L, que possui um teor máximo de carbono de 0,03 % (KUMAR e REDDY,

2013). A representação dos aços inoxidáveis da série 300 é mostrada na Figura 2.6.

11

Figura 2.6 - Representação dos aços inoxidáveis da série 300.

Fonte: Aperam, 2016, modificado.

O aço inoxidável austenítico AISI 316L é amplamente utilizado na indústria

metal-mecânica, por sua excelente resistência à corrosão e conformabilidade. Contudo, sua

aplicação é prejudicada pela sua relativamente baixa resistência mecânica (CHEN et al.,

2005; MENG et al., 2014; FENG et al., 2015).

Entre as aplicações mais importantes desse aço pode-se destacar: válvulas, tubos,

para-raios, equipamentos para as indústrias químicas, petróleo e gás, farmacêuticas, papel e

celulose, entre outras.

12

2.3.1.1.1. Composição química

A Tabela 2.1 mostra as faixas de composição química dos aços inoxidáveis

austeníticos AISI 316 e 316L segundo a ASTM A 312/A 312M - 17 (ASTM, 2017).

Tabela 2.1 - Faixas de composição química dos aços AISI 316 e 316L (% em peso).

Tipo C

(máx)

Mn

(máx)

P

(máx)

S

(máx)

Si

(máx)

Cr Ni Mo

316 0,08 2 0,045 0,03 1,00 16-18 10-14 2-3

316L 0,035 2 0,045 0,03 1,00 16-18 10-14 2-3

Fonte: ASTM A 312/A 312M - 17.

Aydogdu e Aydinol (2006) afirmam que a exposição do AISI 316L a elevadas

temperaturas por longos períodos pode resultar na formação de várias fases deletérias, como

a fase sigma, que se nucleia nos contornos de grãos e é encontrada nesses aços após

aproximadamente 100 horas a 800°C.

O manganês aumenta a solubilidade do nitrogênio na matriz em altas temperaturas, o

que diminui a probabilidade de formação de nitretos durante o processo de soldagem e

tratamentos térmicos. A formação de sulfeto de manganês serve para a iniciação de corrosão

localizada (FREDRIKSSON et al., 2010).

O molibdênio eleva a resistência mecânica, reduz a sensibilidade ao trincamento

durante a soldagem e aumenta a qualidade da camada passivada, a resistência em meios

13

ácidos e a corrosão localizada e profunda, além de melhorar a ductilidade do material

(HALAMOVÁ et al., 2014).

Para Briant (1987), a presença do nitrogênio provoca a diminuição da quantidade de

segregações no aço AISI 316L comparado com o AISI 304L, uma vez que esse elemento

compete com o fósforo nos contornos de grão.

2.3.1.1.2. Propriedades mecânicas

As propriedades mecânicas do aço inoxidável austenítico AISI 316L são inferiores às

do aço inoxidável austenítico AISI 316 (Tabela 2.2) devido à redução do teor de carbono,

que embora benéfica para reduzir a sensitização e aumentar a soldabilidade, reduz a tensão

limite de escoamento (LE) e a tensão limite de resistência mecânica (LR).

Tabela 2.2 - Propriedades mecânicas dos aços 316 e 316L.

Tipo LE

(MPa)

LR

(MPa)

Alongamento

mínimo na direção

longitudinal (%)

Alongamento

mínimo na direção

transversal (%)

316 205 515 35 25

316L 170 485 35 25

Fonte: ASTM A 312/A 312M - 17.

Pascual et al. (2010) encontraram uma tensão limite de resistência mecânica de

501 MPa em uma junta de AISI 316L soldada com metal de adição ER 316L pelo processo

GTAW com tensão de 20 V, intensidade de corrente de 45 A e velocidade de soldagem de

14

114,2 mm/min. A tensão limite de resistência mecânica da junta é superior ao mínimo

estabelecido pela norma, conforme a Tabela 2.2.

Senatore et al. (2007) ao compararem os aços inoxidáveis duplex e os inoxidáveis

AISI 304L/316L comprovaram que o AISI 316L não apresenta transição dúctil-frágil,

enquanto que nos duplex SAF 2304 (UNS 32304), SAF 2205 (UNS 31803) e SAF 2507

(UNS 32750) a temperatura em que esse fenômeno ocorre é próxima de -50 °C (Figura 2.7).

Figura 2.7 - Tenacidade ao impacto dos aços inoxidáveis duplex e 316L.

Fonte: Senatore et al., 2007, modificado.

15

2.4. TENSÕES RESIDUAIS

Tensões residuais (TR) são as tensões existentes em um corpo sólido sem a aplicação

de forças externas ou gradientes térmicos. Elas são auto-equilibrantes, ou seja, qualquer

perturbação como remoção de material ou aplicação de carregamentos térmicos ou

mecânicos altera o seu estado e causa sua redistribuição a fim de que haja o reequilíbrio das

tensões novamente. Os somatórios das forças resultantes e dos momentos são nulos,

garantindo a condição de auto-equilíbrio do sistema (MACHERAUCH E WOHLFAHRT,

1977).

As tensões residuais aparecem frequentemente em peças como resultado dos

diferentes processamentos térmicos ou mecânicos e podem provocar alteração das

propriedades mecânicas e corrosivas do material (HU et al., 2011; NEZHAD e O’DOWD,

2015). Conforme a natureza, trativa ou compressiva, das tensões residuais pré-existentes no

material, elas podem alterar a tensão efetiva aplicada (Figura 2.8).

Figura 2.8 - Superposição das tensões residual e aplicada. Fonte: Lu, 2002, modificado.

16

Está bem estabelecido que tensões residuais trativas superficiais em um material, ao

se somarem às tensões de serviço, podem provocar nucleação e propagação de trincas e levar

à ruptura prematura do componente, enquanto que as tensões residuais compressivas

favorecem a longa vida em fadiga e aumentam a resistência à corrosão sob tensão (CINDRA

FONSECA, 2000). Assim sendo, a resistência mecânica dos materiais metálicos é fortemente

influenciada pelo estado de tensões residuais presente nas camadas superficiais do material

(BARSOUM, 2008).

As tensões residuais podem ser classificadas em três tipos conforme a extensão

característica, 𝑙0, que é o comprimento sobre o qual elas se auto-equilibram (WITHERS e

BHADESHIA, 2001).

• Tensões residuais macroscópicas (Tipo I)

Estendem-se ao longo do componente numa considerável escala do material

(l0,I ≅ porção do componente) e são auto-equilibradas em relação ao material como um todo.

Originam-se de deformações plásticas não uniformes ou gradientes térmicos que provocam

expansões não uniformes. Seu efeito pode ser benéfico ou deletério, dependendo da natureza,

magnitude e distribuição em relação às tensões aplicadas pelo carregamento posterior

(JIANG et al., 2013). As tensões do tipo I estão representadas na Figura 2.9a.

17

• Tensões residuais microscópicas (Tipo II)

Distribuem-se homogeneamente em uma escala de comprimento proporcional à

escala microestrutural (l0,II ≅ em escala de alguns grãos) e são auto-equilibradas em um

conjunto restrito de grãos (JIANG et al., 2013). Espera-se a sua existência em materiais

monofásicos devido à anisotropia do comportamento de cada grão. Podem se desenvolver

em materiais multifásicos em razão das diferentes fases constituintes (KANDIL et al., 2001).

As tensões do tipo II estão representadas na Figura 2.9b.

• Tensões residuais submicroscópicas (tipo III)

Distribuem-se entre distâncias atômicas no interior de grãos (l0,III < tamanho do grão)

e são equilibradas em conjunto de células unitárias, como resultado da presença de defeitos

cristalinos. As tensões do tipo III estão representadas na Figura 2.9c.

18

Figura 2.9 - Tensões residuais: (a) macroscópicas; (b) microscópicas; (c) submicroscópicas.

Fonte: Hutchings et al., 2005, modificado.

As tensões residuais do tipo II e III, consideradas micro e submicrotensões, não

podem ser evitadas em materiais policristalinos, e são mais importantes para o

comportamento microestrutural. As tensões residuais do tipo I são fundamentais para

projetos mecânicos e estruturais.

A Figura 2.10 apresenta a distribuição de tensões residuais na superfície de um

material policristalino contendo tensões macroscópicas, microscópicas e submicroscópicas.

19

Figura 2.10 - Distribuição das tensões residuais ao longo da superfície de um material

policristalino. Fonte: Pelizzari, 2013.

As tensões residuais são consequência de interações ao longo do tempo, temperatura,

deformação ou microestrutura (Figura 2.11) e podem ser divididas em três categorias

(BHADESHIA, 2002):

• Deformação: resultado do processamento e/ou carregamento mecânico que

produz deformação plástica não-uniforme. Podem ser originadas

intencionalmente através do processamento ou serem introduzidas

deliberadamente com a intenção de produzir um perfil de tensão particular em

um componente (KANDIL et al., 2001).

• Temperatura: as tensões residuais são consequência do aquecimento e

resfriamento não uniforme a nível macroscópico (MONDAL et al., 2015). A

nível microscópico, as tensões residuais desenvolvem-se em virtude da

20

diferença de coeficiente de expansão térmica entre as fases ou

microconstituintes.

• Microestrutura: resultado de mudanças de volume associadas com mudanças

de fase ou precipitação.

Figura 2.11 - Relações de tempo, temperatura, tensão e microestrutura no material.

Fonte: Bhadeshia, 2002, modificado.

2.4.1. Tensões residuais em soldagem

As tensões residuais são particularmente importantes em soldagem em virtude da sua

elevada magnitude, tipicamente trativas, combinadas com mudanças microestruturais

complexas próximas ao metal de solda (BROWN et al., 2011). Elas ocorrem em virtude da

variação não uniforme de temperatura no material decorrente do processo de soldagem. O

21

rápido aquecimento localizado funde uma parte do material de base, formando uma poça de

fusão, que se solidificará resultando na zona fundida (PRATIHAR et al., 2009).

As regiões adjacentes ao cordão de solda também são aquecidas pela condutividade

térmica da poça de fusão desde a temperatura ambiente até uma temperatura próxima à fusão,

dilatando-se tanto quanto maior for a temperatura atingida. Caso haja restrições à expansão,

essa região passa a ser comprimida até que o limite de escoamento do material seja

ultrapassado em compressão. Com o resfriamento do material, a tendência é que haja

contração, aliviando a compressão. Como as restrições impedem a redução do volume do

cordão, essa região acaba sendo tracionada até que o limite de escoamento em tração seja

superado e o material se deforme para acomodar essa tensão. O material somente consegue

se deformar plasticamente sob tensões superiores às de escoamento, e tensões trativas

inferiores à tensão de escoamento tendem a permanecer ao final da soldagem (COULES,

2013).

A Figura 2.12 apresenta a variação de temperatura e tensão residual devido ao

movimento da fonte de calor ao longo da linha central do cordão de solda. Na seção AA’,

não há variações de temperatura e o material está isento de tensões. Na seção BB’, o material

aquecido tende a se expandir sendo restringido pelas regiões mais frias, gerando assim

tensões de compressão em regiões próximas à zona de fusão e tensões de tração nas regiões

mais afastadas. Na seção CC’, há tensões trativas junto ao cordão e compressivas nas regiões

mais afastadas. Após o resfriamento completo, seção DD’, as tensões residuais no centro da

solda chegam a níveis próximos ao limite de escoamento do material.

22

Figura 2.12 - Desenvolvimento de tensões residuais longitudinais durante soldagem.

Fonte: Coules, 2013, modificado.

Em um processo de soldagem sem restrições, o maior gradiente térmico ocorre

geralmente ao longo da direção transversal. O material pode se contrair livremente nessa

direção, pois a contração é aproximadamente uniforme ao longo do comprimento do cordão.

Entretanto, na direção longitudinal, a contração é impedida pelo material frio nos arredores

da junta e, consequentemente, as maiores tensões residuais são orientadas na direção

longitudinal (Figura 2.13). Caso haja restrições à contração do metal de solda, maiores

tensões residuais trativas podem ocorrer em ambas as direções (COULES, 2013).

23

Figura 2.13 - Distribuição de tensões residuais em uma solda de topo. Fonte: Macherauch e

Kloos, 1987, modificado.

As tensões residuais em soldagem contribuem para fratura frágil, fadiga, trinca por

corrosão sob tensão, enquanto que as distorções têm sérios impactos negativos na montagem,

ocasionando não conformidades e redução do tempo de serviço, o que representa um grave

problema para fabricação de estruturas soldadas (XU et al., 2010; MARTINS et al., 2010;

VASANTHARAJA et al., 2015). As tensões residuais são função de diversas variáveis

relacionadas aos parâmetros utilizados na execução do cordão de solda, geometria da junta,

número de passes, composição química dos metais de base e de adição, e de outros fatores

pertinentes ao processo (LEE e CHANG, 2014; ACEVEDO e NUSSBAUMER, 2012).

Mudanças macroscópicas volumétricas são causadas pela variação dimensional de

expansão e contração e diferentes taxas de resfriamento experimentadas na zona fundida e

24

na zona termicamente afetada (ZTA). Em contrapartida, mudanças microscópicas

volumétricas ocorrem principalmente por transformações de fase durante o resfriamento.

Durante a soldagem dos aços, a zona fundida e a ZTA apresentam transformação da

austenita em outras fases com aumento de volume específico, contudo esse aumento é

restringido pela região fria do metal. A Figura 2.14 mostra que um baixo aporte térmico gera

uma elevada taxa de resfriamento e uma baixa temperatura de transformação, logo, mais

efetivas serão as consequências dos processos de transformação nas tensões residuais. Já um

elevado aporte térmico provoca uma baixa taxa de resfriamento e uma alta temperatura de

transformação, o que contribui para a predominância de tensões residuais trativas.

Figura 2.14 - Influência do aporte térmico na temperatura de transformação Tt e nas tensões

residuais. Fonte: Nietschke e Wohlfahrt, 1991, modificado.

25

Conforme verificado na Figura 2.14, o aporte térmico é um fator essencial no controle

da qualidade na soldagem a arco elétrico, pois influencia na taxa de resfriamento, a qual afeta

as propriedades mecânicas e a microestrutura do metal de solda e da ZTA, e, por conseguinte

influencia a distribuição de tensões residuais do material (AKBARI e SATTARI-FAR,

2009).

As tensões residuais não se originam apenas da distribuição não-uniforme de

temperatura durante a soldagem, como também são dependentes da distribuição de

temperatura transiente resultante do movimento da fonte de calor, originando tensões

incompatíveis causadas por estes gradientes térmicos e mudanças microestruturais, sendo

necessária a consideração de uma formulação termoelastoplástica (RAVISANKAR et al.,

2014).

Portanto, conforme a Figura 2.15, as tensões residuais são decorrentes da

superposição de três fontes de tensões residuais em soldagem, todavia, pode haver casos em

que uma fonte prevalecerá sobre a outra (MACHERAUCH e WOHLFAHRT, 1977).

26

Figura 2.15 - Distribuição das tensões residuais em juntas de topo de processo a arco

convencional: (C) Contração, (R) Resfriamento superficial mais intenso e (T)

Transformação de fase. Fonte: Macherauch e Wohlfahrt, 1977, modificado.

Para evitar problemas em serviço, as tensões residuais trativas dos componentes

devem ser aliviadas antes da entrada dos mesmos em operação, seja por processo mecânico

ou térmico. Sua magnitude pode ser reduzida por meio da utilização de pré-aquecimento,

reduzindo a velocidade de resfriamento e facilitando a acomodação das tensões

(SRIVASTAVA et al., 2010). Caso as tensões residuais não sejam aliviadas após a soldagem,

duas situações podem ocorrer quando as tensões aplicadas em serviço se somarem às tensões

residuais de soldagem:

• O material se deforma, aliviando as tensões residuais, e com isso a tensão

resultante não consegue aumentar sua magnitude até chegar aos níveis do

limite de resistência;

• O material não se deforma e a tensão resultante atinge o limite de resistência,

causando a ruptura em serviço.

27

2.4.2. Técnicas de medição de tensões residuais

Os métodos de medição de tensões residuais são classificados conforme o dano

introduzido no material em: destrutivos, não destrutivos e semi-destrutivos (ROSSINI et al.,

2012).

Os métodos destrutivos e semi-destrutivos baseiam-se na alteração do estado de

equilíbrio das tensões residuais, provocando alívio dessas tensões no ponto ou na região de

medição. As deformações causadas pelo alívio são medidas e através de modelos

matemáticos adequados são determinadas as tensões residuais. Os métodos destrutivos

comprometem a integridade do material, pois necessitam que haja retirada do material para

obtenção de dados relativos a tensões residuais, sendo que os principais métodos são

seccionamento e deflexão. Os métodos semi-destrutivos introduzem algum dano no

componente, mas não comprometem sua integridade ou operação, como é o caso do método

do furo cego e de remoção de camadas (YELBAY et al., 2010; KORSUNSKY et al., 2009;

NASIM et al., 2015; PETRUCCI e SCAFIDI, 2010).

Os métodos não destrutivos baseiam-se nas variações de parâmetros físicos ou

cristalográficos do material em análise, relacionados com as tensões residuais que provocam

essas alterações. Os métodos não destrutivos não comprometem a integridade por não

requererem remoção de partes do componente. Os principais métodos são difração de

raios-X, difração de nêutrons, ultrassom e magnético (YELBAY et al., 2010; KROSUNSKY

et al., 2009).

28

2.4.3. Princípios da tensometria por difração de raios-X

A tensometria por difração de raios-X tem como princípio medir o espaçamento entre

os planos da rede cristalina pelo uso de feixes estreitos de raios-X. A incidência de um feixe

de raios-X monocromático com comprimento de onda 𝜆 na superfície de um material provoca

o espalhamento (difração) deste feixe pelos seus átomos. Um feixe difratado pode ser

definido como um feixe composto de um grande número de raios espalhados reforçando-se

mutuamente.

Num material policristalino, com granulometria fina e isento de tensões, o espaço

entre os planos cristalinos não varia com a orientação desses planos. Pode-se calcular a

deformação da rede cristalina caso o ângulo de difração para um material livre de tensões

seja conhecido (Figura 2.16).

Figura 2.16 - Princípio da medição por raios-X. Fonte: Callister, 2007, modificado.

29

Um feixe paralelo de raios-X de comprimento 𝜆 incide na superfície do material

segundo um ângulo 𝜃. O ângulo do feixe difratado terá o mesmo valor 𝜃 do ângulo de

incidência, caso a lei de Bragg seja satisfeita:

𝑛𝜆 = 2𝑑 sin 𝜃 2.1

Sendo:

n = número inteiro conhecido por ordem de difração

𝜆 = comprimento de onda do feixe incidente de raios-X

d = distância entre os planos

𝜃 = ângulo de interferência construtiva

Caso o comprimento de onda do feixe incidente de raios-X seja constante, a alteração

da distância entre os planos pela aplicação de uma tensão resultará em uma modificação no

ângulo de difração (Figura 2.17).

Figura 2.17 - Variação das distâncias interplanares de um material tensionado.

Fonte: Lu, 1996, modificado.

30

Considerando a variação de distância como Δ𝑑 = 𝑑 − 𝑑0, onde 𝑑 é a distância

interplanar com o material sob tensão 𝜎 e 𝑑0 a distância interplanar livre de tensão, a variação

angular de difração é igual a Δ𝜃 = 𝑑 − 𝑑0.

A deformação cristalográfica causada pela tensão aplicada pode ser expressa como:

𝜀 =Δ𝑑

𝑑0=

𝑑 − 𝑑0

𝑑0 2.2

Através da diferenciação da lei de Bragg obtém-se a deformação cristalográfica

provocada pela tensão existente.

𝜀 = − cotg 𝜃 Δ𝜃 = − cotg 𝜃Δ(2𝜃)

2 2.3

Sendo:

𝜀 = deformação na direção perpendicular ao sistema de planos atômicos difratados

Δ(2𝜃) = variação do ângulo de difração devido à tensão aplicada em relação à

difração na rede cristalina não tensionada.

Os princípios da teoria da elasticidade aplicados à tensometria por raios-X são:

Deformação

𝜀 =Δ𝑙

𝑙 2.4

Tensão:

𝜎 =∆F

∆𝐴 2.5

Lei de Hooke para estado uniaxial:

𝜀 =𝜎

𝐸 2.6

31

Lei de Hooke para estado triaxial:

𝜀1 =𝜎1

𝐸−

𝜐

𝐸(𝜎2 + 𝜎3) 2.7

𝜀2 =𝜎2

𝐸−

𝜐

𝐸(𝜎1 + 𝜎3) 2.8

𝜀3 =𝜎3

𝐸−

𝜐

𝐸(𝜎1 + 𝜎2) 2.9

Sendo:

𝜀1, 𝜀2, 𝜀3 = deformações principais

𝜎1, 𝜎2, 𝜎3 = tensões principais

𝜐 = coeficiente de Poisson do material

E = módulo de elasticidade do material

Um sistema de coordenadas polares, apresentado na Figura 2.18, é utilizado para

obter as equações de tensão, 𝜎𝜙, e deformação 𝜀𝜙,𝜓, nas direções 𝜑 e 𝜓. A diferença entre

as deformações em duas direções diferentes mantendo-se o ângulo polar 𝜙 é dada por:

𝜀(𝜑, 𝜓2) − 𝜀(𝜑, 𝜓1) = cotg 𝜃0 (𝜃𝜑,𝜓2− 𝜃𝜑,𝜓1

) 2.10

Figura 2.18 - Sistema de coordenadas polares. Fonte: Cindra Fonseca, 2000.

32

A equação da deformação 𝜀𝜑,𝜓 é representada de acordo com a equação 2.11:

𝜀𝜑,𝜓 = (1 + 𝜐

𝐸) (𝜎1 cos2 𝜑 + 𝜎2 sen2 𝜑) ∙ sen2 𝜓 −

𝜐

𝐸(𝜎1 + 𝜎2 + 𝜎3) 2.11

Sendo:

𝜑 = ângulo polar (ângulo do difratômetro ao redor da superfície segundo um eixo de

coordenadas do material)

𝜓 = ângulo azimutal (ângulo entre a normal à superfície e o plano formado pelos

feixes incidente e refratado)

A componente de tensão 𝜎3, perpendicular à superfície, é nula, e as componentes 𝜎1

e 𝜎2 se localizam na superfície. Assim, a relação tensão-deformação para a técnica de

difração de raios-X pode ser expressa como:

𝜀𝜑,𝜓 = (1 + 𝜐

𝐸) 𝜎𝜙𝑠𝑒𝑛2𝜓 −

𝜐

𝐸(𝜎1 + 𝜎2) 2.12

Fixando-se o ângulo polar 𝜑, a diferença entre as deformações em duas direções

diferentes, segundo o ângulo azimutal 𝜓, é dada por:

𝜀(𝜑, 𝜓2) − 𝜀(𝜑, 𝜓1) = (1 + 𝜐

𝐸) 𝜎𝜑(𝑠𝑒𝑛2𝜓2 − 𝑠𝑒𝑛2𝜓1) 2.13

A componente de tensão 𝜎𝜑 da equação 2.13 pode ser escrita como:

𝜎𝜑 =𝐸

1 + 𝜐

𝜀(𝜑, 𝜓2) − 𝜀(𝜑, 𝜓1)

𝑠𝑒𝑛2𝜓2 − 𝑠𝑒𝑛2𝜓1 2.14

A deformação em termos de difração pode ser expressa por:

𝜀𝜑,𝜓 =𝑑𝜑,𝜓 − 𝑑0

𝑑0= −𝑐𝑜𝑡𝑔 𝜃0(𝜃𝜑,𝜓 − 𝜃0) 2.15

Por meio das equações 2.14 e 2.15, obtém-se a equação final para determinação da

componente de tensão 𝜎𝜑.

33

𝜎𝜑 = (𝐸

1 + 𝜐) ∙ cotg 𝜃0 ∙

(𝜃𝜑,𝜓2− 𝜃𝜑,𝜓1

)

𝑠𝑒𝑛2𝜓2 − 𝑠𝑒𝑛2𝜓1

2.16

2.5. PROPRIEDADES MAGNÉTICAS

O magnetismo é um fenômeno relacionado à atração ou repulsão entre determinados

materiais. A origem do magnetismo reside nos movimentos orbitais e do giro dos elétrons e

na interação dos elétrons entre si. Um campo magnético também pode ser produzido em

material condutor, como por exemplo, em um solenóide, que é construído enrolando-se um

fio longo numa hélice de passo curto e fazendo uma corrente elétrica percorrer esse fio

(MORGAN, 2013).

Os materiais são comumente classificados dependendo da origem microscópica de

sua magnetização e das interações internas em cinco grupos (Figura 2.19):

• Ferromagnéticos: O ferromagnetismo ocorre em materiais cujos átomos

possuam momentos de dipolo magnético permanentes. Existe uma forte

interação entre momentos de dipolo atômicos vizinhos que os mantém

alinhados, mesmo na ausência de campo magnético externo. Tais grupos são

denominados de domínios magnéticos e comportam-se como um pequeno ímã

permanente (HALLIDAY et al., 2012) A ferrita é um exemplo de uma fase

ferromagnética (MENDONÇA et al., 2013).

• Paramagnéticos: O paramagnetismo ocorre em materiais cujos átomos

possuem momentos de dipolo permanentes e na ausência de campo aplicado,

os momentos de dipolo atômicos estão inicialmente orientados aleatoriamente

no espaço. Quando um campo magnético externo é aplicado ao material, o

34

torque resultante sobre os dipolos tende a alinhá-los com o campo, porém,

quando o campo externo é removido da amostra paramagnética, a agitação

térmica faz com que os momentos de dipolo magnético passem a ter

novamente sentidos aleatórios, pois as forças magnéticas entre os átomos são

muito fracas para manter o alinhamento (HALLIDAY et al., 2012). A

austenita é um exemplo de uma fase paramagnética (MENDONÇA et al.,

2013; CARDOSO et al., 2013).

• Diamagnético: O diamagnetismo ocorre em todos os materiais, entretanto, por

ser um efeito muito mais fraco que o paramagnetismo, só pode ser facilmente

observado em materiais com estrutura eletrônica simétrica e momento

magnético permanente nulo. Materiais diamagnéticos quando colocados em

um campo magnético apresentam magnetização negativa (BRITANNICA,

2017).

• Ferrimagnéticos: Em materiais ferrimagnéticos, os íons têm dipolos

magnéticos de intensidade diferente. Logo, existe sempre um momento

resultante não-nulo.

• Antiferromagnéticos: Em materiais antiferromagnéticos, os dipolos

alinham-se em sentidos opostos.

35

Figura 2.19 - Orientação dos dipolos magnéticos em campo nulo e temperatura ambiente, e

curvas de magnetização M em relação ao campo magnético H para diferentes classes de

materiais magnéticos. Fonte: Araújo, 2009.

36

2.5.1. Técnica do ruído magnético Barkhausen

Os materiais ferromagnéticos são constituídos por domínios magnéticos, sendo que a

direção de alinhamento dos momentos magnéticos ocorre segundo a direção do eixo de fácil

magnetização (CORRÊA et al., 2013).

Na ausência de magnetização externa ou tensões mecânicas aplicadas, os domínios

estão orientados aleatoriamente e, consequentemente, a resultante dos momentos é nula. Na

presença de um campo magnético, há uma alteração da estrutura dos domínios magnéticos,

que origina uma nova posição de equilíbrio. Ao término do processo de magnetização, o

material se transforma em um domínio único, que tende a alinhar-se na direção do campo

aplicado (PECNIK e GRUM, 2013).

A Figura 2.20 descreve a curva de magnetização inicial desde a magnetização zero

até a magnetização de saturação Ms, a qual tem uma indução de saturação Bs associada.

37

Figura 2.20 - Curva de magnetização inicial. Fonte: Morgan, 2013.

O crescimento dos domínios orientados na direção do campo magnético aplicado

provoca o deslocamento das paredes dos domínios orientados aleatoriamente na ausência de

campo aplicado. Com a movimentação das paredes dos domínios ocorre a geração de novos

domínios, assim como a aniquilação dos que possuem direções de magnetização

desfavoráveis. Posteriormente, ocorre o alinhamento dos domínios com a direção do campo

aplicado, e por último, os domínios restantes são aniquilados e o material se transforma em

um domínio único.

Ao se atingir o estado saturação da magnetização, com a redução da intensidade do

campo magnético H em virtude da reversão da direção do campo, a curva não retorna pelo

mesmo caminho de magnetização original, produzindo um efeito de histeresse, onde a

38

indução magnética B se defasa em relação a intensidade do campo magnético H que é

aplicado ou diminui a uma taxa mais baixa (Figura 2.21). O fenômeno de histeresse pode ser

explicado através do movimento das paredes do domínio.

Figura 2.21 - Laço de histeresse magnética. Fonte: Morgan, 2013, modificado.

A movimentação das paredes dos domínios magnéticos gera pulsos magnéticos que

podem ser mensurados como uma sequência de pulsos de voltagem através de uma bobina

leitora posicionada na superfície do material e o sinal medido é denominado ruído magnético

Barkhausen (RMB) (LADIN, 2011). A Figura 2.22 ilustra a disposição experimental clássica

para a medição do RMB, composta por um eletroímã para excitação magnética e uma bobina

leitora.

39

Figura 2.22 - Equipamento para ensaio RMB. Fonte: Morgan, 2013, modificado.

O RMB pode ser caracterizado como um sinal com componentes AC aleatórios não

estacionários. A raiz quadrada do valor quadrático médio (RMS - Root Mean Square)

representa um parâmetro usado para caracterizar a potência de um sinal AC

(SERRÃO, 2014). Deste modo, esse parâmetro permite quantificar o sinal RMB em volts ao

longo do tempo utilizando-se a equação 2.17.

𝑅𝑀𝐵𝑅𝑀𝑆 = √∑ (𝑉𝑖 − 𝑉𝑚)2𝑛

𝑖=1

𝑛𝑆 − 1

2.17

Sendo:

Vi = valor da voltagem medida em um determinado instante

Vm = valor médio do sinal

ns = número de pontos do sinal

40

Como o sinal RMB é centrado em amplitude, ou seja, possui média nula, o valor RMS

equivale ao desvio padrão, e, portanto, representa uma medida do tamanho médio das

flutuações ao redor da média.

As propriedades microestruturais, como o tamanho de grão, influenciam o sinal RMB.

Grãos mais finos possuem maior número de domínios magnéticos, acarretando em um

aumento do nível do RMB. Tensões compressivas favorecem o crescimento dos domínios

magnéticos na direção perpendicular à tensão aplicada, dificultando a magnetização e

produzindo uma queda na amplitude do RMB. Tensões trativas favorecem a magnetização

na direção de aplicação da tensão, beneficiando o aumento da amplitude do RMB

(MOORTHY e SHAW, 2008).

2.5.2. Ferritoscopia

O ferritoscópio é um equipamento portátil indicado para medição do teor de ferrita

em aços inoxidáveis, cujo princípio de funcionamento baseia-se no método de indução

magnética.

O material é submetido a um campo magnético gerado por uma bobina que irá

interagir com a fase ferromagnética e as mudanças causadas pelo campo magnético induzem

uma tensão proporcional ao percentual volumétrico da fase ferromagnética em uma segunda

bobina. O resultado da medição é obtido em poucos segundos ao posicionar-se a sonda do

aparelho verticalmente à amostra (Figura 2.23).

41

Figura 2.23 - Funcionamento do ferritoscópio. Fonte: Helmut-Fischer, 2012, modificado.

A calibração do equipamento utiliza amostras padrão com teor de ferrita conhecido,

conforme Tabela 2.3.

Tabela 2.3 - Teor de ferrita dos blocos usados na calibração do ferritoscópio.

Bloco 0,53 FN 2,73 FN 9,2 FN 33,2 FN 75,5 FN BASE

Teor de ferrita (%) 0,52 3,05 10,2 30,4 55,1 100

Fonte: Helmut-Fischer (2016)

A exatidão da leitura é influenciada pela espessura e curvatura do material,

rugosidade superficial e distância entre a extremidade ou da borda do material ao ponto de

medição. Assim, aplica-se fatores de correção ao resultado para compensar tais

42

características, sendo que no caso da junta soldada do presente estudo esse fator de correção

é igual a 1. O teor real da fase ferromagnética (Few) é obtido pela multiplicação do teor

medido da fase ferromagnética (Fem) pelo fator de correção, segundo equação 2.18.

𝐹𝑒𝑤 = 𝐹𝑒𝑚×𝑓𝑎𝑡𝑜𝑟 𝑑𝑒 𝑐𝑜𝑟𝑟𝑒çã𝑜 2.18

O desvio padrão resultante (equação 2.19) depende do valor médio de todas as leituras

(Fe), das leituras individuais (Fei) e do número de leituras realizadas (N).

𝑠 = √(𝐹𝑒 − 𝐹𝑒1)2 + (𝐹𝑒 − 𝐹𝑒2)2 + ⋯ + (𝐹𝑒 − 𝐹𝑒𝑁)2

(𝑁 − 1)

2.19

2.6. SHOT PEENING

O shot peening é um tratamento mecânico a frio que consiste no impacto de múltiplas

esferas em velocidades turbinadas na superfície do material. As esferas podem ser fabricadas

com aço de alto carbono fundido, arame de aço cortado, aço inoxidável, ferro fundido, vidro

ou material cerâmico. Para aplicações industriais, utiliza-se normalmente granalha de aço

esférica temperada e revenida (DALY e JOHNSON, 1990; NICKEL, 1996).

O impacto de cada esfera provoca uma deformação plástica localizada na superfície,

criando um campo de tensões residuais compressivas. Virtualmente, todos os perfis de tensão

residual surgem de deformação plástica não-uniforme. Os impactos produzem uma

distribuição de tensões residuais que varia de acordo com a profundidade de 0,03 mm a

2,5 mm (KIRK, 1999).

43

Os principais parâmetros do processo são:

• Diâmetro da esfera

• Distância do bombardeamento

• Velocidade de impacto

• Intensidade do jato

• Tempo de tratamento e ângulo de incidência das esferas na superfície

• Velocidade inicial

• Dureza do material da esfera e do componente jateado.

A análise das tensões residuais é fundamental para prever a resistência mecânica e

entender como varia sua magnitude com os parâmetros do processo (GUAGLIANO, 2001).

A influência dos parâmetros na distribuição de tensões residuais é mostrada na Figura 2.24.

Figura 2.24 - Influência dos parâmetros de shot peening na distribuição das tensões

residuais. Fonte: Schiffner e Helling, 1999, modificado.

O método de determinação da intensidade do processo de shot peening mais adotado,

denominado método de medição de intensidade ou Padrão Almen, utiliza a quantidade de

energia cinética transferida da esfera para o componente (MIAO et al., 2010). Neste ensaio,

uma plaqueta, fabricada de aço SAE 1070 em formato de tira de 76 mm por 19 mm e com

espessura padronizada (tipo A: 1,29 mm, tipo N: 0,79 mm ou tipo C: 2,39 mm) é presa a um

44

bloco de aço, também padronizado, e jateada em um lado durante um certo intervalo de tempo

(ZIZAK, 2010). A tensão residual compressiva provoca deformação plástica e a deflexão da

plaqueta é fator da intensidade do jateamento (GUECHICHI et al., 2013; UNAL e VAROL,

2015; EDWARD, 2017).

A energia cinética do jato é função da massa e da velocidade de bombardeamento das

esferas, sendo essa relação demonstrada pela equação 2.20 (KIRK, 1999):

𝐾 =1

2𝑚v2 2.20

Sendo:

K = energia cinética

𝑚 = massa da esfera

v = velocidade da esfera

Durante cada endentação ocorre um ciclo de carregamento e descarregamento de

tensão, provocando uma região deformada plasticamente contendo deformação elástica

residual compressiva. Cada endentação gera uma pequena camada de tensões residuais

compressivas da ordem de 80 % da tensão de escoamento ou 60 % da resistência mecânica

máxima do material (EVERETT et al., 2001). Como resultado do processo, a resistência à

fadiga é aumentada em torno de 25-30 % (SOARES, 1998).

Segundo o diagrama tensão-deformação para uma única endentação, a tensão

aumenta elasticamente a partir do repouso em razão da reduzida área de contato até atingir a

tensão limite de escoamento (ponto A da Figura 2.25). A superfície deforma-se plasticamente

até a esfera começar a ricochetear (ponto B da Figura 2.25). Durante o retorno, a superfície

do material relaxa elasticamente até atingir um valor de tensão nulo (ponto C da Figura 2.25).

A diferença entre o valor original e final de deformação é a deformação residual, que ao ser

45

multiplicada pelo módulo de elasticidade fornece o valor da tensão residual compressiva

localizada.

Figura 2.25 - Diagrama tensão vs. deformação simplificado para uma única endentação.

Fonte: Kirk, 1999, modificado.

Com o transcorrer do processo cada vez mais a área superficial bombardeada

aumenta. As endentações são consideradas individualmente no início e com o decorrer do

tempo haverá uma sobreposição de endentações.

Schiffner e Helling (1999) consideram que o desenvolvimento do estado de tensão

residual pode ser descrito por dois fenômenos. Primeiramente, a pressão hertziana causa

tensões residuais compressivas com o valor máximo próximo a superfície. Em segundo lugar,

a deformação plástica na camada superficial origina tensões residuais com o valor máximo

nas camadas subsuperficiais do material (Figura 2.26).

46

Figura 2.26 - Processo de shot peening. Fonte: Schiffner e Helling, 1999, modificado.

A Figura 2.27 mostra o perfil de distribuição da tensão residual de um componente

jateado em relação à profundidade da camada atingida pelo processo.

Figura 2.27 - Perfil de distribuição de tensão residual em um componente jateado. Fonte:

Gao e Zhong, 2013, modificado.

O valor máximo de tensão residual compressiva, 𝜎𝑐𝑜𝑚𝑝, não ocorre na superfície, mas

sim na camada subsuperficial deformada plasticamente. Na Figura 2.27, Z0 representa a

47

profundidade em que a tensão residual torna-se nula, sendo a distância abaixo da qual a

tensão residual muda sua natureza compressiva para trativa. A tensão aumenta a fim de

equilibrar a tensão trativa subsuperficial e seu valor máximo, 𝜎𝑡𝑟𝑎𝑡, varia entre um décimo a

50 % da tensão residual compressiva máxima, conforme a espessura da amostra (GAO e

ZHONG, 2013).

2.7. PROCESSO DE SOLDAGEM GTAW

O processo de soldagem por fusão GTAW, Gas Tungsten Arc Welding, utiliza como

fonte de calor um arco elétrico estabelecido entre um eletrodo não consumível de tungstênio

e a peça a ser soldada. O arco elétrico e a poça de fusão são protegidos da contaminação do

ar atmosférico por um gás, usualmente inerte, que é soprado pelo bocal da tocha com vazão

controlada (SMITH, 2001).

O eletrodo, não consumível, é formado por tungstênio puro ou por compostos à base

de tungstênio e sua função é estabelecer e manter o arco elétrico, que é criado pela passagem

de corrente elétrica pelo gás de proteção ionizado. O alto ponto de fusão do tungstênio

permite altas temperaturas e concentração de calor, produzindo zona fundida e ZTA estreitas

(SMITH, 2001; SEWELL, 2003).

A soldagem pode ocorrer sem metal de adição (soldagem autógena) ou com metal de

adição na forma de vareta, sendo que esse não é transferido através do arco, mas sim fundido

pelo arco elétrico, visto que o metal de adição não faz parte do circuito elétrico da soldagem.

A vareta não possui revestimento e não é utilizado qualquer tipo de fluxo sobre a junta, assim,

a proteção da região em fusão é realizada pelo fluxo contínuo de gás inerte. A alimentação

de metal de adição pode ser manual ou mecanizada.

48

A tocha é interligada a um cilindro de gás e a um cabo da máquina de solda e pode

apresentar um sistema de refrigeração a fim de resfriar o eletrodo, prevenindo-o de

superaquecimento. A peça é conectada ao cabo terra da máquina de solda formando um

circuito elétrico (KOU, 2013).

A Figura 2.28 apresenta o processo de soldagem GTAW.

Figura 2.28 - Processo de soldagem GTAW. Fonte: ESAB, 2014.

2.7.1. Tipos de correntes

O processo de soldagem GTAW utiliza fontes com curvas características do tipo

tombante, que ao variar o comprimento do arco e, por conseguinte, a tensão, apresenta uma

mínima variação na intensidade de corrente. A escolha da fonte de energia depende

fortemente do tipo de corrente que será utilizada, sendo esta escolha uma das principais

variáveis do processo de soldagem (KOU, 2013).

49

• Corrente contínua polaridade direta

Esse é o tipo de corrente mais empregado no processo GTAW. O eletrodo é conectado

no polo negativo e a peça no positivo (NASIRI et al., 2014). Cerca de 30 % do calor é gerado

no eletrodo e 70 % na peça, possibilitando uma penetração maior do que a obtida com

polaridade inversa ou com corrente alternada e preservação do eletrodo (MANDAL, 2002;

BENWAY, 2010). A poça de fusão produzida é estreita e profunda, o que pode ser

indesejável em caso de peças muito finas.

• Corrente contínua polaridade inversa

O eletrodo é conectado ao polo positivo e a peça ao negativo. Cerca de 70 % do calor

é gerado no eletrodo e 30 % na peça, resultando em uma penetração menor e uma poça de

fusão rasa e larga. Produz menor aquecimento da peça, porém pode ser requerida para

situações em que se deseja uma limpeza catódica, removendo os óxidos superficiais formados

sobre a poça de fusão (SMITH e MOBLEY, 2008).

• Corrente contínua pulsada

A corrente contínua pulsada envolve a alternância periódica da corrente de soldagem

entre um valor mínimo e um valor máximo numa determinada frequência. A corrente de base

geralmente não ultrapassa 60 % da corrente média de soldagem, enquanto que os impulsos

de corrente (picos) são 40 % mais altos que os valores médios de corrente utilizada. Durante

50

os intervalos de alta corrente (corrente de pico) há a formação da poça de fusão, enquanto

que durante os intervalos de corrente de base, a energia é mantida baixa para garantir a

manutenção do arco, permitindo o resfriamento da poça de fusão (CUNHA, 2013). Logo,

obtém-se uma boa penetração, ao mesmo tempo que mantém a área de soldagem

relativamente fria. A Figura 2.29 apresenta a forma da corrente contínua pulsada.

Figura 2.29 - Forma da corrente contínua pulsada. Fonte: Giridharan e Murugan, 2009,

modificado.

Sendo:

Ip=Corrente de pico

Ib= Corrente de base

Im = Corrente média

Tp = Duração da corrente de pico

Tb = Duração de corrente de base

51

De acordo com Omar e Lundin (1979), o aumento da corrente média provoca o

aumento da penetração do cordão de solda, pois a corrente média é o parâmetro que inclui as

variáveis do pulso, atuando sobre a penetração e a eficiência de fusão.

Tseng e Sung (2011) estudaram os efeitos dos parâmetros da corrente pulsada na

soldagem com processo GTAW de aço inoxidável 316L e constataram que o aumento da

frequência de pulso, a diminuição do espaçamento do pulso, o aumento da razão entre as

correntes de base e de pico e o aumento da razão entre a duração das correntes de base e de

pico podem reduzir a distorção angular e a tensão residual, além de aumentar a razão entre

profundidade e largura do cordão de solda e reduzir a zona termicamente afetada.

Na soldagem de aço inoxidável 304, Karunakaran (2012) constatou que a utilização

de corrente pulsada propiciou propriedades mecânicas superiores à corrente constante, pela

formação de grãos menores na zona fundida.

• Corrente alternada

A quantidade de calor nesse tipo de corrente é distribuída quase igualmente entre o

eletrodo e a peça, sendo a penetração intermediária entre a corrente contínua polaridade direta

e a corrente contínua polaridade inversa.

Como o arco se extingue toda vez que a tensão atinge o valor nulo, uma tensão de

alta frequência deve ser sobreposta durante todo o tempo de soldagem para manter o arco

aberto.

É utilizada quando se necessita de uma excepcional limpeza dos óxidos superficiais

na poça de fusão e é preferida na soldagem de ligas de alumínio, magnésio e cobre-berílio

(YARMUCH e PATCHETT, 2007).

52

2.7.2. Gases de proteção

Os gases de proteção protegem a poça de fusão da contaminação atmosférica,

impedem a oxidação do metal de adição e promovem uma atmosfera conveniente e ionizável

para o arco elétrico (BITHARAS et al., 2016). São fornecidos em cilindros com capacidade

de 4 a 10 m3 e pressão em torno de 190 bars no caso de argônio ou em reservatórios maiores.

A pressão deve ser reduzida através de um regulador para aplicações em soldagem. Os gases

de proteção mais utilizados são (KEY, 1980):

• Argônio (100 %)

• Hélio (100 %)

• Mistura de 75 % de argônio e 25 % de hélio

• Mistura de 95 % de argônio e 5 % de hidrogênio

• Mistura de 75 % de hélio e 25 % de argônio

• Mistura de 90 % de argônio e 10 % de hidrogênio

• Mistura de 97,5 % de argônio e 2,5 % de nitrogênio

• Mistura de 98,2 % de argônio e 1,8 % de nitrogênio

Argônio e hélio são gases inertes, enquanto que nitrogênio é um gás parcialmente

inerte e o hidrogênio é um gás redutor. A escolha do gás de proteção afeta significativamente

a qualidade e o custo da solda (LU et al., 2009). Dentre os gases de proteção citados, os mais

empregados para a soldagem GTAW são o argônio, o hélio e as misturas entre eles

(SANDVIK, 2016). O argônio utilizado em processos de soldagem possui uma pureza de

99,5 % e é preferido em comparação ao hélio em virtude das seguintes características:

53

• Possibilita um arco mais suave, sem turbulências e melhor ignição

• Menor tensão no arco para uma dada corrente e comprimento de arco

• Ação de limpeza na soldagem de materiais como alumínio ou magnésio

• Menor custo e maior disponibilidade

• Boa proteção com menor vazão de gás

• Maior resistência à corrente de ar transversal

A utilização do hélio como gás proteção resulta em uma tensão aproximadamente

40 % maior por unidade de comprimento de arco e mesma corrente em relação ao argônio,

gerando uma quantidade de calor superior e uma penetração mais profunda, sendo,

consequentemente, recomendado na soldagem de peças espessas ou materiais com alta

condutividade térmica. A mistura de argônio e hélio é empregada quando se objetiva a alta

penetração propiciada pelo hélio, mas com a estabilidade e suavidade do arco induzidas pelo

argônio (KEY, 1980; LU et al., 2009).

A adição de percentuais de hidrogênio ao argônio no gás de proteção do processo

GTAW provoca aumento da tensão do arco e aumento na quantidade de material fundido

para mesma corrente média. A diferença na tensão do arco entre o argônio puro e misturas

com argônio e hidrogênio ocorre em virtude da grande diferença da condução térmica dos

gases de proteção, pois maior quantidade de energia é dispensada por unidade de tempo no

caso de mistura de argônio e hidrogênio do que no caso de argônio puro. A restrição ao uso

de misturas com hidrogênio é devido à sua influência na formação de defeitos de soldagem

como trincas e poros, não sendo recomendado para soldagem de aços ao carbono e baixa liga

(SCHWEDERSKY et al., 2011; KAH e MARTIKAINEN, 2013).

54

O nitrogênio possibilita obter uma temperatura do arco mais elevada, permitindo uma

maior velocidade de soldagem, e maior eficiência da transferência de calor comparada com

o argônio e o hélio. A desvantagem do nitrogênio na soldagem deve-se a instabilidade do

arco devido a reações com o eletrodo de tungstênio. O teor recomendado de nitrogênio na

mistura é inferior a 3 % (ZORC, 2011; SAVAS e CEYHUN, 2011; LU et al., 2009).

Lothongkum et al. (2001) utilizaram uma mistura de argônio e nitrogênio para

soldagem de aço inoxidável AISI 316L no processo GTAW pulsado, visto que o nitrogênio

auxilia o controle do teor de ferrita delta por ser um elemento austenitizante. O aumento do

teor de nitrogênio, variando-o entre 0 a 4 % em volume na mistura, provocou a diminuição

do valor da corrente de pulso. Na soldagem de aço inoxidável AISI 304L pelo processo

GTAW pulsado, Lothongkum et al. (1999) constataram que um teor de 3 a 5 % de nitrogênio

na mistura era suficiente para controlar o teor de ferrita delta em uma faixa aceitável de

3-12 %.

A escolha dos gases de proteção deve considerar o processo de soldagem, composição

química e espessura do material de base, estabilidade do arco elétrico, velocidade de

soldagem, penetração, geometria do cordão e o acabamento. A sua eficácia depende de uma

série de fatores: peso específico do gás, vazão, tipo de junta, diâmetro do bocal, comprimento

do arco e superfície da peça (DU et al., 2009; HAM et al., 2012; CAMPBELL et al., 2013).

2.7.3. Estrutura da zona fundida do aço inoxidável austenítico

A microestrutura do metal de solda dos aços inoxidáveis da série 300 difere da

microestrutura do metal de base. O metal de solda pode apresentar quantidades variáveis de

ferrita à temperatura ambiente, enquanto que o metal de base, quando trabalhado e

55

solubilizado, é constituído inteiramente de austenita. O comportamento da transformação de

um aço inoxidável austenítico pode ser descrito através de um diagrama pseudobinário

Fe-Cr-Ni para 70 % de ferro (Figura 2.30). O metal líquido contendo 70 % de ferro, além de

cromo e níquel, pode se solidificar inteiramente como austenita ou inicialmente como

austenita e posteriormente como ferrita ou inicialmente como ferrita e depois como austenita

ou ainda inteiramente como ferrita, à medida que a relação entre cromo e níquel (Cr/Ni)

aumenta. Durante o resfriamento, parte da ferrita formada durante a solidificação pode ser

transformada em austenita.

Figura 2.30 - Diagrama pseudobinário para um sistema Fe-Cr-Ni para 70 % de ferro.

Fonte: Lippold e Kotecki, 2005, modificado.

A transformação da ferrita delta em austenita é completa somente se o material

permanecer por um tempo suficientemente longo na faixa de temperaturas na qual a cinética

é mais rápida, porém esse não é o caso da soldagem onde o resfriamento rápido causa a

retenção de alguma ferrita até a temperatura ambiente. A morfologia e a quantidade de ferrita

56

delta dependerão da composição química (Cr/Ni) e da velocidade de resfriamento, sendo que

quanto maior a velocidade, menor deve ser a extensão dessa transformação. A presença de

um baixo teor de ferrita delta pode evitar a ocorrência de trinca a quente, por ter forte efeito

sobre a menor molhabilidade nos contornos de ferrita-ferrita e ferrita-austenita, e dificultar a

propagação das trincas ao longo dos contornos tortuosos da ferrita-austenita no final da

solidificação (SILVA et al., 2009; RAJANI et al., 2012).

Para Yuri et al. (2000), cerca de 5 % de ferrita delta é introduzida para prevenção de

trinca a quente durante a soldagem de aços inoxidáveis austeníticos, entretanto, a ferrita delta

é frágil à temperatura criogênica. A causa dessa fragilidade é relacionada a propagação

preferencial da trinca na ferrita delta ou na interface ferrita delta/austenita, especialmente no

tipo vermicular, uma das morfologias da ferrita delta.

A presença de ferrita delta provoca a diminuição da tenacidade, aumento do limite de

resistência, diminuição da resistência à corrosão, aumento da permeabilidade magnética da

solda (HULL, 1973) e formação de fases intermetálicas frágeis em operações a altas

temperaturas (PASSOS e OTUBO, 2010). Contudo, não foi encontrada na literatura estudos

que abordassem o efeito do teor de ferrita delta na tensão limite de escoamento e na tensão

limite de resistência mecânica de juntas soldadas de aço inoxidável austenítico AISI 316L,

uma vez que as pesquisas estão associadas a resistência à corrosão e não às propriedades

mecânicas de ensaios de tração deste material.

A microestrutura final da zona fundida pode ser classificada conforme a morfologia

da ferrita. Essas reações são determinadas a partir do diagrama pseudobinário para o sistema

Fe-Cr-Ni mostrado na Figura 2.30. As microestruturas principais encontradas para valores

crescentes de relação Cr/Ni, são:

57

• Austenita: resulta da solidificação da austenita, sem formação de ferrita. É

usual designar essa forma de solidificação pela letra A.

• Austenita + ferrita eutética: caso alguma ferrita seja formada no término do

processo de solidificação da austenita através da reação eutética. Essa forma

de solidificação (em austenita primária seguida pela formação de ferrita) é

usualmente designada por AF.

• Austenita + ferrita em espinha ou vermicular: Resulta de solidificação em

ferrita primária com formação de austenita tanto nas etapas finais desta (FA)

como já no estado sólido (ao final da solidificação). A ferrita remanescente se

localiza ao longo do centro das dendritas. Esta é a morfologia mais

comumente observada em soldas de aços inoxidáveis austeníticos.

• Austenita + ferrita laminar ou rendilhada: Resulta de solidificação em ferrita

primária com transformação desta em austenita ao seu final principalmente no

estado sólido. A austenita aparece na forma de lâminas aproximadamente

paralelas com a ferrita remanescente localizada entre as lâminas. Esta forma

de solidificação é designada por FA.

• Ferrita + austenita de Widmanstatten: a solidificação ocorre somente com a

formação de ferrita (F). A austenita é formada na matriz de ferrita já

completamente solidificada, nucleando nos contornos de grão da ferrita e

crescendo como placas para o interior dos grãos (LIPPOLD E KOTECKI,

2005).

58

A estrutura do metal de solda não depende apenas da velocidade de resfriamento e da

razão entre o cromo e o níquel, sendo que outros elementos são acrescidos ao aço, afetando

a estabilidade das fases. Os elementos são divididos em formadores de ferrita (como por

exemplo, cromo, molibdênio, silício, nióbio e alumínio) e de austenita (como por exemplo,

nitrogênio, carbono, níquel e manganês.

O diagrama de Schaeffler (Figura 2.2) permite prever a microestrutura da zona

fundida com base na sua composição química, não sendo restrito apenas aos aços inoxidáveis

austeníticos, podendo ser usado também para aços ferríticos e martensíticos. O cromo e

níquel equivalentes são calculados a partir da composição química do metais de base e de

adição e a microestrutura é determinada através do diagrama.

O diagrama DeLong é uma modificação do diagrama de Schaeffler, pois utiliza um

teor de níquel equivalente acrescido de um termo igual a trinta vezes o teor de nitrogênio

(Figura 2.31).

59

Figura 2.31 - Diagrama DeLong. Fonte: Sandvik, 2017, modificado.

Contudo, o diagrama DeLong subestima o teor de ferrita do metal de solda com alto

teor de manganês e superestima o número de ferrita do metal de solda com alto teor de

elementos de liga. Assim, o diagrama proposto pela Welding Research Council (WRC)

possibilita uma previsão mais precisa em relação ao teor de ferrita do metal de solda (ASM,

2000).

60

Figura 2.32 - Diagrama WRC 1992. Fonte: Sandvik, 2017, modificado.

A Tabela 2.4 apresenta a diferença entre os cálculos de cromo equivalente (Creq) e

níquel equivalente (Nieq) para segundo os diagramas de Schaeffler, DeLong e WRC.

Tabela 2.4 - Diferença em termos de Creq e Nieq dos diagramas de previsão de microestrutura

da solda.

Autor Ano Cromo equivalente (%) Níquel equivalente (%)

Schaeffler 1949 𝐶𝑟 + 𝑀𝑜 + 1,5×𝑆𝑖 + 0,5×𝑁𝑏 𝑁𝑖 + 30×𝐶 + 0,5×𝑀𝑛

DeLong 1956 𝐶𝑟 + 𝑀𝑜 + 1,5×𝑆𝑖 + 0,5×𝑁𝑏 𝑁𝑖 + 30×𝐶 + 30×𝑁 + 0,5×𝑀𝑛

WRC 1992 𝐶𝑟 + 𝑀𝑜 + 0,7×𝑁𝑏 𝑁𝑖 + 35×𝐶 + 20×𝑁 + 0,25×𝐶𝑢

Fonte: Kotecki e Siewert, 1992; Bermejo, 2012.

61

2.8. ANÁLISE ESTATÍSTICA

Os testes estatísticos podem ser divididos em dois grupos conforme considerações

quanto às hipóteses de normalidade dos resíduos, homogeneidade das variâncias, aditividade

dos efeitos dos fatores da variação e independência dos erros (CAMPOS, 2000;

SEDGWICK, 2012). O cumprimento desses requisitos condiciona a primeira escolha do teste

a ser executado, uma vez que, caso sejam atendidos, pode-se utilizar a estatística paramétrica,

cujos testes são em geral mais poderosos do que os testes da estatística não-paramétrica

(CAMPOS, 2000; FONTAÍNÃ e LÓPEZ, 2009).

Para cada tipo de estatística escolhida, paramétrica ou não-paramétrica, há testes

especificamente destinados a amostras em que existe independência entre os fatores de

variação e outros para amostras em que há dependência entre eles. Além disso, o número de

grupos a serem analisados pelo teste é relevante, pois há testes elaborados para comparar

apenas duas amostras e outros destinados a comparações múltiplas. A Tabela 2.5 apresenta

as subdivisões dos testes estatísticos, listando os mais comumente utilizados.

62

Tabela 2.5 - Classificação dos testes estatísticos.

Tipo de grupo Número de

grupos Paramétricos

Não-

paramétricos

Independente (não

pareado)

2 grupos Teste t (Student)

Mann-Whitney

Teste da Mediana

Qui-quadrado

(2x2)

Proporções

Fisher

3 ou mais grupos Análise de variância

(ANOVA)

Kruskal-Wallis

Mediana

Qui-quadrado

(mxn)

Nemenyi

Dependente (pareado)

2 grupos Teste t (Student)

Wilcoxon

Teste dos sinais

McNemar

Binomial

3 ou mais grupos Análise de variância

(ANOVA)

Cochran

Friedman

Fonte: Campos, 2000, modificado.

Após a execução do teste adequado, estes fornecem o seu parecer sob a forma de um

valor numérico, apresentado como o valor de F (análise de variância), de t (teste t), U

(Mann-Whitney), Q (teste de Cochran), c2 (qui-quadrado), z (McNemar e Wilcoxon), H

(Kruskal-Wallis) ou r (testes de correlação) (CAMPOS, 2000; CRAMER et al., 2016;

OGURA e YANAGIMOTO, 2015; ELLIOT e HYNAN, 2011; SANTOS e TOMEI, 2015).

O valor numérico calculado pelo teste deve ser comparado com valores críticos, que

são apresentados em tabelas apropriadas a cada teste e associam o nível de probabilidade e o

número de graus de liberdade das amostras comparadas. Caso o valor numérico calculado

seja inferior ao indicado pela tabela pode-se concluir que a hipótese nula é válida. Se H0 for

63

rejeitada, tem-se evidências estatísticas de que as amostras comparadas não podem ser

consideradas iguais.

Para qualquer teste de hipótese existe chances erros. Um dos possíveis erros é rejeitar

a hipótese nula, quando esta é verdadeira (Erro Tipo I) ou então aceitar a hipótese nula,

quando esta é falsa (Erro Tipo II). Qualquer regra para decidir entre as hipóteses H0 e H1 é

avaliada em termos das probabilidades dos dois tipos de erros. A probabilidade de rejeitar

H0, quando esta for verdadeira é dada pela equação 2.21 (CRAMER et al., 2016;

THORARENSE et al., 2015; SMITH et al., 2002; MONTGOMERY e RUNGER, 2011):

𝛼𝑒𝑠𝑡 = 𝑃(𝑟𝑒𝑗𝑒𝑖𝑡𝑎𝑟 𝐻0𝑑𝑎𝑑𝑜 𝑞𝑢𝑒 𝐻0é 𝑣𝑒𝑟𝑑𝑎𝑑𝑒𝑖𝑟𝑎) 2.21

Onde o valor 𝛼𝑒𝑠𝑡 é chamado de nível de significância. Especificando esse valor para

um dado teste de hipótese, controla-se a probabilidade de encontrar diferenças errôneas.

2.8.1. Teste de normalidade dos resíduos

A normalidade dos resíduos é uma suposição essencial para a diferenciação entre os

testes paramétricos e não-paramétricos (SEDGWICK, 2012). Define-se resíduo como uma

diferença entre um valor experimental e o valor previsto pela equação de regressão linear, ou

seja, trata-se do erro associado à regressão na tentativa de prever o comportamento

experimental dos dados (MONTGOMERY e RUNGER, 2011).

A validade da hipótese de normalidade pode ser verificada por meio de um gráfico de

probabilidade normal dos resíduos. Nesse gráfico cada resíduo é representado em função de

seu valor esperado, o qual é calculado supondo que os resíduos seguem uma distribuição

64

normal. A suposição de normalidade é válida se os pontos do gráfico estiverem localizados

aproximadamente ao longo de uma linha reta (ESTATCAMP, 2014).

A normalidade dos resíduos pode ser avaliada por meio da técnica gráfica do Papel

de Probabilidade para verificar a adequação de um determinado modelo estatístico aos dados.

Entre os testes de normalidade comumente utilizados pode-se citar os testes de

Anderson-Darling, Ryan-Joiner, Shapiro-Wilk e Kolmogorov-Smirnov. A estatística de cada

teste é usada para calcular o valor-p, que é o menor nível de significância com que se rejeita

a hipótese nula, e caso esse valor seja inferior ao nível de significância escolhido, pode ser

concluído que os dados não seguem a distribuição especificada (SMITH et al., 2002;

EVERITT e SKRONDAL, 2010).

2.8.2. Variâncias homogêneas

A variância consiste na soma de todos os desvios dos dados amostrais em relação à

média elevados ao quadrado, soma essa que depois é dividida pelo número de graus de

liberdade da amostra. Para um bom desempenho dos testes paramétricos é necessário que as

variâncias sejam homogêneas, ou seja, elas não devem ser discrepantes a ponto de

ultrapassarem determinados limites de tolerância (MONTGOMERY e RUNGER, 2011).

Existem diversos testes de variância destinados à verificação da homogeneidade de

dados, como o teste de Cochran, teste de Bartlett e o teste de Levene (EVERITT e

SKRONDAL, 2010; WANG et al., 2017; WYWIAL, 2010). Eles consideram as seguintes

hipóteses:

𝐻0 = 𝜎12 = 𝜎2

2 = ⋯ = 𝜎𝑛2 2.22

65

𝐻1: 𝑝𝑒𝑙𝑜 𝑚𝑒𝑛𝑜𝑠 𝑢𝑚 𝑑𝑜𝑠 𝜎𝑖2 é 𝑑𝑖𝑓𝑒𝑟𝑒𝑛𝑡𝑒, 𝑖 = 1, … , 𝑘. 2.23

Onde 𝜎𝑖2 representa a variância de cada um dos grupos de dados. Os testes de

variância verificam qual das hipóteses acima é verdadeira comparando grupos grandes ou

pequenos, de tamanhos iguais ou diferentes e que obedeçam à distribuição normal ou não

(OLIVEIRA, 2011).

Como o teste de Bartlett é sensível em relação a hipótese de normalidade dos dados

e o teste de Cochran é melhor aplicável a dados com distribuição normal, o teste de Levene

é recomendado na ausência de normalidade, pois seu tamanho real é próximo ao nível de

significância fixado para uma grande variedade de distribuições de probabilidade. Porém, em

uma análise estatística em que a hipótese de normalidade não seja violada, o teste de Barlett

tem um comportamento melhor que o teste de Levene (ESTATCAMP, 2014;

McGUINNESS, 2002; WANG et al., 2017).

2.8.3. Aditividade dos efeitos dos fatores de variação

Para a aplicação dos testes paramétricos é exigida a aditividade dos efeitos dos fatores

de variação, ou seja, que sejam passíveis de serem somados uns aos outros. Os efeitos de dois

ou mais fatores de variação são ditos não-aditivos quando, na associação de um ou mais

desses fatores, em vez de se somarem, esses efeitos se multiplicam, de tal forma que o efeito

resultante pode ser ampliado ou reduzido (ESTATCAMP, 2014; CAMPOS, 2000).

66

2.8.4. Teste estatístico

2.8.4.1. Teste t de Student

O teste t de Student é um teste de hipótese utilizado para estudar a diferença entre

duas amostras independentes que tenham uma distribuição normal e homogeneidade de

variâncias (TURCIOS, 2015). O teste usa conceitos estatísticos para rejeitar ou não uma

hipótese nula quando a estatística do teste segue uma distribuição t de Student. O parâmetro

t do teste deve ser calculado conforme a equação 2.24 e aplicado à função densidade de

probabilidade da distribuição t de Student. Caso o valor t seja menor que o valor t crítico (tc)

tabelado, a hipótese nula não pode ser rejeitada.

𝑡 =(�̅�1 − �̅�2) − (𝜇1 − 𝜇2)

√𝑠1

2

𝑛1+

𝑠22

𝑛2

2.24

Sendo:

�̅�1 = Média da amostra do grupo 1

�̅�2 = Média da amostra do grupo 2

𝜇1 = Média do grupo 1

𝜇2 = Média do grupo 2

𝑠1 = Desvio-padrão do grupo 1

𝑠2= Desvio-padrão do grupo 2

𝑛1 = Número de amostras do grupo 1

𝑛2 = Número de amostras do grupo 2

67

2.8.4.2. Teste ANOVA

O teste de análise de variâncias (ANOVA) é um teste paramétrico que avalia se as

médias de duas ou mais amostras são iguais, sendo que é possível verificar a importância de

um ou mais fatores comparando as médias variáveis de resposta em diferentes níveis dos

fatores. A hipótese nula estabelece que não há diferença entre as médias, de tal forma que

quaisquer diferenças nas médias da amostra estejam relacionadas à variação aleatória. No

entanto, se a hipótese nula é rejeitada, não é aparente onde estão as desigualdades entre as

médias da amostra (EMERSON, 2017; CRAMER et al., 2016, BROWN, 2010).

O resultado do teste produz um valor chamado de estatística F, que é o modelo

adequado para a razão entre a estimativa da variância entre os grupos e a estimativa da

variância dentro do grupo. Esse quociente é próximo de 1 se não há efeito dos grupos e caso

haja efeito dos grupos será significativamente maior do que 1. A estatística F é comparada

ao valor tabelado pela distribuição F de Snedecor com nível de confiança de 1 − 𝛼𝑒𝑠𝑡, e se o

valor F calculado for maior que o F tabelado, rejeita-se a hipótese (ROSCA, 2008).

Se a hipótese nula é rejeitada, tem-se evidência estatística de que pelo menos um nível

do fator tem um efeito diferente dos outros níveis. Essa informação é fornecida por testes de

comparação múltipla, que realizam múltiplas comparações em pares entre as médias da

amostra. Os principais testes estatísticos de comparação múltipla são Fisher, Duncan, Tukey

e Scheffé, sendo que os testes de Fisher e Tukey são os mais utilizados (ESTATCAMP, 2014;

BROWN, 2010; BROWN, 2005; POST e BONDELL, 2015).

68

Capítulo 3

Materiais e Métodos

3.1. MATERIAIS

No presente trabalho foi estudado o aço AISI 316L, produzido na forma de chapa,

com 5,2 mm de espessura, no estado solubilizado a 1050°C, com resfriamento em água. A

composição química e as propriedades mecânicas do material estão apresentadas nas Tabelas

3.1 e 3.2.

Tabela 3.1 - Composição química do aço inoxidável austenítico AISI 316L (% em peso).

C Mn P S Si Cr Ni Mo N Fe

0,015 0,73 0,031 0,001 0,46 16,67 11,06 2,03 0,05 Bal.

Fonte: Fabricante.

Tabela 3.2 - Propriedades mecânicas do aço AISI 316L.

Tensão Limite de Escoamento

(MPa)

Tensão Limite de Resistência

(MPa)

Alongamento

(%)

370 - 390 685 - 695 65 - 66

Fonte: Fabricante.

69

Comparando as informações relativas ao material fornecido com os dados das

Tabelas 2.1 e 2.2 pode-se afirmar que o mesmo está em conformidade com a norma

ASTM A 312/A 312M-17.

3.2. PROCESSO DE SOLDAGEM

Foram soldadas três juntas de 200 x 100 mm de comprimento com chanfro em V, em

dois passes, na posição plana, pelo processo GTAW manual com tensão de 12 V e corrente

contínua pulsada com pico de 130 A. Foi usado o metal de adição AWS ER 316L, de

3,175 mm de diâmetro, cuja composição química é apresentada na Tabela 3.3, bem como o

estabelecido pela norma AWS A5.9/A5.9M-2016. A soldagem foi realizada sob proteção

gasosa de argônio puro com vazão de 10 L/min.

Tabela 3.3 - Composição do metal de adição AWS ER 316L (% em peso).

C Cr Ni Mo Mn Si P S N

Fabricante 0,010 18,55 12,18 2,53 1,65 0,35 0,018 0,011 0,026

Norma 0,03 18-20 11-14 2-3 1-2,5 0,3-0,65 0,03 0,03 0,75

Fonte: Fabricante e Norma AWS A5.9/A5.9M (2006).

No processo de soldagem utilizou-se um dispositivo de fixação a fim de mitigar

distorções da chapa e um mata-junta de cobre para dissipação do calor (Figura 3.1). Além de

influenciar a transferência de calor e impedir a perda de material na junta, o mata-junta

contribui para alterações microestruturais e a consolidação do material na raiz da solda

(ROSALES et al., 2009). A junta soldada, com as dimenões finais, está apresentada na Figura

3.2.

70

(a) (b)

Figura 3.1 - (a) Máquina de solda; (b) sistema de fixação.

Figura 3.2 - Junta soldada (dimensões em mm).

O aporte térmico do processo de soldagem, que é a quantidade de calor adicionada ao

material por unidadade de comprimento linear, foi calculado pela equação 3.1, que representa

a fórmula para o aporte térmico em processos de soldagem com corrente contínua

convencional. Em processos de soldagem com corrente contínua pulsada, o aporte térmico é

obtido considerando-se a intensidade da corrente elétrica de pico e de base e seus respectivos

71

tempos de duração (YOUSEFIEH, 2011). Assim sendo, a Tabela 3.4 representa o valor do

aporte térmico máximo empregado na soldagem de cada uma das três juntas.

𝑄𝑚𝑎𝑥 = (𝑉×𝐼×60

1000×𝑆) ×𝜂 3.1

Sendo:

Q - Aporte térmico para processos de soldagem com corrente contínua (kJ/mm)

V - Tensão (V)

I - Intensidade de corrente elétrica (A)

S - Velocidade linear de soldagem (mm/min)

𝜂 - Eficiência do processo de soldagem, sendo 0,6 para processo GTAW com corrente

contínua convencional (AKBARI e SATTARI-FAR, 2009).

Tabela 3.4 - Velocidade de soldagem e aporte térmico.

Amostra Velocidade de soldagem (mm/min)

Aporte térmico

(kJ/mm)

1º passe 2º passe 1º passe 2º passe

1 120 125 0,47 0,45

2 160 155 0,35 0,36

3 160 150 0,35 0,37

72

3.3. CARACTERIZAÇÃO DAS JUNTAS SOLDADAS E DO METAL DE BASE

QUANTO ÀS TENSÕES RESIDUAIS, PROPRIEDADES MECÂNICAS E

MICROESTRUTURAIS.

A fim de conferir uma melhor visualização de todas as etapas realizadas no presente

trabalho, as Figuras 3.3 e 3.4 apresentam fluxogramas da caracterização do metal de base e

das juntas soldadas, respectivamente.


mecânicas do metal de base.

73


mecânicas das juntas soldadas.

74

3.3.1. Preparação dos corpos de prova

As juntas foram cortadas e usinadas no Laboratório de Tecnologia Mecânica

(LTM/UFF) para fabricação conforme a norma ASTM A370-17 de corpos de prova (cps) de

tração. O esquema de retirada dos corpos de prova de cada junta está apresentado na Figura

3.5.

(a)

(b)

Figura 3.5 - Desenho esquemático da retirada dos corpos de prova: a) cps reduzidos do

metal de base e b) cps normais das juntas soldadas.

75

Para avaliar as propriedades mecânicas do metal de base foram usinados oito corpos

de prova reduzidos, sendo quatro cortados na direção longitudinal ao cordão de solda e quatro

cortados transversalmente, conforme indicado na Figura 3.5a. O tratamento de shot peening

com esferas de vidro a uma pressão de trabalho de 800 MPa foi realizado em quatro corpos

de prova, sendo dois em cada direção de corte.

A Figura 3.6 apresenta as dimensões do corpo de prova reduzido.

Figura 3.6 - Dimensões do corpo de prova reduzido, fabricado segundo ASTM A370-17.

Para a preparação dos corpos de prova de tração de tamanho normal (Figura 3.5b),

cada junta soldada foi cortada em quatro seções no sentido transversal ao cordão de solda

através de serramento, sendo posteriormente realizadas as operações de fresamento e

retificação para melhor acabamento superficial. As dimensões do corpo de prova de tração

estão apresentadas na Figura 3.7.

76

Figura 3.7 - Dimensões do corpo de prova de tração, fabricado segundo ASTM A370-17.

Corpos de prova de 5 mm de espessura foram fabricados a partir da junta 1 e foram

numerados de 1 a 4. Eles não receberam nenhum tipo de tratamento após a usinagem,

permanecendo na condição como usinado.

Os corpos de prova fabricados a partir da junta 2, com espessura de 4,5 mm e

numerados de 5 a 8, foram submetidos ao tratamento de shot peening com esferas de vidro a

uma pressão de trabalho de 550 MPa.

Corpos de prova, com 3,7 mm de espessura, foram fabricados a partir da junta 3, a

qual foi submetida a tratamento térmico de solubilização. Esses corpos de prova foram

numerados de 9 a 12.

3.3.2. Ensaios de tração

Os ensaios de tração foram realizados no Laboratório de Materiais do Centro Federal

de Educação Tecnológica Celso Suckow da Fonseca (LAMAT/CEFET) utilizando uma

máquina de ensaios mecânicos Instron de 250 kN com uma taxa de deformação de 3 mm/min.

77

3.3.3. Análise das tensões residuais nas juntas soldadas e nos corpos de prova

As tensões residuais foram medidas no Laboratório de Análise de Tensões

(LAT/UFF) utilizando o analisador de tensões da marca XStress 3000, fabricado pela

Stresstech (Figura 3.8a). Foi utilizado o método do sen²ψ com incerteza de ±15 MPa, usando

radiação CrKβ (CrKβ = 2,0848 Å) para difratar o plano (311) da austenita com ângulo de

difração 2θ = 148,52º. Os demais parâmetros para medição das tensões residuais são

apresentados na Tabela 3.5.

Tabela 3.5 - Parâmetros da análise das tensões residuais.

Diâmetro do colimador (mm) 2,0

Ângulo de difração 2θ 148,52°

Ângulo de inclinação ψ 0, 18, 27, 33 e 45°

Tempo de exposição (s) 15

Corrente (mA) 6

Tensão (kV) 30

Nas juntas soldadas, as tensões residuais foram analisadas em três seções transversais

(início, meio e término do cordão de solda) na face e na raiz, nas direções longitudinal (L) e

transversal (T). Para cada seção transversal foram avaliadas as tensões residuais no metal de

solda (MS), a esquerda e a direita do sentido de execução de soldagem na zona termicamente

afetada (ZTA-E e ZTA-D) e no metal de base (MB-E e MB-D), conforme Figura 3.8b.

78

(a) (b)

Figura 3.8 - (a) Analisador de tensões; (b) Pontos analisados na junta soldada.

Nos corpos de prova, a análise das tensões residuais longitudinais e transversais foi

realizada na região central da seção útil em ambos os lados dos corpos de prova, conforme

indicado na Figura 3.9.

Figura 3.9 - Local de medição das tensões residuais nos corpos de prova de tração.

3.3.4. Análises do ruído magnético Barkhausen e do teor de ferrita

Para verificar a influência da ferrita no comportamento ferromagnético da junta 3 em

relação ao metal de solda e à matriz austenítica do metal de base utilizou-se a medição do

ruído magnético Barkhausen (RMB) através de um analisador analógico modelo

79

Rollscan 200-1 fabricado pela empresa Stresstech Group e emprestado ao LAT/UFF pela

empresa ZAF Sistemas Analíticos, conforme ilustrado na Figura 3.10.

(a) (b)

Figura 3.10 - a) Equipamento Rollscan 200-1; b) Sonda.

O equipamento produz uma excitação através da aplicação de um campo magnético

senoidal com frequência de 125 Hz. Essa frequência permite a medição do RMB a uma

profundidade de 1 a 1,5 mm da superfície do material, sendo esse valor influenciado pela

faixa de frequência do sinal do ruído e pelas propriedades de condutividade e permeabilidade

do material (STRESSTECH, 2007).

O sinal Barkhausen é filtrado por meio de filtros passa banda com intervalo de corte

de 70 - 200 kHz e posteriormente amplificado. O potenciômetro de controle de ganho para

amplificação do sinal (CH1) tem como valor máximo 2 V e a amplitude de magnetização de

excitação (MAGN) tem como carga máxima 12 Vpp (Volts de pico a pico). Para as medições

aplicou-se um ganho de 80 %, o que corresponde a 1,6 V, e uma amplitude de magnetização

de excitação de 20 %, correspondente a 2,4 Vpp.

A amplitude de magnetização de excitação e o ganho para amplificação foram

determinados conforme o procedimento 2 proposto pela Stresstech Group (2007), no qual é

80

requerida apenas uma única amostra e o comportamento do material é desconhecido. O valor

do ruído magnético Barkhausen em cada ponto é obtido diretamente no visor do equipamento

na unidade de mV (milivolts) após a estabilização do sinal.

Foram realizadas vinte medições de RMB na direção transversal ao cordão de solda

em cada um dos pontos descritos na Figura 3.8b, em ambas as superfícies da junta soldada

3, antes e após o tratamento térmico de solubilização. A análise estatística do RMB foi

avaliada por meio dos softwares Action Stat Pro, desenvolvido pela empresa Estatcamp,

SPSS Statistics, desenvolvido pela IBM, e STATISTICA, desenvolvido pela Stat Soft.

A medição do teor de ferrita foi executada no Laboratório de Ensaios Não

Destrutivos, Corrosão e Soldagem (LNDC/UFRJ) utilizando um ferritoscópio modelo

FMP30 da Helmut-Fisher com uma sonda modelo FGZB1.3-Fe. A calibração do

ferritoscópio foi efetuada com os padrões fornecidos pelo fabricante, conforme Tabela 2.3, e

as medições do teor de ferrita na junta 3, antes e após o tratamento térmico de solubilização,

foram realizadas nos mesmos pontos das medições do RMB e também ao longo do cordão

de solda em ambas as faces, totalizando 10 pontos equidistantes de 10 mm até 5 mm das

bordas da junta.

3.3.5. Análises metalográfica por microscopia óptica e de microdureza Vickers

As análises, metalográfica e de microdureza Vickers, foram realizadas no Laboratório

de Metalografia e Tratamentos Térmicos (LABMETT/UFF) utilizando-se amostras retiradas

do início do cordão de solda nas condições como soldada e solubilizada. As amostras foram

preparadas em uma politriz metalográfica com lixas 80, 100, 220, 320, 400, 500, 600 e 1200,

seguido de polimento com pasta de diamante de 6, 3 e 1 μm. Após limpeza por ultrassom, as

81

amostra foram atacadas com uma solução de ácido oxálico com água, na proporção de 10 g

por 100 ml de água, por 2 minutos como soldada e por 1 minuto na condição solubilizada, e

com um ataque Behara (80 ml de água, 20 ml de ácido clorídrico (HCl) e 0,3 g de

metabissulfito de potássio (K2S2O5)) por cerca de 20 segundos, sendo as amostras

posteriormente lavadas com álcool etílico e secas em ar quente (VOORT, 1984).

O ensaio de microdureza foi realizado em um microdurômetro Vickers, modelo

HVS-1000 da marca Time, com aplicação de carga de 4,9 N por 15 segundos, conforme

ASTM E384-16.

3.3.6. Tratamento térmico de solubilização

O tratamento térmico de solubilização completa seguido por resfriamento rápido foi

realizado na junta 3 utilizando o forno tipo mufla do Laboratório de Metalografia e

Tratamentos Térmicos (LABMETT/UFF). Este tratamento possibilita a eliminação das fases

intermetálicas que surgem em consequência do ciclo térmico de soldagem ao qual a junta

soldada foi submetida, dissolvendo os precipitados formados durante a solidificação e

mantendo os elementos de liga em solução sólida na matriz austenítica (HENKE, 2013).

Devido à precipitação de carbetos na faixa de 425 a 900 °C, a temperatura utilizada no

tratamento térmico de solubilização deve estar acima desta faixa. Desta forma, a junta 3 foi

tratada a uma temperatura de 1100 °C por 1 hora e resfriada rapidamente em água.

82

Capítulo 4

Resultados e Discussão

4.1. TENSÕES RESIDUAIS

Os resultados das análises das tensões residuais, por difração de raios-X, obtidos nas

direções transversal e longitudinal das três juntas soldadas são apresentadas através da média

aritmética das três seções transversais, para cada um dos cinco pontos avaliados (MB-E,

ZTA-E, MS, ZTA-D, MB-D) na face e na raiz das juntas soldadas (Figura 4.1).

Figura 4.1 - Pontos analisados na junta soldada.

83

As Figuras 4.2 e 4.3 mostram, respectivamente, as tensões residuais na face e na raiz

da junta 1.

Figura 4.2 - Tensões residuais na face da junta 1.

Figura 4.3 - Tensões residuais na raiz da junta 1.

84

Analisando as Figuras 4.2 e 4.3 é possível perceber a homogeneidade e a natureza

compressiva das tensões residuais no metal de base oriundas do processo de fabricação por

laminação da chapa, sendo esse resultado coerente com o obtido por Martins et al. (2010) na

soldagem de uma junta de aço inoxidável austenítico 316L solubilizada a 1050°C por 45

minutos com resfriamento ao forno e soldada pelo processo GTAW semiautomático.

Tanto na face quanto na raiz das juntas as tensões residuais das ZTAs e do MS

apresentaram a mesma natureza trativa na direção longitudinal, com valor máximo de

260 MPa no MS da face e de 90 MPa nas ZTAs da raiz. Entretanto, na direção transversal,

as tensões residuais são compressivas, com pico de -290 MPa na ZTA-E e MS da face da

junta e de -370 MPa no MS da raiz, o que seria benéfico para a resistência à fadiga do

componente. Essa diferença na natureza das tensões residuais nas duas direções pode ser

atribuída às distintas condições de restrição usadas na execução da soldagem.

As Figuras 4.4 e 4.5 apresentam as tensões residuais na face e na raiz da junta 2,

respectivamente.


85


As tensões residuais longitudinais analisadas na junta 2 (Figuras 4.4 e 4.5)

apresentaram comportamento trativo em todas as regiões, exceto no MB. Todavia, as tensões

da raiz apresentaram maior magnitude do que na face tanto no MS quanto na ZTA, atingindo

130 MPa na ZTA-E. Já as tensões residuais transversais foram compressivas em todas as

regiões para ambas as superfícies. Os resultados obtidos no metal de base são coerentes com

os relatados por Pratihar et al. (2009) que avaliaram as tensões residuais por difração de

nêutrons em uma junta soldada pelo processo GTAW de aço inoxidável AISI 316L e

obtiveram tensões residuais transversais compressivas na faixa de 50 a 150 MPa. Entretanto,

nos demais locais das juntas os resultados foram muito heterogêneos, especialmente no MS,

uma vez que encontraram tensões residuais transversais trativas da ordem de 250 MPa.

As Figuras 4.6 e 4.7 apresentam, nessa ordem, as tensões residuais na face e na raiz

da junta 3. As tensões residuais na face desta junta apresentaram maior heterogeneidade em

relação às juntas 1 e 2, com valor de tensão de 265 MPa na ZTA-E no sentido longitudinal e

86

de -400 MPa na ZTA-D no sentido transversal. Constata-se que em todas as regiões, tanto na

raiz quanto na superfície, as tensões residuais transversais são compressivas.



87

Ao analisar as tensões residuais longitudinais nas ZTAs das três juntas é possível

perceber que elas são similares e coerentes com os resultados obtidos por Vasantharaja et al.

(2015), que avaliaram as tensões residuais na soldagem GTAW de aço AISI 316-LN usando

a técnica por ultrassom no MB e nas ZTAs, onde encontraram tensões residuais trativas

semelhantes às deste estudo. Infelizmente, eles não avaliaram o centro do cordão devido às

limitações da técnica ultrassônica.

A Figura 4.8 apresenta o comportamento das tensões residuais longitudinais das três

juntas soldadas. Com exceção do MS da junta 3, que apresentou tensões residuais

compressivas da ordem de 90 MPa, as tensões residuais longitudinais foram trativas nas

ZTAs e no MS em ambas as superfícies. Além disso, as tensões residuais longitudinais da

Figura 4.8b apresentaram comportamentos similares, com valores próximos em cada região,

sendo que houve uma homogeneidade entre os lados.

(a) (b)

Figura 4.8 - Tensões residuais longitudinais nas juntas soldadas: (a) Face; (b) Raiz.

Analisando o comportamento das tensões longitudinais da Figura 4.8a, é possível

depreender que como a única variável alterada no processo de soldagem foi a velocidade de

88

soldagem, logo o aporte térmico mais elevado na junta 1 ocasionou a maior tensão residual

de tração na face do metal de solda, enquanto que na junta 3 as maiores tensões trativas se

localizaram na ZTA-E e no MB-E.

A Figura 4.9 apresenta o comportamento das tensões residuais transversais das três

juntas soldadas. As juntas 2 e 3 apresentaram perfis semelhantes apesar da diferença de

magnitude das tensões residuais. Entretanto, a junta 1 apresentou um comportamento

diferente das demais, com o MS contendo tensões compressivas mais elevadas do que nas

juntas 2 e 3, tanto na raiz quanto na face. Isto se deve, provavelmente, à menor velocidade

de soldagem e, consequentemente, ao maior aporte térmico na soldagem dessa junta.

(a) (b)

Figura 4.9 - Tensões residuais transversal nas juntas soldadas: (a) Face; (b) Raiz.

A Figura 4.10 apresenta a análise microestrutural realizada em uma das juntas

soldadas utilizando um ataque constituído de solução aquosa de ácido oxálico a 10 %, que é

amplamente usada em aços inoxidáveis austeníticos para revelação de carbetos e de ferrita-δ,

bem como da estrutura da granulação (VOORT, 1984).

89

(a) (b) (c)

Figura 4.10 - Microestrutura da junta soldada (ataque: ácido oxálico 10 %): (a) MB, (b)

ZTA e (c) MS.

É possível verificar a sensitização do metal de base pela análise da Figura 4.10a, pois

os carbetos de cromo precipitados estão localizados nos contornos dos grãos. Assim, o

tratamento térmico de solubilização ao qual o metal de base foi submetido pelo fabricante

não foi eficaz, o que por ventura resultaria na diminuição tanto da resistência à corrosão

quanto das propriedades mecânicas desse aço.

A Figura 4.11 apresenta a microestrutura da junta soldada utilizando o ataque químico

com solução de Behara, a fim de melhor diferenciar a ferrita e a austenita. Analisando a

microestrutura das regiões do MB, ZTA e MS da junta constata-se a presença de maclas,

inclusões e uma pequena fração volumétrica de ferrita no MB austenítico, assim como

observado por Yuri et al. (2000) no estudo da microestrutura de juntas soldadas de aço

inoxidável 304L e 316L, em que cada metal de base tinha uma fração de ferrita alongada na

direção transversal ao cordão de solda, sendo esse volume de aproximadamente 2 % no 304L

e 1 % no 316L.

90

(a) (b) (c)

Figura 4.11 - Microestrutura da junta soldada (ataque: Behara): (a) MB, (b) ZTA e (c) MS.

Conforme a Figura 4.12, o MS apresenta microestrutura dendrítica formada pelo

crescimento da ferrita-δ vermicular ao longo da matriz austenítica, semelhante aos resultados

obtidos por Silva et al. (2009), Yuri et al. (2000) e Rajani et al. (2012). Utilizando o software

ImageJ para processamento e análise de imagens, desenvolvido por Wayne Rasband no

National Institute of Mental Health, encontrou-se um teor de ferrita-δ de 7,4 ±3,1 % no MS.

91

Figura 4.12 - Microestrutura do metal de solda da junta soldada (ataque com solução de

ácido oxálico).

Devido ao aporte térmico do processo de soldagem ocorre a formação de uma poça

de fusão de grande volume com baixa taxa de resfriamento, resultando em uma baixa taxa de

cristalização. Neste caso, a velocidade de resfriamento é insuficiente para a formação de

grãos equiaxiais na ZTA.

A Figura 4.13 apresenta os resultados obtidos para a microdureza.

92

Figura 4.13 - Perfil de microdureza Vickers.

O MS apresenta os maiores valores de microdureza da junta devido à granulometria

mais refinada e à presença de ferrita delta, mais dura que a austenita. Esse resultado está

coerente com o obtido por Kumar e Reddy (2013) em juntas soldadas do aço inoxidável

316LN pelo processo GTAW multipasse.

O MB, constituído de uma microestrutura austenítica de grãos grosseiros, possui

valores de microdureza inferiores às demais regiões. Feng et al. (2015) constataram uma

microdureza média no MS 4 % superior em relação ao MB, sendo essa diferença inferior a

observada na Figura 4.13, em que a microdureza média do MS é aproximadamente 10 %

superior à verificada no MB.

93

4.2. JUNTA SOLDADA E TRATADA TERMICAMENTE

4.2.1. Teor de ferrita antes do tratamento térmico

O teor de ferrita para cada um dos cinco pontos avaliados na face e na raiz da junta 3

é apresentado através da média aritmética das três seções transversais descritas na Figura

3.8b. As Tabelas 4.1 e 4.2 mostram, respectivamente, o teor de ferrita na face e raiz dessa

junta.

Tabela 4.1 - Teor de ferrita na face da junta.

MB-E ZTA-E MS ZTA-D MB-D

Teor de Ferrita

(%) 0,23 ±0,08 0,22 ±0,04 6,43 ±0,49 0,22 ±0,03 0,23 ±0,01

Tabela 4.2 - Teor de ferrita na raiz da junta.


Teor de Ferrita

(%) 0,24 ±0,01 0,25 ±0,07 7,00 ±0,40 0,25 ±0,06 0,25 ±0,01

Pode-se constatar uma diferença significativa entre os teores de ferrita no MS em

comparação com os demais pontos, uma vez que o metal de base da amostra recebeu um

tratamento térmico de solubilização acima de 1050ºC com resfriamento em água durante a

fabricação, enquanto que o MS não recebeu tratamento térmico pós-soldagem antes dessa

análise.

A Tabela 4.3 e Figura 4.15 mostram o teor de ferrita ao longo do cordão de solda na

face e na raiz. É importante ressaltar que o valor médio encontrado para cada uma das

94

superfícies é diferente do verificado nas Tabelas 4.1 e 4.2, pois foram avaliados 10 pontos

equidistantes de 10 milímetros ao longo do cordão (Figura 4.14), enquanto que nas tabelas

anteriores o teor médio de ferrita no metal de solda foi avaliado considerando-se apenas as

seções transversais previamente detalhadas.

Figura 4.14 - Pontos avaliados ao longo do cordão de solda.

Tabela 4.3 - Teor de ferrita ao longo do cordão de solda da junta.

Posição Face Raiz

1 7,10 ±0,57 6,45 ±0,35

2 6,60 ±0,14 7,60 ±0,42

3 7,45 ±0,35 7,40 ±0,28

4 7,00 ±0,00 7,05 ±0,07

5 6,60 ±0,71 7,00 ±0,28

6 7,30 ±0,57 7,15 ±0,35

7 6,80 ±0,00 6,55 ±0,35

8 7,05 ±0,07 6,40 ±0,42

9 5,90 ±0,00 6,10 ±0,14

10 6,20 ±0,28 5,10 ±0,00

Média 6,80 ±0,54 6,68 ±0,74

95

Figura 4.15 - Teor de ferrita ao longo do cordão de solda da junta.

Analisando a Figura 4.15 é possível comprovar uma diminuição do teor de ferrita ao

longo do cordão de solda em ambas as superfícies, especialmente na raiz da junta. O

coeficiente de variação, relação entre o desvio padrão e a média, representa uma medida de

dispersão para comparação em termos relativos do grau de concentração. Esse valor é igual

a 8 % na face, enquanto que na raiz é igual a 11 %. Conforme Correa (2003), um coeficiente

de variação inferior a 15 % indica uma baixa dispersão, ou seja, tem-se uma distribuição

homogênea dos dados em ambas as superfícies.

O teor de ferrita delta está coerente com o encontrado por Lothongkum et al. (2001),

que ao estudarem os efeitos dos parâmetros de soldagem no processo GTAW pulsado em

96

uma junta de aço inoxidável AISI 316L obtiveram um teor de ferrita delta entre 6 a 10 % no

metal de solda.

Utilizando o diagrama WRC (Figura 2.32) é possível prever a microestrutura do metal

de solda por meio das composições químicas do metal de base (Tabela 3.1) e do metal de

adição (Tabela 3.3).

A Tabela 4.4 apresenta os valores de cromo e níquel equivalentes para metais de base

e de adição e a Figura 4.16 mostra a representação desses valores no diagrama WRC.

Tabela 4.4 – Valores de Creq e Nieq para os metais de base e de adição segundo o diagrama

WRC.

Metal de base Metal de adição

Creq 18,7 21,1

Nieq 12,6 13,1

97

Figura 4.16 - Diagrama WRC considerando os valores de Creq e Nieq dos metais de base e

de adição.

Considerando que a diluição do processo de soldagem GTAW é da ordem de 20 a

30 %, a Figura 4.17 apresenta a previsão da microestrutura do metal de solda utilizando essa

faixa de diluição.

Figura 4.17 - Previsão da microestrutura do metal de solda segundo diagrama WRC.

98

Através da análise da Figura 4.17 é possível constatar que o teor de ferrita no metal

de solda varia entre 6,9 %, considerando uma diluição de 30 %, e 7,6 %, para uma diluição

de 20 %. A forma de solidificação é FA, ou seja, resulta da solidificação em ferrita primária

com transformação desta em austenita ao seu final principalmente no estado sólido. A

austenita aparece na forma de lâminas aproximadamente paralelas com a ferrita remanescente

localizada entre as lâminas.

Logo, o resultado da previsão do diagrama WRC para o teor de ferrita-δ no metal de

solda está coerente com os valores obtidos com o ferritoscópio, que apresentou um teor de

6,44 ±0,49 % na face e 7,00 ±0,40 % na raiz da junta, e com a quantificação de fases através

da análise microestrutural, que forneceu um valor de ferrita-δ de 7,4 ±3,1 %.

4.2.2. Ruído magnético Barkhausen antes do tratamento térmico

Os valores do ruído magnético Barkhausen (RMB) para cada um dos cinco pontos

nas três seções transversais na face e na raiz das juntas soldadas são apresentados,

respectivamente, nas Tabelas 4.5 e 4.6. Cada valor é obtido por meio da média aritmética das

vinte medições em cada ponto. A medição do RMB ao ar teve o valor médio de 7,2 mV com

um desvio padrão de 0,7 mV. As Figuras 4.18 e 4.19 apresentam os gráficos de contorno

utilizando o método de ajuste Wafer do software Statistica para modelagem do RMB na face

e na raiz das juntas soldadas.

99

Tabela 4.5 - RMB na face da junta.

RMB (mV)


Início 9,8 ±0,4 10,9 ±0,4 10,9 ±0,9 11,1 ±0,4 9,6 ±0,3

Meio 8,5 ±0,1 8,5 ±0,2 8,9 ±0,4 8,6 ±0,3 8,5 ±0,2

Fim 7,6 ±0,6 6,6 ±0,9 7,6 ±1,7 6,6 ±1 7,5 ±0,5

Gráfico de Contorno para o RMB na face da junta

> 11

< 10,75

< 9,75

< 8,75

< 7,75

< 6,75

-60 -40 -20 0 20 40 60

Var10

0

20

40

60

80

100

Var9

FIM

MEIO

INÍCIOINÍCIO



da junta.

100

Tabela 4.6 - RMB na raiz da junta.

RMB (mV)


Início 7,3 ±0,2 6,5 ±0,3 9,0 ±2,3 6,8 ±0,8 7,6 ±0,8

Meio 8,5 ±0,2 8,6 ±0,3 9,7 ±0,7 8,6 ±0,3 8,5 ±0,3

Fim 9,8 ±0,4 10,9 ±0,4 11,2 ±0,4 11,0 ±0,5 9,7 ±0,2

Gráfico de Contorno para o RMB na raiz da junta

> 11 < 10,75 < 9,75 < 8,75 < 7,75 < 6,75

-60 -40 -20 0 20 40 60

NewVar4

0

20

40

60

80

100

Ne

wV

ar3


FIM

MEIO

INÍCIO

INÍCIO


da junta.

É possível verificar uma alteração dos valores máximos do RMB, pois na face as

maiores intensidades de sinal foram obtidas no início da junta, enquanto que na raiz os

101

valores máximos de RMB foram obtidos no fim da junta. Na Figura 4.18, o RMB apresenta

pequena variação do RMB ao longo da seção transversal, enquanto na Figura 4.19 há uma

maior variação do RMB ao longo da largura, especialmente no início da junta. A seção

transversal do meio apresenta valores intermediários em relação às extremidades em ambas

as superfícies por ser menos suscetível à influência do efeito de borda (PECNIK e GRUM,

2013).

O coeficiente de variação para cada ponto oscila, em sua maioria, entre 2 a 8 %, o que

indica uma baixa dispersão de dados. Todavia, na avaliação do MS na face do fim do cordão

e na raiz do início do cordão, esse valor foi, respectivamente, de 22 e 25 %, indicando uma

média dispersão dos dados originária principalmente dos erros sistemáticos ambientais

inerentes ao experimento.

As Figuras 4.20 e 4.21 apresentam a relação entre o teor de ferrita e o ruído magnético

Barkhausen na face e na raiz da seção transversal do meio da junta.

102

Figura 4.20 - Comparação do teor de ferrita com o RMB na face da junta.

Figura 4.21 - Comparação do teor de ferrita com o RMB na raiz da junta.

103

A partir das Figuras 4.20 e 4.21 pode-se inferir que um maior teor de ferrita provoca

um aumento da intensidade do RMB.

É possível verificar uma proximidade entre os valores de RMB para o metal de base

e o metal de solda dessa seção, especialmente quando se considera o desvio-padrão dos

dados, logo, é fundamental que seja realizada uma análise estatística para comprovar se as

diferenças das médias são reais, causadas pela presença de ferrita delta no metal de solda, ou

se são devido à variação aleatória inerente ao experimento.

A hipótese nula (H0) indica que os pontos medidos na junta soldada têm o mesmo

impacto na tensão indicada pelo equipamento, desconsiderando-se, portanto, o efeito da

microestrutura na leitura. Caso a hipótese nula não seja rejeitada, pode ser concluído que não

existe diferença entre as médias e a análise de variância é suficiente para a conclusão.

Contudo, caso a hipótese alternativa (H1) seja aceita, conclui-se que há uma relação entre a

microestrutura e o valor de tensão indicado.

Para avaliar qual das hipóteses descritas acima está coerente com os dados obtidos

para o metal de base (MB-E e MB-D) e o metal de solda (MS), deve-se verificar se as

condições de normalidade dos resíduos e a homogeneidade das variâncias são atendidas,

possibilitando, assim a aplicação de um teste paramétrico.

4.2.2.1. Normalidade dos resíduos

A Tabela 4.7 apresenta os resultados do teste de normalidade dos resíduos para a face

e raiz a um nível de significância de 0,05 considerando-se as regiões do MB-D, MB-E e MS

da seção transversal na metade do cordão de solda.

104

Tabela 4.7 - Teste de normalidade dos resíduos para a face e raiz da junta

Teste Valor-p

Face Raiz

Kolmogorov-Smirnov com correção de Lilliefors 0,200 0,200

Shapiro-Wilk 0,651 0,258

Como o valor-p é superior a 0,05 em ambas as superfícies, não se rejeita a hipótese

de normalidade dos resíduos com um nível de confiança de 95 %.

4.2.2.2. Variâncias homogêneas

A Tabela 4.8 apresenta os resultados para a análise da homogeneidade das variâncias

na face e na raiz da junta.

Tabela 4.8 - Teste de igualdade de variâncias para a face e raiz da junta.

Teste Valor-p

Face Raiz

Levene 0,112 0,097

Cochran C, Hartley, Bartlett 0,036 0,062

Embora o valor-p na face para os testes de Cochran C, Hartley, Bartlett seja inferior

a 0,05, a consequência de grandes violações para a homoscedasticidade não apresenta

considerável criticidade para a utilização de testes paramétricos. Além disso, como o valor-p

para o teste de Levene foi superior a 0,05, não se pode rejeitar a hipótese nula de

105

homogeneidade das variâncias. Como o valor-p para a raiz é maior que 0,05, logo há

evidências para não se rejeitar a hipótese de homoscedasticidade.

4.2.2.3. Teste estatístico

O teste de análise de variâncias (ANOVA) é recomendado para análises estatísticas

paramétricas que contenham no mínimo três grupos com ao menos cinco elementos, e,

portanto, como existem três grupos (MB-E, MB-D e MS), esse requisito é atendido. A Tabela

4.9 apresenta os resultados para o teste de análise de variância (ANOVA) para a face e raiz

da junta.

Tabela 4.9 - Teste ANOVA para a face e raiz da junta

Teste de Análise de Variâncias (ANOVA) Valor-p

Face 8,3159×10-5

Raiz 1,5363×10-14

Como o valor-p é inferior a 0,05, a hipótese nula é rejeitada. A rejeição da hipótese

nula no teste de análise de variância indicaria que ao menos uma das regiões é diferente das

demais. Contudo, como não há evidências de quais são distintas, recorre-se ao procedimento

de comparações múltiplas pelos testes de Tukey e Fisher, que possibilita a determinação da

diferença entre as regiões. As Tabelas 4.10 e 4.11 apresentam os resultados para os testes de

comparações múltiplas para a face e raiz da junta, respectivamente.

106


Fisher.

Comparação entre regiões

Valor-p

Teste de Tukey Teste de Fisher

MB-D/MB-E 0,9963 0,9354

MB-D/MS 0,0004 0,0001

MB-E/MS 0,0003 0,0001


Fisher.


Valor-p


MB-D/MB-E 0,8627 0,6064

MB-D/MS 0 0

MB-E/MS 0 0

As Tabelas 4.10 e 4.11 indicam um valor-p consideravelmente superior a 0,05 em

ambas as faces para MB-D/MB-E, logo, não é possível a rejeição da hipótese de igualdade

entre essas médias.

Nas comparações entre MB-D/MS e MB-E/MS, o valor-p tende a zero, indicando a

rejeição da hipótese nula, estabelecendo-se, por conseguinte, a rejeição da hipótese de

igualdade entre essas médias, o que indicaria a existência de uma diferença do RMB entre

essas regiões provavelmente em razão da presença de ferrita delta no metal de solda.

107

4.2.3. Teor de ferrita após tratamento térmico

O teor de ferrita delta esperado em aços inoxidáveis austeníticos trabalhados

mecanicamente e totalmente solubilizados é inferior a 3 % (LIPPOLD e KOTECKI, 2005;

LEFFLER, 1998; PASSOS e OTUBO, 2010), sendo este valor superior do encontrado na

Tabela 4.3 para o metal de solda em ambas as superfícies. Em virtude do teor de ferrita acima

do recomendado para o metal de solda, a junta 3 recebeu um tratamento de solubilização

seguido por resfriamento em água, conforme descrito na seção 3.3.6. O teor de ferrita para

cada um dos cinco pontos avaliados na face e na raiz após o tratamento térmico é apresentado

através da média aritmética das três seções transversais descritas na Figura 3.8b. As

Tabelas 4.12 e 4.13 mostram, respectivamente, o teor de ferrita na face e na raiz dessa junta.

Tabela 4.12 - Teor de ferrita na face da junta.


Teor de Ferrita

(%) 1,5 ±0,2 2,2 ±0,1 1,2 ±0,2 2,5 ±0,3 2,6 ±0,3

Tabela 4.13 - Teor de ferrita na raiz da junta.


Teor de Ferrita

(%) 2,0 ±0,2 3,1 ±0,1 1,1 ±0,2 3,2 ±0,1 2,7 ±0,2

O teor de ferrita em ambas as faces foi inferior a 3 %, com exceção da ZTA-D e

ZTA-E na raiz da junta, que mesmo assim apresentaram resultados próximos a esse valor. É

possível atestar uma redução de aproximadamente 80 % no teor de ferrita no MS em ambas

as faces após o tratamento térmico em comparação com a junta na condição como soldada.

108

As regiões MB-D, ZTA-D e ZTA-E apresentaram um resultado aproximadamente dez vezes

superior, enquanto que o MB-E exibiu um crescimento da ordem de cinco vezes na face e de

sete vezes na raiz em relação à condição como soldada.

A Tabela 4.14 e a Figura 4.22 mostram o teor de ferrita ao longo do cordão de solda

na face e na raiz da junta após tratamento térmico.

Tabela 4.14 - Teor de ferrita ao longo do cordão de solda da junta solubilizada.

Posição Face Raiz

1 1,45 ±0,06 1,40 ±0,00

2 1,18 ±0,13 1,35 ±0,24

3 1,13 ±0,05 1,13 ±0,16

4 1,05 ±0,13 1,28 ±0,10

5 0,99 ±0,08 1,13 ±0,05

6 1,13 ±0,05 1,25 ±0,06

7 0,97 ±0,02 1,05 ±0,06

8 1,15 ±0,06 1,11 ±0,12

9 1,18 ±0,10 0,96 ±0,18

10 1,40 ±0,08 1,16 ±0,16

Média 1,16 ±0,17 1,18 ±0,18

109

Figura 4.22 - Teor de ferrita ao longo do cordão de solda da junta solubilizada.

A Figura 4.22 mostra um comportamento similar para o teor de ferrita entre as

superfícies, uma vez que ao considerar-se o desvio-padrão existe uma sobreposição dos

valores relativos a cada posição ao longo do cordão de solda.

O coeficiente de variação na face é de 14 % e na raiz é de 15 %, e conforme Correa

(2003) um coeficiente de variação entre 15 a 30 % indica uma média dispersão. O teor de

ferrita médio nas superfícies é similar e coerente com o apresentado nas Tabela 4.12 e Tabela

4.13, em que foram considerados apenas três pontos ao longo do cordão de solda.

110

4.2.4. Ruído magnético Barkhausen após tratamento térmico

O valor do ruído magnético Barkhausen (RMB) para cada um dos cinco pontos nas

três seções transversais na face e na raiz das juntas soldadas são apresentadas,

respectivamente, nas Tabelas 4.15 e 4.16, sendo que cada valor é obtido por meio da média

aritmética das vinte medições em cada ponto. A medição do RMB ao ar teve o valor médio

de 6,8 mV com um desvio padrão de 0,4 mV. As Figuras 4.23 e 4.24 apresentam os gráficos

de contorno para o RMB na face e na raiz da junta.

Tabela 4.15 - RMB na face da junta.

RMB (mV)


Início 10,0 ±0,4 11,8 ±0,4 9,5 ±0,4 11,7 ±0,4 11,6 ±0,5

Meio 8,9 ±0,3 10,1 ±0,5 8,5 ±0,6 9,6 ±0,3 10,4 ±0,4

Fim 7,9 ±0,3 8,3 ±0,4 6,7 ±0,5 7,8 ±0,6 9,9 ±0,9

111

Gráfico de Contorno para o RMB na face da junta solubilizada

> 11 < 10,75 < 9,75 < 8,75 < 7,75 < 6,75

-60 -40 -20 0 20 40 60

Var2

0

20

40

60

80

100V

ar1

FIM

MEIO

INÍCIO

INÍCIO



da junta solubilizada.

Tabela 4.16 - RMB na raiz da junta.

RMB (mV)


Início 8,7 ±0,3 9,2 ±0,5 6,8 ±0,2 9,6 ±0,6 10,0 ±0,6

Meio 9,4 ±0,3 11,3 ±0,5 8,1 ±0,3 10,7 ±0,3 10,5 ±0,3

Fim 10,2 ±0,5 12,6 ±0,4 9,9 ±0,5 13,0 ±0,5 11,6 ±0,6

112

Gráfico de Contorno para o RMB na raiz da junta solubilizada

> 12,75

< 12

< 11

< 10

< 9

< 8

< 7

-60 -40 -20 0 20 40 60

Var6

0

20

40

60

80

100V

ar5

FIM

MEIO

INÍCIO


INÍCIO


da junta solubilizada.

A alteração dos valores máximos também é constatada após o tratamento térmico,

porém há uma maior heterogeneidade entre o MS e as ZTAs, especialmente na seção

transversal no meio de junta.

O coeficiente de variação de cada superfície oscilou entre 3 a 8 %, indicando que

existe uma baixa dispersão de dados. Além disso, não se observou exceções a esse intervalo

de valores, mesmo nos pontos em que houve média dispersão de dados antes do tratamento

térmico. O valor de RMB na região do metal de solda em cada seção transversal de ambas as

113

superfícies é inferior às medidas obtidas para o MB e ZTA, o que contrasta com o valor antes

do tratamento térmico, pois o metal de solda apresentava o maior valor de ruído em cada

seção transversal.

Assim como na análise das Tabelas 4.5 e 4.6, os valores de RMB nas seções no início

e no fim do cordão de solda sofrem forte influência do efeito de borda, o que restringe o

aprofundamento estatístico à seção transversal no meio do cordão de solda. É possível

verificar que há uma diferença de 16 % entre o MB-E/MB-D na face e de 13 % na raiz, 23 %

entre MB-D/MS na face e 31 % na raiz, 6 % entre MB-E/MS na face e 16 % na raiz,

indicando, pois, que os valores de RMB no MS estão mais próximos do MB-E do que do

MB-D. Ao se comparar o MS e a ZTA-E na raiz, essa variação percentual é ainda maior,

sendo aproximadamente de 40 %, enquanto que antes do tratamento térmico o valor de RMB

no MS era 13 % superior ao da ZTA-D.

As Figuras 4.25 e 4.26 apresentam a relação entre o teor de ferrita e o ruído magnético

Barkhausen na face e na raiz da junta após o tratamento térmico, respectivamente.

114

Figura 4.25 - Comparação do teor de ferrita com o RMB na face da junta solubilizada.

Figura 4.26 - Comparação do teor de ferrita com o RMB na raiz da junta solubilizada.

115

Assim como antes do tratamento térmico, pode-se constatar uma relação entre o teor

de ferrita com o RMB nas Figuras 4.25 e 4.26, considerando que as curvas apresentam

comportamentos similares, embora que com intensidades distintas, em ambas as superfícies.

Para comparar com os resultados obtidos pela análise estatística antes do tratamento

térmico, que indicou a rejeição da hipótese nula e, portanto, considerou válida a hipótese

alternativa de que haveria a influência metalúrgica nos dados adquiridos, torna-se importante

realizar a mesma análise com os dados dessas regiões na presente condição.

4.2.4.1. Normalidade dos resíduos

A Tabela 4.17 apresenta os resultados do teste de normalidade dos resíduos para a

face e raiz, comparando-se MB-D, MB-E e MS da seção transversal na metade do cordão de

solda.

Tabela 4.17 - Teste de normalidade dos resíduos para a face e raiz da junta.

Teste Valor-p

Face Raiz

Kolmogorov-Smirnov com correção de Lilliefors 0,200 0,200

Shapiro-Wilk 0,604 0,726

O valor-p para ambas as superfícies é superior a 0,05 nos dois testes utilizados, logo

a hipótese de normalidade não pode ser rejeitada, pois a amostra não é significativamente

diferente de uma população normal.

116

4.2.4.2. Variâncias homogêneas

A partir da não rejeição da hipótese de normalidade dos resíduos, é fundamental

verificar se os demais requisitos também são aceitos para que seja possível a aplicação de um

teste paramétrico. A Tabela 4.18 apresenta os resultados para o teste de homogeneidade das

variâncias na face e na raiz da junta.

Tabela 4.18 - Teste de igualdade de variâncias para a face e raiz da junta.

Teste Valor-p

Face Raiz

Levene 0,861 0,462

Cochran C, Hartley, Bartlett 0,865 0,569

Como o valor-p é superior a 0,05, a hipótese de homogeneidade das variâncias não

pode ser rejeitada a um nível de 95 % de confiança. Portanto, diante da aceitação das duas

hipóteses para as ambas as superfícies após o tratamento térmico de solubilização é

recomendável o uso de um teste paramétrico, como o teste de análise de variâncias

(ANOVA), assim como utilizado anteriormente.

4.2.4.3. Teste estatístico

O teste de análise de variâncias foi aplicado para estudar ambas as superfícies e os

resultados do teste são apresentados na Tabela 4.19.

117

Tabela 4.19 - Teste ANOVA para a face e raiz da junta.

Teste de Análise de Variâncias (ANOVA) Valor-p

Face 2,808×10-24

Raiz 6,7026×10-33

Os testes forneceram valores-p inferiores a 0,05, indicando a rejeição da hipótese

nula, a qual pressupunha a igualdade entre as médias. A rejeição da hipótese nula indica que

ao menos uma das regiões é diferente das demais, porém sem evidenciar quais regiões são

distintas. As Tabela 4.20 e Tabela 4.21 apresentam os testes de comparações múltiplas para

a face e raiz da junta, respectivamente.


Fisher.


Valor-p


MB-D/MB-E 0 0

MB-D/MS 0 0

MB-E/MS 0,0001 0

118


Fisher.


Valor-p


MB-D/MB-E 1,1232×10-11 0

MB-D/MS 1,1229×10-11 0

MB-E/MS 1,1229×10-11 0

As Tabelas 4.20 e 4.21 fornecem um valor-p tendendo a zero, indicando a rejeição da

hipótese nula de igualdade entre as médias dos pares comparados. Esse resultado estatístico

evidencia que o tratamento térmico de solubilização provocou uma alteração microestrutural

em relação ao material antes de ser tratado, o que consequentemente alterou a resposta do

RMB.

4.2.5. Análises metalográfica e de microdureza

A Figura 4.27 apresenta a análise microestrutural, por microscopia óptica, da junta

solubilizada utilizando solução aquosa de ácido oxálico a 10 %. A microestrutura austenítica

do MB (Figura 4.27a) possui maclas e inclusões, além disso é possível verificar que após o

tratamento térmico de solubilização houve a dissolução dos carbetos precipitados nos

contornos os grãos do metal de base. Na Figura 4.27b está apresentada a ZTA.

Conforme pode ser constatado na Figura 4.27c, a microestrutura do MS apresentou

uma mudança expressiva na morfologia (Figura 4.12) após o tratamento térmico, pois houve

a dissolução da ferrita-δ na matriz austenítica.

119

(a) (b) (c)

Figura 4.27 - Microestrutura da junta solubilizada (ataque: ácido oxálico): (a) MB, (b) ZTA

e (c) MS.

A Figura 4.28 apresenta o resultado obtido pelo ataque químico com solução de

Behara. Na Figura 4.28a pode ser verificado que o MB apresenta uma pequena fração

volumétrica de ferrita globular. A ferritoscopia indicou um aumento do teor de ferrita no MB

na junta solubilizada em comparação com a junta na condição soldada. Todavia, a análise

quantitativa da micrografia não possibilitou a confirmação desse fato na proporção indicada

pelo ferritoscópio, sendo que a presença de ferrita globular no MB após o tratamento térmico

de solubilização não era prevista. A ZTA (Figura 4.28b) apresenta grãos heterogêneos e uma

redução na fração volumétrica da ferrita delta precipitada em relação ao MS.

No MS (Figura 4.29c) foi utilizado o ImageJ e encontrou-se um teor de ferrita de

2,1 ±1,3 %, sendo esse valor próximo do obtido pelo ferritoscópio. A precipitação da ferrita-δ

no MS acontece nos contornos dos grãos austeníticos com uma morfologia esférica de

diâmetros similares.

120

(a) (b) (c)

Figura 4.28 - Microestrutura da junta solubilizada (ataque: Behara): (a) MB, (b) ZTA e

(c) MS.

Figura 4.29 - Microestrutura do metal de solda da junta solubilizada (ataque de Behara).

A Figura 4.30 apresenta os resultados de microdureza Vickers obtidos em uma das

juntas soldadas.

121

Figura 4.30 - Perfil de microdureza Vickers de uma das juntas soldadas.

O metal de solda possui os maiores valores de microdureza da junta nas três seções

analisadas. Os valores máximos na condição solubilizada são superiores à condição soldada,

sendo que a raiz apresentou os maiores valores, seguida da face e do meio da junta.

A microdureza média no MS em relação ao MB é aproximadamente 30 % superior

na face e na raiz e de cerca de 15 % maior no meio da junta. É possível observar que os picos

de microdureza estão localizados próximos ao centro do cordão de solda e que esses valores

decrescem consideravelmente na direção da ZTA, contribuindo para a redução da

microdureza média no MS.

122

4.3. ANÁLISE DAS TENSÕES RESIDUAIS NOS CORPOS DE PROVA DO METAL

DE BASE

A Figura 4.31 mostra o fluxograma com as etapas da caracterização das tensões

residuais por difração de raios-X e das propriedades mecânicas por ensaios de tração,

realizada nos corpos de prova reduzidos do metal de base.


mecânicas do metal de base.

123

O metal de base foi avaliado nas condições como usinado (US) e com shot peening

(SP) a fim de estudar a influência das tensões residuais introduzidas pelo jateamento nas

propriedades mecânicas do material, constituídas pela tensão limite de escoamento, tensão

limite de resistência mecânica e o alongamento do material.

A Figura 4.32 mostra as tensões residuais nos corpos de prova do metal de base na

condição como usinado (US) por fresamento seguido de polimento manual.

Figura 4.32 - Tensões residuais no cp do metal de base na condição como usinado.

A Figura 4.33 mostra as tensões residuais para os corpos de prova do metal de base

na condição com shot peening.

124

Figura 4.33 - Tensões residuais no cp do metal de base na condição com shot peening.

É possível constatar pelas Figuras 4.32 e 4.33 que o shot peening provocou somente

um pequeno aumento das tensões residuais, da ordem de 20 % na direção longitudinal e de

apenas 1 % na direção transversal, que já eram compressivas após a usinagem, o que poderia

ser explicado pela baixa intensidade do processo de jateamento empregado. O shot peening

promove uma homogeneização das tensões residuais em relação a direção, pois a diferença

entre as tensões residuais longitudinal e transversal é de somente 7 MPa.

4.4. RESISTÊNCIA MECÂNICA DO METAL DE BASE

A Figura 4.34 apresenta a curva tensão vs. deformação para o metal de base usinado

na direção longitudinal. A Tabela 4.22 apresenta as propriedades mecânicas sem e com

tratamento de shot peening.

125

Figura 4.34 - Curva tensão vs. deformação na direção longitudinal, sem e com shot peening

(SP).

Tabela 4.22 - Propriedades mecânicas na direção longitudinal, sem e com tratamento de shot

peening (SP).

L1 (US) L2 (US) L3 (SP) L4 (SP)

LE (MPa) 348 360 356 350

LR (MPa) 588 618 612 607

Alongamento (%) 70 76 78 68

As tensões limites de escoamento e de resistência mecânica dos corpos de prova são

superiores ao requerido pela norma, mas inferiores à faixa estabelecida pelo fabricante do

126

material na Tabela 3.2. Já o alongamento é superior tanto ao requerido pela norma quanto ao

informado pelo fabricante.

As tensões limites de escoamento dos corpos de prova são similares, não sendo

possível verificar a influência do tratamento de shot peening nesta propriedade, uma vez que

os valores máximo e mínimo foram obtidos nos corpos de prova sem tratamento. O valor

médio da tensão limite de escoamento dos corpos de prova L1 e L2 é igual a 354 MPa e dos

corpos de prova L3 (SP) e L4 (SP) é igual 353MPa.

As tensões limites de resistência mecânica são próximos, mas com uma maior

variação absoluta em relação às tensões limites de escoamento. O valor médio da tensão

limite de resistência dos corpos de prova L1 e L2 é igual a 603 MPa e o dos corpos de prova

L3 (SP) e L4 (SP) é igual 610 MPa, assim sendo, verifica-se um aumento de 1 % na

resistência mecânica nos corpos de prova com tratamento de shot peening.

Em virtude da impossibilidade do software realizar o teste de homogeneidade de

variâncias devido à reduzida quantidade de amostras, utilizou-se a estatística paramétrica

para a análise do conjunto de dados dos corpos de prova reduzidos, sendo que a hipótese de

normalidade dos resíduos não foi rejeitada por meio do teste de Shapiro-Wilk em nenhuma

das propriedades. A Tabela 4.23 apresenta o resultado do teste t de Student a fim de avaliar

a influência do tratamento de shot peening nas propriedades do material do corpo de prova

transversal.

127


longitudinal.

Teste

Valor-p

LE LR Alongamento

T de Student 0,8726 0,7171 1

A hipótese nula de igualdade das médias não pode ser rejeitada a partir da Tabela

4.23, pois as três propriedades apresentaram valores-p superiores a 0,05.

A Figura 4.35 apresenta a curva tensão vs. deformação dos corpos de prova reduzidos

sem e com tratamento de shot peening retirados na direção transversal e a Tabela 4.24

apresenta as propriedades mecânicas obtidas.

128

Figura 4.35 - Curva tensão vs. deformação dos cps transversais sem e com tratamento de

shot peening (SP).

Tabela 4.24 - Propriedades mecânicas cps transversais sem e com tratamento de shot peening.

T1 (US) T2 (US) T3 (SP) T4 (SP)

LE (MPa) 361 355 369 364

LR (MPa) 632 624 641 619


Assim como na direção longitudinal, as tensões limites de escoamento e de resistência

mecânica dos corpos de prova são superiores às requeridas pela norma, entretanto, são

inferiores à faixa estabelecida pelo fabricante do material na Tabela 3.2. Já o alongamento

para os quatro corpos de prova é superior ao requerido pela norma, sendo que T3 (SP) e

129

T4 (SP) apresentaram alongamentos superiores ao informado pelo fabricante, enquanto que

o alongamento de T2 é igual ao limite superior da faixa informado e T1 é inferior à faixa

mencionada.

As tensões limites de escoamento dos corpos de prova são equivalentes, sendo

possível verificar a influência do tratamento de shot peening nesta propriedade, pois o valor

médio do limite de escoamento dos corpos de prova T1 e T2 é igual a 358 MPa e o dos corpos

de prova T3 (SP) e T4 (SP) é igual 366 MPa, assim sendo, houve um aumento de

aproximadamente 2 % no limite de escoamento após o shot peening.

As tensões limites de resistência mecânica são semelhantes e o valor médio da tensão

limite de resistência mecânica dos corpos de prova T1 e T2 é igual a 628 MPa e o dos corpos

de prova T3 (SP) e T4 (SP) é igual 630 MPa, assim sendo, verifica-se um aumento de apenas

0,5 % na tensão limite de resistência mecânica nos corpos de prova com tratamento de shot

peening. Ao comparar-se as tensões limites de escoamento e resistência mecânica entre as

duas direções avaliadas é possível verificar que esses valores são superiores nos corpos de

prova transversais, indicando que os grãos estariam orientados nesta direção.

A Tabela 4.25 apresenta o resultado do teste t de Student a fim de avaliar a influência

do tratamento de shot peening nas propriedades do material do corpo de prova transversal.


transversal.

Teste

Valor-p

LE LR Alongamento

T de Student 0,1621 0,8761 0,2137

130

Conforme a Tabela 4.25, como as propriedades mecânicas dos corpos de prova

transversais apresentaram valores-p superiores a 0,05, e a hipótese nula de igualdade das

médias não poderá ser rejeitada.

4.5. ANÁLISE DAS TENSÕES RESIDUAIS DOS CORPOS DE PROVA

A Figura 4.36 mostra as condições em que foram avaliadas as juntas e as etapas de

caracterização das tensões residuais por difração de raios-X e das propriedades mecânicas

pelo ensaio de tração.

131


mecânicas das juntas soldadas.

132

A Figura 4.37 mostra as tensões residuais longitudinais e transversais nos corpos de

prova na condição como usinado.

Figura 4.37 - Tensões residuais nos corpos de prova na condição como usinado (US).

A comparação das tensões residuais longitudinais nos corpos de prova na condição

como usinados com os valores apresentados no metal de solda pelas Figura 4.2 e Figura 4.3

evidencia que houve alteração quanto à natureza das tensões residuais, pois na junta, tanto

na face quanto na raiz, elas eram trativas, enquanto que nos corpos de prova, são

compressivas. As tensões residuais transversais compressivas possuem maior magnitude nos

corpos de prova em comparação à junta, o que pode ser explicado pela maior influência dos

efeitos das deformações plásticas heterogêneas em relação aos efeitos térmicos nas operações

de fresamento e retificação.

A Figura 4.38 mostra as tensões residuais longitudinais e transversais nos corpos de

prova após tratamento de shot peening.

133

Figura 4.38 - Tensões residuais nos corpos de prova após shot peening (SP).

Em razão da deformação plástica provocada pelo bombardeamento das esferas de

vidro nas camadas superficiais e subsuperficiais, as tensões residuais nos corpos de prova

após shot peening são mais compressivas do que na condição como usinado, sendo possível

observar um aumento de 200 % na direção longitudinal e de 70 % na direção transversal entre

essas condições.

Os resultados obtidos no presente trabalho estão coerentes com aqueles relatados por

Kumagai et al. (2014), que estudaram o efeito do shot peening com esferas de aço a uma

pressão de 0,5 MPa, em aço inoxidável AISI 316 solubilizado seguido de tratamento de alívio

de tensões e verificaram tensões residuais superficiais da ordem de -560 MPa.

A Figura 4.39 apresenta as tensões residuais longitudinais e transversais nos corpos

de prova submetidos ao tratamento térmico de solubilização.

134

Figura 4.39 - Tensões residuais nos corpos de prova após tratamento térmico de

solubilização (TT).

As tensões residuais nos corpos de prova com tratamento térmico de solubilização

são compressivas e na direção transversal apresentam magnitude similar quando comparadas

com aquelas obtidas nos corpos de prova como usinados. Na direção longitudinal elas são

mais elevadas quando comparadas à condição como usinado, sendo, porém, inferiores às

verificadas para os corpos de prova com shot peening.

4.6. RESISTÊNCIA MECÂNICA DAS JUNTAS SOLDADAS

A Figura 4.40 apresenta a curva tensão vs. deformação dos corpos de prova na

condição como usinado e a Tabela 4.26 apresenta as propriedades mecânicas obtidas.

135

Figura 4.40 - Curva tensão vs. deformação dos cps na condição como usinado.

Tabela 4.26 - Propriedades mecânicas dos cps na condição como usinado.

CP1 CP2 CP3 CP4

LE (MPa) 337 334 336 336

LR (MPa) 577 547 559 579


Analisando a curva tensão vs. deformação dos corpos de prova da junta soldada na

condição como usinados (Figura 4.40) é possível perceber um comportamento dúctil com

considerável deformação plástica do material.

Os valores de tensão limite de escoamento dos quatro corpos de prova são similares,

sendo o valor médio igual a 336 ±1 MPa com coeficiente de variação de 0,4 %, o que

evidencia uma dispersão consideravelmente baixa. O valor médio da tensão limite de

136

escoamento é inferior à faixa informada pelo fabricante do material e aos valores obtidos

pelos ensaios mecânicos do metal de base, contudo, é superior ao requerido para o aço

inoxidável AISI 316L pela norma ASTM A312 (Tabela 2.2).

Os corpos de prova 1 e 4 apresentaram limites de resistência mecânica semelhantes,

assim como os corpos de prova 2 e 3 entre si. O valor médio da tensão limite de resistência

mecânica é de 565 ±15 MPa com coeficiente de variação de 3 %, o que demonstra uma baixa

dispersão entre os valores.

Os valores de tensão limite de resistência mecânica são superiores ao mínimo de

485 MPa requerido pela norma ASTM A312 (Tabela 2.2) para o aço inoxidável AISI 316L,

porém são inferiores ao informado pelo fabricante do metal de base e aos valores obtidos no

ensaio de tração dos corpos de prova reduzidos na mesma direção de retirada dos corpos de

prova (Tabela 3.2). O valor médio da tensão limite de resistência mecânica encontrado no

presente trabalho é aproximadamente 65 MPa superior ao verificado por Pascual et al.

(2010), que encontraram tensão limite de resistência de 501 MPa em uma junta soldada de

AISI 316L pelo processo GTAW.

Os alongamentos dos corpos de prova na condição como usinado são

aproximadamente metade do requerido pela norma para o aço inoxidável AISI 316L e do

verificado nos ensaios de tração do metal de base.

Pela análise visual dos corpos de prova fraturados verifica-se que eles romperam na

região do metal de solda. Como o limite de resistência mecânica médio do metal de adição

informado pelo fabricante é de 600 MPa é possível comprovar o limite de resistência

mecânica inferior tanto em relação ao metal de base quanto em relação ao metal de adição.

137

A Figura 4.41 apresenta a curva tensão vs. deformação mecânica dos corpos de prova

submetidos a shot peening e a Tabela 4.27 mostra os respectivos limites de resistência

mecânica.

Figura 4.41 - Curva tensão vs. deformação dos cps submetidos a shot peening.

Tabela 4.27 - Propriedades mecânicas dos cps submetidos a shot peening.

CP5 CP6 CP7 CP8

LE (MPa) 380 353 361 354

LR (MPa) 573 575 562 548


A curva tensão vs. deformação da Figura 4.41 mostra um comportamento dúctil para

os corpos de prova submetidos ao shot peening com uma similaridade entre os valores de

138

limite de resistência mecânica dos cps 5 e 6, porém com uma maior deformação do cp 6. O

cp 5 apresentou maior tensão limite de escoamento, sendo que os demais corpos de prova

apresentaram maior similaridade entre si em relação a essa propriedade mecânica.

Na análise visual da fratura dos corpos de prova foi possível constatar a presença de

poros no cp 8, que consequentemente pode ser uma das razões para a menor deformação e

resistência mecânica entre os corpos de prova avaliados. Por essa razão, no cálculo do limite

de resistência mecânica médio optou-se pela exclusão desse corpo de prova. Assim sendo, o

valor médio do limite da resistência mecânica é de 570 ±7 MPa com um coeficiente de

variação de 1 %. Posto isto, o limite de resistência mecânica médio dos corpos de prova

submetidos ao shot peening é aproximadamente 5 MPa superior ao dos corpos de prova na

condição como usinado.

A tensão limite de escoamento média dos quatro corpos de prova é igual a

362 ±13 MPa com coeficiente de variação de 3 %, que atesta uma baixa dispersão dos dados.

Ao se excluir o cp 8, assim como havia sido feito para análise da tensão limite de resistência

mecânica, a tensão limite de escoamento média é igual 365 ±14 MPa com coeficiente de

variação de 4 %. Portanto, embora o cp 8 tenha apresentado uma tensão limite de resistência

mecânica consideravelmente inferior aos demais, não foi possível verificar o mesmo efeito

na tensão limite de escoamento média.

Os alongamentos dos corpos de prova apresentam grande similaridade entre si e

também são inferiores aos verificados na condição como usinado, sendo essa diferença da

ordem de 17 %.

A Figura 4.42 apresenta a curva tensão vs. deformação dos corpos de prova com

tratamento térmico de solubilização e a Tabela 4.28 mostra os respectivos limites de

resistência mecânica.

139

Figura 4.42 - Curva tensão vs. deformação dos cps solubilizados.

Tabela 4.28 - Tensão limite de resistência mecânica dos cps solubilizados.

CP9 CP10 CP11 CP12

LE (MPa) 278 289 290 282

LR (MPa) 523 540 543 497


A curva tensão vs. deformação da Figura 4.42 mostra um comportamento dúctil com

uma deformação plástica dos corpos de prova superior à constatada nos corpos de prova

anteriores.

140

A tensão limite de escoamento média é igual a 285 ±6 MPa com coeficiente de

variação de 2 %, o que evidencia uma baixa dispersão dos dados. Esse valor médio é inferior

ao obtido na condição usinada, sendo essa redução da ordem de 15 %.

Os corpos de prova 10 e 11 apresentaram limites de resistência mecânica parecidos e

próximos ao verificado no cp 9, enquanto que o cp 12 apresentou um limite de resistência

mecânica e uma deformação significativamente inferiores aos demais dos corpos de prova

com tratamento térmico de solubilização. Excluindo-se o corpo de prova 12, o valor médio

do limite de resistência mecânica é de 535 ±11 MPa com coeficiente de variação de 2 %, o

que demonstra uma baixa dispersão entre os valores. Ao comparar o valor médio do limite

de resistência mecânica dos corpos de prova solubilizados em relação aos usinados, é

possível verificar uma redução de 5 % no limite de resistência mecânica.

O valor médio do alongamento é igual a 42 ±8 % com coeficiente de variação de

20 %. Esse alto valor médio do alongamento é devido ao cp 10, que apresenta uma diferença

de 45 % em relação aos demais corpos de prova solubilizados.

Para avaliar a influência dos diferentes tratamentos quanto à tensão limite de

resistência mecânica foi usada a análise estatística. Os resultados do teste de normalidade dos

resíduos e homoscedasticidade são apresentados nas Tabela 4.29 e Tabela 4.30.

Tabela 4.29 - Teste de normalidade dos resíduos em relação à tensão limite de resistência

mecânica.

Teste Valor-p

Kolmogorov-Smirnov com correção de Lilliefors 0,200

Shapiro-Wilk 0,516

141

Tabela 4.30 - Teste de igualdade de variâncias em relação à tensão limite de resistência

mecânica.

Teste Valor-p

Levene 0,145

Como o valor-p é superior a 0,05, as hipóteses de normalidade dos resíduos e

homoscedasticidade não são rejeitadas segundo as Tabela 4.29 e Tabela 4.30.

A Tabela 4.31 apresenta o resultado do teste de análise de variâncias.

Tabela 4.31 - Teste ANOVA em relação à tensão limite de resistência mecânica.

Teste Valor-p

ANOVA 0,017

A rejeição da hipótese nula no teste de análise variâncias indicaria que ao menos um

dos conjuntos de corpos de prova é distinto dos demais, porém não afirma qual destes é

diferente dos demais, logo, recorre-se aos testes de comparações múltiplas de Tukey e Fisher

para essa determinação.

A Tabela 4.32 apresenta os resultados dos testes de Tukey e Fisher para os corpos de

prova.

142

Tabela 4.32 - Comparação múltipla dos corpos de prova utilizando os testes de Tukey e

Fisher.

Comparação entre corpos de

prova

Valor-p


CS/SP 0,8793 0,6147

CS/TT 0,0306 0,0090

SP/TT 0,0222 0,0046

Portanto, não se rejeita a hipótese de igualdade entre as médias do limite de resistência

mecânica dos corpos de prova na condição como usinado e com tratamento de shot peening.

Entretanto, a hipótese de igualdade entre as médias é rejeitada nas comparações entre os

corpos de prova usinados e solubilizados, bem como entre os corpos de prova com tratamento

de shot peening e com tratamento térmico de solubilização.

143

Capítulo 5

Conclusões

O presente trabalho, que teve como objetivo estudar as propriedades mecânicas e as

tensões residuais em juntas de aço inoxidável austenítico AISI 316L soldadas pelo processo

GTAW, permitiu as seguintes conclusões:

1. A velocidade de soldagem e o aporte térmico influenciaram as tensões residuais geradas

na soldagem das três juntas, sendo que na direção transversal do metal de solda as tensões

residuais são mais compressivas quando usada menor velocidade de soldagem e,

consequentemente, um maior aporte térmico.

2. Pela análise por microscopia óptica foi possível constatar que o MS apresenta uma

microestrutura austenítica composta por ferrita-δ vermicular. O tratamento térmico de

solubilização reduziu o teor de ferrita-δ no MS na face e na raiz da junta, enquanto

aumentou no MB e na ZTA, em virtude da formação de ferrita-δ globular nessas regiões.

3. Os maiores valores de microdureza da junta estão no MS, sendo que na condição como

usinado este valor está localizado próximo à margem direita da solda na face, enquanto

que no meio e na raiz estes valores estão localizados no centro da seção transversal do

MS. Após o tratamento térmico de solubilização, os maiores valores de microdureza

foram verificados no centro do MS.

144

4. Através da análise estatística dos ensaios de tração dos corpos de prova reduzidos do MB

é possível afirmar que não se pode rejeitar as hipóteses de igualdade entre as médias do

limite de escoamento e do alongamento dos corpos de prova com diferentes direções.

Contudo, a hipótese de igualdade entre as médias do limite de resistência mecânica foi

rejeitada no teste t de Student, considerando-se um nível de significância de 0,05.

5. O tratamento de shot peening provocou um aumento de 1 % no limite de resistência

mecânica dos corpos de prova, porém, de acordo com a análise estatística paramétrica a

um nível de significância de 0,05 a hipótese de igualdade entre as médias do limite de

resistência mecânica dos corpos de prova não pode ser rejeitada. Logo, embora o

tratamento de shot peening tenha aumentado a intensidade das tensões residuais

compressivas superficiais, comprovado pelo aumento de 200 % na direção longitudinal

e de 70 % na direção transversal em relação aos corpos de prova usinados, não foi

possível verificar a influência desse tratamento de beneficiamento a frio na resistência

mecânica.

6. O tratamento térmico de solubilização provocou uma redução de 5% no limite de

resistência mecânica dos corpos de prova, sendo que a análise estatística indicou a

rejeição da hipótese nula de igualdade entre as médias do limite de resistência mecânica

dos corpos de prova, ou seja, essa redução de 5 % é significativa estatisticamente.

7. Embora as técnicas magnéticas sejam aplicáveis a materiais ferromagnéticos, a utilização

do ruído magnético Barkhausen no aço inoxidável austenítico, que é um material

paramagnético, para avaliar a influência microestrutural na resposta do sinal está coerente

com os resultados obtidos com a ferritoscopia, haja visto que maiores teores de ferrita na

junta soldada forneceram maiores valores de RMB.

145

Capítulo 6

Sugestões para Trabalhos Futuros

Após a realização do presente trabalho é possível fazer as seguintes sugestões para o

desenvolvimento de trabalhos futuros, que complementariam os resultados obtidos:

1. Analisar a influência dos parâmetros de soldagem, com diferentes proteções gasosas,

nas tensões residuais, propriedades mecânicas e microestruturais das juntas soldadas.

2. Estudar a resistência à fadiga e à corrosão sob tensão das juntas de soldadas.

3. Avaliar as tensões residuais, propriedades mecânicas e microestruturais de juntas de

AISI 316L soldadas a plasma e comparar os resultados obtidos com processo GTAW.

4. Analisar os perfis das tensões residuais nas camadas subsuperficiais do cordão de

solda.

5. Analisar as superfícies de fratura por microscopia eletrônica de varredura (MEV).

146

Referências Bibliográficas

Acevedo, C.; Nussbaumer, A. “Effect of tensile residual stresses on fatigue crack growth and

S-N curves in tubular joints loaded in compression”, International Journal of Fatigue, vol.

36, pp. 171-180, 2012.

Akbari, D.; Sattari-Far, I. “Effect of the welding heat input on residual stresses in butt-welds

of dissimilar pipe joints”, International Journal of pressure Vessels and Piping, vol. 86, pp.

769-776, 2009.

Alamr, A.; Bahr, D.F.; Jacroux, M. “Effects of alloy and solution chemistry on the fracture

of passive films on austenitic stainless steel”, Corrosion Science, vol. 48, pp. 925-936, 2006.

Aperam. Aços Inoxidáveis: aplicações e especificações (Aperam). Gerência Executiva de

Desenvolvimento de Mercado e Assistência Técnica Inox. Disponível em:

<http://www.abinox.org.br/site/biblioteca-tecnica.php?cat=apostilas>. Acesso em: 02 de

junho de 2016.

Araújo, J.F.D.F. “Construção de um magnetômetro Hall para caracterização de partículas

magnéticas utilizadas em ensaios imunológicos”, Dissertação de Mestrado em Física,

Pontífice Universidade Católica do Rio de Janeiro, Rio de Janeiro, 2009.

ASM. Stainless Steels. ASM Specialty Handbook, Materials Park, Estados Unidos, 2000.

ASTM A312/A3120M-17. Standard Specification for Seamless, Welded, and Heavily Cold

Worked Austenitic Stainless Steel Pipes. ASTM International, 2017.

ASTM A370-17. Standard Test Methods and Definitions for Mechanical Testing of Steel

Products. ASTM International, 2017.

http://www.abinox.org.br/site/biblioteca-tecnica.php?cat=apostilas

147

ASTM E384-16. Standard Test Method for Microindentation Hardness of Materials. ASTM

International, 2016.

Aydogdu, G.H.; Aydinol, M.K. “Determination of susceptibility to intergranular corrosion

and electrochemical reactivation behaviour of AISI 316L type stainless steel”, Corrosion

Science, vol. 48, pp. 3565-3583, 2006.

Baghbadorani, H.; Ahmad, K.; Abbas, N.; Peiman, B.; Mohammad, M.; Ahad, R. “Influence

of Nb-Microalloying on the Formation of Nano/Ultrafine-Grained Microstructure and

Mechanical Properties During Martensite Reversion Process in a 201-Type Austenitic

Stainless Steel”, Metallurgical and Materials Transactions A, vol. 46, n. 8, pp. 3406-3413,

2015.

Barsoum, Z. “Residual stress analysis and fatigue of multi-pass welded tubular structures”,

Engineering Failure Analysis, vol. 15, pp. 863-874, 2008.

Benway, E.A. “As welder shortage looms, training becomes a critical issue”, Plant

Engineering, pp. 43-45, 2010.

Bermejo, M.A.V. “Predictive and Measurement Methods for Delta Ferrite Determination in

Stainless Steels”, Welding Journal, vol. 91, n. 4, pp. 113-121, 2012

Bhadeshia, H.K.D.H. Residual Stress: Material Factors. In: Totten, G.; Howes, M.; Inoue, T.

Handbook of Residual Stress and Deformation of Steel. ASM International, Materials Park,

Estados Unidos, pp. 3-10, 2002.

Briant, C.L. “Grain Boundary Segregation of Phosphorus and Sulfur in Types 304L and 316L

Stainless Steel and Its effect on Intergranular Corrosion in the Huey Test”, Metallurgical

Transactions A, vol. 18, pp. 691-699, 1987.

148

Brittanica. “Diamagnetism”. Disponível em: <http://academic-eb-

britannica.ez24.periodicos.capes.gov.br/levels/collegiate/article/diamagnetism/30261>.

Acesso em: 20 de maio de 2017.

Brown, A.M. “A new software for carrying out one-way ANOVA post hoc tests”, Computer

Methods and Programs in Biomedicine, vol. 79, pp. 89-95, 2005

Brown, A.M. “A spreadsheet template compatible with Microsoft Excel and iWork Numbers

that returns the simultaneous confidence intervals for all pairwise differences between

multiple sample means”, Computer methods and programs in biomedicine, vol. 98, pp. 76-

82, 2010.

Brown, D. W.; Holden, T.M.; Clauseen, B.; Prime, M.B.; Sisneros, T.A.; Swenson, H.;

Vaja, J. Critical comparison of two independent measurements of residual stress in an

electron-beam welded uranium cylinder: Neutron diffraction and the contour method. Acta

Materialia, v. 59, p. 864-873, 2011.

Callister, W.D. “Materials Science and Engineering: An introduction”, 7ª edição, John Wiley

e Sons, pp. 68, 2007.

Campbell, S.W.; Galloway, A.M.; McPherson, N.A. “Arc pressure and weld metal fluid flow

while using alternating shielding gases. Part 1: arc pressure measurement”, Science and

Technology of Welding and Joining, vol. 18, pp. 591-596, 2013.

Campos, G.M. “Estatística Prática para Docentes e Pós-Graduandos”. Disponível em:

<http://143.107.206.201/restauradora/gmc/gmc_livro/gmc_livro_cap14.html>. Acesso em:

02 de novembro de 2016.

Cardoso, M.C.; Moreira, L.P.; Freitas, M.C.S.; Paula, A.S. “Avaliação da curva limite de

conformação de um aço inoxidável austenítico”, 7° Congresso Brasileiro de Engenharia de

Fabricação, Penedo, 2013.

149

Carmezim, M.J.; Simões, A.M.; Montemor, M.F.; Belo, M.D.C. “Capacitance behavior of

passive film on ferritic and austenitic stainless steel”, Corrosion Science vol. 47, pp. 581-

591, 2005.

Chan, Y.; Walmsley, R.P. “Learning and Understanding the Kruskal-Wallis One-Way

Analysis-of Variance-by-Ranks Test for Differences Among Three or More Independent

Groups”, Physical Therapy, vol. 77, n. 12, 1997.

Chawla, S.L.; Gupta, R.K. Materials Selection for Corrosion Control. ASM Specialty

Handbook, Materials Park, Estados Unidos, 2010.

Chen, X.H.; Lu, J.; Lu, L.; Lu, K. “Tensile properties of a nanocrystalline 316L austenitic

stainless steel”, Scripta Materialia, vol. 52, pp. 1039-1044, 2005.

Cindra Fonseca, M. P. “Evolução do estado de tensões residuais em juntas soldadas de

tubulação durante ciclos de fadiga”, Tese de Doutorado em Engenharia Metalúrgica e de

Materiais, COPPE/UFRJ, 2000.

Corrêa, S.R.; Campos, M.F.; Marcelo, C.J.; Castro, J.A.; Cindra Fonseca, M.P.; Chuvas,

T.C.; Xavier, C.R.; Júnior, H.G.D.; Campos, M.A.; Padovese, L.R. “Análise das tensões

residuais de amostras do aço API 5L X80 tratadas termicamente pelos métodos do ruído

magnético de Barkhausen e por difração de raios-X”, 7° Congresso Brasileiro de Engenharia

de Fabricação, Penedo, 2013.

Correa, S.M.B.B. Probabilidade e estatística. Belo Horizonte: PUC Minas Virtual, 2003.

116p.

Coules, H. E. “Contemporary approaches to reducing weld induced residual stress”,

Materials Science and Technology, v. 29, nº 1, 2013.

150

Cramer, A.O.J.; Ravenzwaaij, D.; Matzke, D.; Steingroever, H.; Wetzels, R.; Grasman,

R.P.P.P.; Waldorp, L.J.; Wagenmakers, E.J. “Hidden multiplicity in exploratory multiway

ANOVA: Prevalence and remedies”, Psychonomic Bulletin & Review, vol. 23, pp. 640-647,

2016.

Cunha, T.V. “Proposta de roteiro para a determinação das variáveis de soldagem do Processo

TIG pulsado aplicado à soldagem de chapas finas”, Revista Soldagem e Inspeção, vol. 18, n.

01, pp. 64-71, 2013.

Daly, J.; Johnson, D.E. “Computer-enhanced shot peening”, Advanced Materials and

Processes, n. 5, pp. 49-52, 1990.

Du, H.; Wei, Y.; Wang, W.; Lin, W.; Fan, D. “Numerical simulation of temperature and fluid

in GTAW-arc under changing process conditions”, Journal of Materials Processing

Technology, vol. 209, pp. 3752-3765, 2009.

Edward, A.B.; Heyns, P.S.; Pietra, F. “Shot peening modeling and simulation for RCS

assessment”, Procedia Manufacturing, vol. 7, pp. 172-177, 2017.

Emerson, R.W. “ANOVA and t-tests”, Journal of Visual Impairment & Blindness, vol. 111,

pp. 193-196, 2017.

Elliot, A.C.; Hynan, L.S. “A SAS® macro implementation of a multiple comparison post hoc

test for a Kruskal-Wallis analysis”, Computer Methods and Programs in Biomedicine, vol.

102, pp. 75-80, 2011.

Equipe Estatcamp (2014). Software Action. Estatcamp - Consultoria em estatística e

qualidade, São Carlos - SP, Brasil. Disponível em < http://www.portalaction.com.br>.

Acesso em: 02 de novembro de 2016.

151

ESAB (2014). Processo de Soldagem - TIG (GTAW). Disponível em

<http://www.esab.com.br/br/pt/education/blog/processo_soldagem_tig_gtaw.cfm>. Acesso

em: 19 de maio de 2017.

Everett, R.A.; Matthews, W.T.; Prabhakaran, R.; Newman, J.C.; Dubberly, M.J. “The Effects

of Shot and Laser Peening on Crack Growth and Fatigue Life in 2024 Aluminum Alloy and

4340 steel”, US Air Force Structural Integrity Conference, 2001.

Everitt, B.S.; Skrondal, A. “The Cambridge Dictionary of Statistics”, 4ª edição, Cambridge

University Press, 2010.

Fedele, R.A.; Brandi, S.D.; Lebrão, S.G. “Soldagem multipasse do aço inoxidável duplex

UNS S31803 por eletrodo revestido”, 25°Congresso Nacional de Soldagem, Belo Horizonte,

1999.

Feng, Y.; Luo, Z.; Liu, Z.; Li, Y.; Luo, Y.; Huang, Y. “Keyhole gas tungsten arc welding of

AISI 316L stainless steel”, Materials and Design, v. 85, p. 24-31, 2015.

Fontaínã, M.E.M.; López, J.F. “The effects of lack of normality and homogeneity of variance

on analysis of variance and clonal heritability in in vitro clonal propagation traits”, In Vitro

Cellular & Developmental Biology - Plant, vol. 45, n. 6, pp. 783-794, 2009.

Fredriksson, W.; Edström, K.; Olsson, C.O.A. “XPS analysis of manganese in stainless steel

passive films on 1.4432 and the lean duplex 1.4162”, Corrosion science, vol. 52, pp. 2505-

2510, 2010.

Fredriksson, W.; Malmgren, S.; Gustafsson, T.; Gorgoi, M.; Edström, K. “Full depth profile

of passive films on 316L stainless steel based on high resolution HAXPES in combination

with ARXPS”, Applied Surface Science, vol. 258, pp. 5970-5790, 2012.

152

Fu, Y.; Wu, X.; Han, E.H.; Ke, W.; Yang, K., Jiang, Z. “Effects of nitrogen on the passivation

of nickel-free high nitrogen and manganese stainless steels in acidic chloride solutions”,

Electrochimica Acya, vol. 54, pp. 4005-4014, 2009.

Gao, Y.; Zhong, Z. “Residual stress induced by surface enhancement processes”, 13°

International Conference on Fracture, Pequim, 2013.

Giridharan, P.K.; Murugan, N. “Optimization of pulsed GTA welding process parameters for

the welding of AISI 304L stainless steel sheets”, The International Journal of Advanced

Manufacturing Technology, vol. 40, pp. 478-489, 2009.

Guagliano, M. “Relating Almen intensity to residual stresses induced by shot peening: a

numerical approach”, Journal of Materials Processing Technology, vol. 110, pp. 277-286,

2001.

Guechichi, H.; Castex, L.; Benkhettab, M. “An analytical model to relate shot peening almen

intensity to shot velocity”, Mechanics Based Design of Structures and Machines, vol. 41, pp.

79-99, 2013.

Ha, H.Y.; Jang, M.H.; Lee, T.H.; Moon, J. “Understanding the relation between phase

fraction and pitting corrosion resistance of UNS 32750 stainless steel”, Materials

characterization, vol. 106, pp. 338-345, 2015.

Halliday, D.; Resnick, R.; Walker, J. “Fundamentos de física”, 9ª edição, vol. 3, Editora LTC,

2012)

Halamová, M.; Alaskari, A.; Liptákova, T. “Corrosion resistance of the welded AISI 316L

after various surface treatments”, Materials Engineering, vol. 21, pp. 16-23, 2014.

153

Ham, H.S.; Oh, D.S.; Cho, S.M. “Measurement of arc pressure and shield gas pressure effect

on surface of molten pool in TIG welding”, Science and Technology of Welding and Joining,

vol. 17, pp. 594-600, 2012.

Helmut Fischer. Feritscope® FMP30. Measurement of the Ferrite Content in Austenitic

and Duplex Steel. Helmut Fischer-English. Catálogo do Feritscope® FMP30. Disponível

em: <http://www.helmut-fischer.de/en/de/material-testing/ferrite-content/>. Acesso em: 12

de outubro de 2016.

Henke, S.L.; Paredes, R.S.C.; Capra, A.R. “Desenvolvimento da ferrita delta na solda e ZTA

resultante de soldagem plasma pulsada em um aço inoxidável supermartensítico”, Revista

Soldagem e Inspeção, vol. 18, n. 01, pp. 057-063, 2013.

Hu, J.; Liu, F.; Cheng, G.; Zhang, Z. “Life prediction of steam generator tubing due to stress

corrosion crack using Monte Carlo Simulation”, Nuclear Engineering and Design, vol. 241,

pp. 4289-4298, 2011.

Hull, F.C. “Delta Ferrite and Martensite Formation in Stainless Steels”, Welding research,

pp. 193-203, 1973.

Hutchings, M.T.; Withers, P.J.; Holden, T.M.; Lorentzen, T. “Introduction to the

Characterization of Residual Stress by Neutron Diffraction”, 1ª edição, CRC Press, 2005.

Jiang, J.; Britton, T.; Wilkinson, A.J. “Mapping type III intragranular residual stress

distributions in deformed copper polycrystals”, Acta Materialia, vol. 61, pp. 5895-5904,

2013.

Jiang, J.; Wang, D.; Chu, H.; Ma, H.; Liu, Y.; Gao, Y.; Shi, J.; Sun, W. “The Passive Film

Growth Mechanism of New Corrosion-Resistant Steel Rebar in Simulated Concrete Pore

Solution: Nanometer Structure and Electrochemical Study”, Materials, vol. 10, pp. 1-14,

2017.

154

Kah, P.; Martikainen, J. “Influence of shielding gases in the welding of metals”, International

Journal of Advanced Manufacturing Technology, vol. 64, pp. 1411-1421, 2013.

Kandil, F.A.; Lord, J.D.; Fry, A.T.; Grant, P.V. “A Review of Residual Stress Measurement

Methods - A Guide to Technique Selection”, NPL Materials Center, pp. 45, 2001.

Karunakaran, N. “Effect of pulsed current on temperature distribution, weld bead profiles

and characteristics of GTA welded stainless”, International Journal of Engineering and

Technology, vol. 2, pp. 1908-1976, 2012.

Kerber, S.J.; Tverberg, J. “Stainless steel”, Advanced Materials & Processes, vol. 158,

pp. 33-36, 2000.

Key, J.F. “Anode/Cathode Geometry and Shielding Gas Interrealtionships in GTAW”,

Welding Research Supplement, pp. 364-370, 1980.

Kim, S.K.; Yoo, J.S.; Priest, J.M.; Fewell, M.P. “Characteristics of martensitic stainless steel

nitrided in a low-pressure RF plasma”, Surface and Coatings Technology, vol. 163-164, pp.

380-385, 2003.

Kirk, D. “Shot peening”. Aircraft Engineering and Aerospace Technology, vol. 71, pp. 349-

361, 1999.

Korsunsky, A.M.; Sebastiani, M.; Bemporad, E. “Focused ion beam ring drilling for residual

stress evaluation”, Materials Letters, vol. 63, n. 22, pp. 1961-1963, 2009.

Kotecki, D.J.; Siewert, T.A. “WRC-1992 Constitution Diagram for Stainless Steel Weld

Metals: A Modification of the WRC-1988 Diagram”, Welding Research Supplement, pp.

171-178, 1992.

Kou, S. “Welding Metallurgy”, 2ª edição, John Wiley e Sons, pp. 13-16, 2002.

155

Kumagai, M.; Akita, K.; Imafuku, M.; Ohya, S. “Workhardening and the microstructural

characteristics of shot- and laser-peened austenitic stainless steel”, Materials Science &

Engineering A, vol. 608, pp. 21-24, 2014.

Kumar, D.H., Reddy, A.S. “Study of mechanical behavior in austenitic stainless steel 316

LN welded joints”, International Journal of Mechanical Engineering and Robotics Research,

vol. 2, n. 1, pp. 37-56, 2013.

Ladin (Laboratório de dinâmica e instrumentação). “Barkhausen”. Disponível em:

<http://www.ladin.usp.br/END_BARKHAUSEN.html>. Acesso em: 12 de outubro de 2016.

Lang, Y.; Qu, H.; Chen, H.; Weng, Y. “Research Progress and Development Tendency of

Nitrogen-alloyed Austenitic Stainless Steels”, Journal of Iron and Steel Research, vol. 22,

pp.91-98, 2015.

Lee, C. H.; Chang, K. H. “Comparative study on girth weld-induced residual stresses between

austenitic and duplex stainless steel pipe welds”, Applied Thermal Engineering, v. 63, p. 140-

150, 2014.

Leffler, B. “Stainless steels and their properties”, Outo Kumpu, New York, 2012.

Lippold, J.C.; Kotecki, D.J. “Welding Metallurgy and weldability of stainless steels”, 1ª

edição, John Wiley e Sons, pp. 376, 2005.

Lo, K.H.; Shek, C.H.; Lai, J.K.L. “Recent developments in stainless steels”, Materials

Science and Engineering R, vol. 65, pp. 39-104, 2009.

Lothongkum, G.; Viyanit, E.; Bhandhubanyong, P. “Study on the effects of pulsed TIG

welding parameters on delta-ferrite content, shape factor and bead quality in orbital welding

156

of AISI 316L stainless steel plate”, Journal of Materials Processing Technology, vol. 110,

pp.233-238, 2001.

Lothongkum, G.; Viyanit, E.; Bhandhubanyong, P. “TIG pulse welding of 304L austenitic

stainless steel in flat, vertical and overhead positions”, Journal of Materials Processing

Technology, vol. 89-90, pp. 410-414, 1999.

Lu, J. Handbook of Measurements of Residual Stress. ASM International, pp. 238, 1996.

Lu, J. “Prestress Engineering of Structural Material: A Global Design Approach to the

Residual Stress Problem”. In: Totten, G.; Howes, M.; Inoue, T. Handbook of Residual Stress

and Deformation of Steel. ASM International, Materials Park, Estados Unidos, pp. 11-26,

2002.

Lu, S.; Dong, W.; Li, D.; Li, Y. “Numerical study and comparisons of gas tungsten arc

properties between argon and nitrogen”, Computational Materials Science, vol. 45, pp.

327-335, 2009.

Macherauch, E.; Kloos, K.H. “Origin Measurement and Evaluation of Residual Stresses”,

Residual Stress in Science and Technology, Vol. 1, pp. 3-27, 1987.

Macherauch, E.; Wohlfahrt, H. “Different sources of residual stress as a result of welding”,

Proceedings of the International Conference on Residual Stress in Welded Construction and

their Effects, pp. 267-282, 1977.

Mandal, N.R. “Aluminum Welding”, 1ª edição, Alpha Science International, pp. 90-91, 2002.

Martins, R.V.; Ohms, C.; Decross, K. “Full 3D spatially resolved mapping of residual strain

in a 316L austenitic stainless steel weld specimen”, Materials Science and Engineering A,

vol. 527, pp. 4779-4787, 2010.

157

McGuinness, K.A.; Austral Ecology, vol. 27, pp. 681-688, 2002.

Mendonça, C.S.P.; Ribeiro, V.A.S.; Silva, M.R.; Oliveira, V.S.; Rodrigues, C.A.; Melo,

M.L.N.M.; Correa, E.O.; Silva, E.M. “Influência do tratamento térmico de envelhecimento

a 850ºC na microestrutura e nas propriedades mecânicas e magnéticas do aço Duplex UNS

S31803”, Revista Matéria, vol. 18, n. 03 pp.1373-1381, 2013.

Meng, G.; Li, Y.; Saho, Y.; Zhang, T.; Wang, Y.; Wang, F. “Effect of ClL on the Properties

of the Passive Films Formed on 316L Stainless Steel in Acidic Solution”, Journal of Materials

Science and Technology, vol. 30, n. 3, pp. 253-258, 2014.

Miao, H.Y.; Larose, S.; Perron, C.; Lévesque, M. “An analytical approach to relate shot

peening parameters to Almen intensity”, Surface and Coatings Technology, vol. 205, pp.

2055-2066, 2010.

Mondal, A.K.; Biswas, P.; Bag, S. “Influence of tacking sequence on residual stress and

distortion of single sided fillet submerged arc welded joint”, Journal of Marine Science and

Application, vol. 14, n. 3, pp.250-260, 2015.

Montgomery, D.C.; Runger, G.C. “Applied Statistics and Probability for Engineers”, 5ª

edição, John Wiley & Sons, pp. 287, 2011

Moorthy, V.; Shaw, B.A. “Magnetic Barkhausen emission measurements for evaluation of

material properties in gears”, Nondestructive Testing and Evaluation, vol. 23, n. 4, pp.

317-347, 2008.

Morgan, M.A.C. “Ruído magnético de Barkhausen contínuo rotacional”. Tese de Doutorado,

Escola Politécnica da Universidade de São Paulo, 2013.

158

Nasim, K.; Arif, A.F.M.; Al-Nassar, Y.N.; Anis, M. “Investigation of residual stress

development in spiral welded pipe”, Journal of Materials Processing Technology, vol. 215,

pp. 225-238, 2015.

Nasiri, M.B.; Behzadinejad, M.; Latifi, H.; Martikainen, J. “Investigation on the influence of

various welding parameters on the arc thermal efficiency of the GTAW process by

calorimetric method”, Journal of Mechanical Science and Technology, vol. 28, pp.

3255-3261, 2014.

Nezhad, H.Y.; O’Dowd, N.P. “Creep relaxation in the presence of residual stress”,

Engineering fracture mechanics, vol. 138, pp. 250-264, 2015.

Nickel, G. “A Review of Computer-Enhanced Shot peening”, SAE Technical Paper Series,

paper 961750, 1996.

Nietschke, T.P.; Wohlfahrt, H. “The Generation of Residual Stress Due to Joining

Processes”, Residual Stress, Ed., DGM Informationsgesellschaft Verlag, 1991, p 121-134.

Ogura, T.; Yanagimoto, T. “improving and extending McNemar test using Bayesian

method”, Statistiscs in Medicine, vol. 35, pp. 2455-2466, 2016.

Oliveira, E.M. “Análise de consistência de resultados de comparação interlaboratorial: um

estudo de caso de dados agrupados para ensaios de gasolina e óleo diesel”. Dissertação de

Mestrado em Metrologia, Pontífice Universidade Católica do Rio de Janeiro, 2011.

Olsson, C.O.A.; Landolt, D. “Passive films on stainless steels—chemistry, structure and

growth”, Electrochimica Acta, vol. 48, pp. 1093-1104, 2003.

Omar, A.A.; Lundi, C.D. “Pulsed plasma - Pulsed GTAW arc: A study of the process

variables”, Welding Journal, vol. 58, pp. 97-105, 1979.

159

Pardal, J.M.; Tavares, S.S.M.; Cindra Fonseca, M.P.; Souza, J.A.; Loureiro, A.; Moura, E.P.

“Modeling of deleterious phase precipitation during isothermal treatments in superduplex

stainless steel”, Journal of Materials Science, vol. 45, pp. 616-623, 2010.

Pascual, M.; Salas, F.; Carcel, F.J.; Perales, M.; Sánchez, A. “TIG AISI-316 welds using an

inert gas welding chamber and different filler metals: Changes in mechanical properties and

microstructure”, Revista de Metalurgia, vol. 46, pp. 493-498, 2010.

Passos, D.O.; Otubo, J. “The influence of delta ferrite on forged austenitic stainless steel”,

Revista Escola de Minas, vol. 63, no. 1, Jan./Mar.; 2010.

Pecnick, B., Grum, J. “The impact of irregularities in the capture of magnetic Barkhausen

noise with a compact sensor unit”. In: International Conference of the Slovenian for Non-

Destructive Testing, 12, 2013, Portoroz. Anais… Portoroz, 2017. pp. 419, 425.

Petrucci, G.; Scafidi, M. “A New Procedure for the Evaluation of Non-Uniform Residual

Stresses by the Hole Drilling Method Based on the Newton-Raphson Technique”,

Experimental Mechanics, vol. 51, pp. 1039-1052, 2011.

Pelizzari, E. “Estudo da incerteza de medição na análise das tensões residuais através do

método do furo cego”, Dissertação de Mestrado em ciência e tecnologia dos materiais, Escola

de Engenharia, Universidade Federal do Rio Grande do Sul, 2013.

Pistorius, P.C.; du Toit, M. “Low-niquel austenitic stainless steels: metallurgical constraints”.

The Twelfth International Ferroalloys Congress, Helsinki, 2010.

Post, J.B.; Bondell, H.D. “Factor Selection and Structural Identification in the Interaction

ANOVA Model”, Biometrics, vol. 69, pp. 70-79, 2013

Pratihar, S.; Turski, M.; Edwards, L.; Bouchard, P.J. “Neutron diffraction residual stress

measurements in a 316L stainless steel bead-on-plate weld specimen”, International Journal

of Pressure Vessels and Piping, vol. 86, pp. 13-19, 2009.

160

Rajani, H.R.Z.; Torkamani, H.; Sharbati, M.; Raygan, S. “Corrosion resistance improvement

in Gas Tungsten Arc Welded 316L stainless steel joints through controlled preheat

treatment”, Materials and Design, v. 34, p. 51-57, 2012.

Ravisankar, A.; Velaga, S.K.; Rajput, G.; Venugopal, S. “Influence of welding speed and

power on residual stress during gas tungsten arc welding (GTAW) of thin sections with

constant heat input: A study using numerical simulation and experimental validation”,

Journal of Manufacturing Processes, vol. 16, pp. 200-211, 2014.

Rosales, M.J.C.; Alcântara, N.G.; Santos, J.F. “Influência do material do backing no fluxo

de calor e na formação de zonas deformadas pelo processo FSW em ligas de alumínio”,

Tecnologia em Metalurgia, Materiais e Mineração, vol. 5, pp. 167-172, 2009.

Rosca, E.R. “Analysis of variance used in the study of the relationship between variables”,

USV Annals of Economics and Public Administration, vol. 8, pp. 202-211, 2008.

Rossini, N.S.; Dassisti, M.; Nenyounis, K.Y.; Olabi, A.G. “Methods of measuring residual

stresses in components”, Materials and Design, vol. 35, pp. 572-588, 2012.

Sakthivel, T.; Vasudevan, M.; Laha, K.; Parameswaran, P.; Chandravathi, K.S.; Mathew,

M.D.; Bhaduri, A.K. “Comparison of creep rupture behavior of type 316L(N) austenitic

stainless steel joints welded by TIG and activated TIG welding processes”, Materials Science

and Engineering A, vol. 528, pp. 6971-6980, 2011.

Sandvik. “Welding Handbook”. Disponível em:

<http://smt.sandvik.com/en/products/welding-products/welding-handbook/welding-

handbook-pdf/>. Acesso em: 20 de maio de 2017.

161

Sandvik. Ferrite Content Diagrams. Disponível em:

< http://smt.sandvik.com/en/products/welding-products/welding-handbook3/ferrite-content-

diagrams/>. Acesso em: 08 de julho de 2017.

Santos, G.C.F.; Tomei, P.A. “Análise quantitative dos impactos do processo de aculturação

na fusão das empresas Y e Z”, Contextus, vol. 13, pp. 60-84, 2015.

Savas, A.; Ceyhun, V. “Finite element analysis of GTAW arc under different shielding

gases”, Computational Materials Science, vol. 51, pp- 53-71, 2011.

Schiffner, K.; Helling, C.D.G. “Simulation of residual stresses by shot peening”, Computers

and Structures, vol. 72, pp. 329-340, 1999.

Schultze, J.W.; Lohrengel, M.M. “Stability, reactivity and breakdown of passive films.

Problems of recent and future research”, Electrochimica Acta, vol. 45, pp. 2499-2513, 2000.

Schwedersky, M.B.; Dutra, J.C.; Okuyama, M.P.; Silva, R.H.G. “Soldagem TIG de Elevada

Produtividade: Influência dos Gases de Proteção na Velocidade Limite para Formação de

Defeitos”, Revista Soldagem e Inspeção, vol. 16, n. 4, pp. 333-340, 2011.

Senatore, M.; Finzetto, L.; Perea, E. “Estudo comparativo entre os aços inoxidáveis duplex

e os inoxidáveis AISI 304L/316L”, Revista Escola de Minas, vol.60, 2007.

Sedgwick, P. “Parametric v non-parametric statistical tests”, The BMJ, vol. 344,s pp. 1-2,

2012

Serrão, L.F. “Influência do tratamento térmico de revenido nas tensões residuais e nas

propriedades mecânicas do aço AISI 4340”. Dissertação de mestrado, Universidade Federal

Fluminense, 2014.

162

Sewell, R. “The Case for Automated Tungsten Electrode Grinding”, Welding Design &

Fabrication, vol. 76, n° 6, pp. 34-38, 2003

Silva, C.C.; Miranda, H.C.; Santa’ana, H.B.; Farias, J.P. “Microstructure, hardness and

petroleum corrosion evaluation of 316L/AWS E309MoL-16 weld metal”, Materials

characterization, v. 60, p. 346-352, 2009.

Smith, L.D. “The fundamentals of gas tungsten arc welding: Preparation, consumables, and

equipment necessary for the process”, The Fabricator, Disponível em:

<http://www.thefabricator.com/article/arcwelding/the-fundamentals-of-gas-tungsten-arc-

welding--preparation-consumables-and-equipment-necessary-for-the-process>. Acesso em:

27 de maio de 2017.

Smith, R.; Mobley, R.K. “Rules of Thumb for Maintenance and Reliability Engineers”, 1ª

edição, Butterworth-Heinemann, pp. 147, 2008.

Smith, R.A.; Levine, T.R.; Lachlan, K.A.; Fediuk, T.A. “The High Cost of Complexity in

Experimental Design and Data Analysis Type I and Type II Error Rates in Multiway

ANOVA”, Human Communication Reserach, vol. 28, n. 4, pp. 515-530, 2002.

Soares, M.C.B.V. “Influência das tensões residuais no comportamento em fadiga e fratura de

ligas metálicas”, Tese de Doutorado em Ciências na área de reatores nucleares de potência e

tecnologia de combustível nuclear, IPEN/USP, 1998.

Srivastava, B.K.; Tewari, S.P.; Prakash, J. “A Review on Effect of Preheating and/or Post

Weld Heat Treatmemt (Pwht) on Mechanical Behaviour of Ferrous Metals”, International

Journal of Engineering Science and Technology, vol. 2, n. 4, pp. 625-631, 2010.

Stresstech. “Xstress 3000 G2 / G2R”. Disponível em

http://www.stresstechgroup.com/content/en/1034/74659/Xstress%203000%20G2%20G2R.

html. Acesso em: 15 de julho de 2016.

163

Thorarensen, H.; Kubiriza, G.K.; Imsland, A.K. “Experimental design and statistical analyses

of fish growth studies”, Aquaculture, vol. 448, pp. 483-490, 2015.

Tschiptschin, A. P.; Pinedo, C. E. “Estrutura e propriedades do aço inoxidável austenítico

AISI 316L Grau ASTM F138 nitretado sob plasma à baixa temperatura”, Revista Escola de

Minas, vol. 63, pp. 137-141, 2010.

Tseng, K.H.; Sung, H.L. “Evaluation study on angular distortion and residual stress of

stainless steel pulsed TIG weldment”, Advanced Materials Research, vol. 291-294, pp. 905-

909, 2011.

Turcios, R.A.B. “Student’s t. Uses and abuses T-Student. Usos y abusos”, Revista Mexicana

de Cardiologia, vol. 26, n. 1, pp. 59-61, 2015.

Unal, O.; Varol, R. “Surface severe plastic deformation of AISI 304 via conventional shot

peening, severe shot peening and repeening”, Applied Surface Science, vol. 351, pp. 289-

295, 2015.

Vasantharaja, P.; Vasudevan, M.; Palanichamy, P. “Effect of welding processes on the

residual stress and distortion in type 316LN stainless steel weld joints”, Journal of

Manufacturing Processes, vol. 19, pp. 187-193, 2015.

Voort, G.F.V. Metallography: Principles and Practice. ASM International. New York:

McGraw-Hill, 1984.

Wang, Y.; Gil, P.R.; Chen, Y.H.; Kromrey, J.; Kim, E.S.; Pham, T.; Nguyen, D.; Romano,

J.L. “Comparing the Performance of Approaches for Testing the Homogeneity of Variance

Assumption in One-Factor ANOVA Models”, Educational and Psychological Measurement,

vol. 77, n. 2, pp. 305-329, 2017.

164

Withers, P.J.; Bhadeshia, H.K.D.H. “Residual stress part 2 - Nature and origins”, Materials

Science and Technology, vol. 17, pp.366-375, 2001.

Wywial, J.L. “Testing Homogeneity of Variance or Expected Value in Sequence of

Independent Normal Distributions”, Acta Applicandae Mathematicae, vol. 110, n. 2, pp. 687-

704, 2010

Xu, D.; Liu, X.; Wang, P.; Yang, J.; Xu, W.; Fang, H. “Dynamic evolution of welding

residual stress field under noncontact electromagnetic force”, Journal of applied physics, vol.

107, 2010.

Yarmuch, M.A.R.; Patchett, B.M. “Variable AC Polarity GTAW Fusion Behavior in 5083

Aluminum”, Welding Research, vol. 86, pp. 196-200, 2007.

Yelbay, H.I.; Cam, I; Gür, C.H. “Non-destructive determination of residual stress state in

steel weldments by Magnetic Barkhausen Noise technique”, NDT & E International, vol. 43,

n. 1, pp. 29-33, 2010.

Yoo, Y.H.; Choi, Y.S.; Kim, J.G.; Park, Y.S. “Effects of Ce, La and Ba addition on the

electrochemical behavior of super duplex stainless steels”, Corrosion Science, vol. 52,

pp. 1123-1129, 2010.

Yousefieh, M.; Shamanian, M.; Saatchi, A. “Influence of heat input in pulsed current GTAW

process on microstructure and corrosion resistance of duplex stainless steel welds”, Journal

of Iron and Steel Research, vol. 18, n. 9, pp. 65-69, 2011.

Yuri, T.; Ogata, T.; Saito, M.; Hirayama, Y. “Effect of welding structure and δ-ferrite on

fatigue properties for TIG welded austenitic stainless steels at cryogenic temperatures”,

Cryogenics, vol. 40, pp. 251-259, 2000.

165

Zyzak, P. “Characteristic of a shoot stream in a rotor cleaning machine”, Archives of

metallurgy and materials, vol. 55, pp. 977-984, 2010.

Zorc, B. “Automatic TIG welding of austenitic stainless steels in nitrogen and nitrogen-based

gas mixtures”, Revista de metalurgia, vol. 47, pp. 29-37, 2011.

ESTUDO DAS PROPRIEDADES MECÂNICAS E TENSÕES RESIDUAIS DE ... · Figura 2.2 - Representação das...

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