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1 Vol.16, No. 4, Out/Dez 2011 Vol.16, No. 4, Out/Dez 2011 Soldagem & Inspeção

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Soldagem&

Inspeção

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Editores Associados:Américo Scotti, UFU, Uberlândia, Brasil Cícero M. Diniz Starling, UFMG, Belo Horizonte, BrasilIvan G. Machado, UFRGS, Porto Alegre, BrasilMarcelo de S. Q. Bittencourt, IEN, Rio de Janeiro, BrasilPaulo José Modenesi, UFMG, Belo Horizonte, Brasil

Corpo Editorial: Anderson Geraldo, UTFPr, Ponta Grossa, BrasilAntonio J. Ramirez, LNLS, Campinas, BrasilAugusto J. de Almeida Buschinelli, UFSC, Florianópolis, BrasilCarlos E. Rodrigues, UFERSA, RN, BrasilCarlos Eduardo Iconomos Baixo, UFSC, BrasilCuauhtémoc Maldonado Zepeda, UMSNH, Morelia, MéxicoEduardo de Magalhães Braga, UFPA, Belém, BrasilHélio Cordeiro M, UFC, Ceará, BrasilIvani S. Bott, PUC-RJ, Rio de Janeiro, BrasilJair Carlos Dutra, UFSC, Florianópolis, BrasilJesualdo Pereira Faria, UFC, Fortaleza, BrasilJimy Silgado, LNLS, Campinas, BrasilJulio Blanco Fernández, UR, Logroño, EspanhaLinton Carvajal Ortega, USACH, Santiago, ChileLouriel Oliveira Vilarinho, UFU, Uberlândia, BrasilLuísa Quintino, ISQ, Lisboa, Portugal

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EditorProf. Alexandre Queiroz Bracarense, UFMG, Belo Horizonte, Brasil - [email protected]

Soldag. Insp. São Paulo, Vol.16, No. 4, Out/Dez 2011

Associação Brasileira de SoldagemRua Dr. Guilherme Bannitz, 126 - cj. 42

04532-060 - Itaim Bibi - São Paulo - BrasilTel.: 11/3045-5040 Fax: 11/3045-8578

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Assistente EditorialThacielle Felizardo

Produção Gráfi ca e ImpressãoArte por Arte ComunicaçõesManoel Barletta GarciaLuisa Maria Valverde Negretti

Capa: Inclusões alongadas de Sulfeto de Manganês (MnS) preparados para evitar hot cracking de FeS. Observação por microscopia eletrônica de varredura em uma amostra de aço. Aumento: Desconhecido. O ponto positivo é a temperatura de fusão desta liga que é acima de 1600°C. Em outras palavras MnS funciona como “germe” de cristalização.O ponto negativo é que o MnS se deforma na laminação em partes bem fi nas paralelas, permitindo que forças verticais causem “lamellar tearing”. Autoria: Volkmar Schuler, Universidade de Ulm, Lothar Engel e Hermann Klingele, Atlas of Metal Damages

Indexação: Esta Revista está indexada/disponível nos seguintes bancos de dados:• Scielo (http://www.scielo.br/si)• Science Citation Index Expanded – SciSearch (Thomson Reuters);• Materials Science Citation Index (Thomson Reuters);• Journal Citation Reports/Science Edition (Thomson Reuters);

A Revista é também uma das fontes para o Welding International Journal (Woodhead Publishing Limited, ISSN 0950 7 116), o qual seleciona e publica em forma traduzida os melhores artigos das revistas científi cas líderes nos países que não têm o inglês como língua ofi cial.

Tiragem: 1000 exemplares

• Energy Technology Data Exchange (ETDE) (www.etde.org/etdeweb);• WELDASEARCH - The Welding Institute (www.twi.co.uk);• Metals Abstracts/METADEX, Engineered Materials Abstracts, Corrosion Abstracts and Aluminum Industry Abstracts (CSA) (www.csa.com);

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Soldagem & Inspeção (S&I) ISSN 0104-9224 (printed) ISSN 1980-6973 (on-line)

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Editorial

Um Novo Marco Legal para a Ciência, Tecnologia e Inovação (CTI)

Está circulando e sendo discutido no Brasil uma minuta do Projeto de Lei 2177/11, que trata da criação de um novo Código Nacional de Ciência, Tecnologia e Inovação. Este documento foi elaborado por um grupo de trabalho vinculado ao CONSECTI-CONVAP, o Conselho Nacional de Secretários Estaduais para Assuntos de CTI e o Conselho Nacional das Fundações de Amparo à Pesquisa.

É preciso, em primeiro lugar, elogiar e valorizar a iniciativa destas instituições e deste grupo de trabalho em trazer este tema ao debate e no árduo trabalho de elaborar e produzir uma nova legislação que facilite as atividades de CTI no Brasil.

É fato que a área de CTI no Brasil não vem alcançando os resultados necessários para cumprir seu relevante papel no desenvolvimento econômico e social do País. Tampouco tem conseguido exercer com plenitude seu potencial, considerando a qualidade de nossas Universidades, a capacidade inovadora das empresas, as politicas públicas de fomento, indução e incentivo. A burocracia nos impede.

O Brasil já se encontra defasado na legislação de CTI mesmo quando comparado a paises em desenvolvimento, como a Índia e a China, sendo imperioso que se reverta o cenário brasileiro atual.

Escutei recentemente um “causo” que é “figurativo”, mas ilustra o entrave burocrático por que passa a legislação de CTI do Brasil: Um pesquisador solicitou permissão a órgão do governo brasileiro para realizar sua pesquisa. Enquanto isso, terminou sua pesquisa em um laboratório europeu, patenteou nos EUA, está produzindo na Índia e o produto já está sendo consumido no Brasil. Ainda aguarda a autorização para conduzir a pesquisa no Brasil.

O Projeto de Lei tenta concentrar em um único documento, toda a regulamentação que se encontrava espalhada em outras inúmeras leis, algumas já muito antigas. Cito a seguir alguns aspectos relevantes contemplados por este projeto de lei: a) Propõe um sistema simplificado para aquisições e contratações desvinculado da tão famosa Lei 8666, cuja morosidade de procedimentos vem inviabilizando projetos cientificos e de inovação; b) facilita os processos de importação, evitando que os equipamentos fiquem parados nos portos pagando estadia, pois os fiscais não estão acostumados a este tipo de procedimento; c) reinterpreta o regime de “dedicação exclusiva” imposto aos pesquisadores brasileiros, propiciando que estes participem efetivamente do processo de inovação nas empresas e possam receber por isso; d) os instrumentos jurídicos decorrentes da atividade de CTI terão seus prazos vinculados à duração do projeto, sem limitação de aditivos, desde que justificados, podendo ser acrescido recursos suficientes para fazer frente às despesas; e) define que todo aporte de capital em ações de CTI são considerados como investimento, podendo ser abatido do imposto de renda pelas empresas; f) as prestações de contas tornam-se mais flexíveis; g) os remanejamentos podem ser feitos com justificativa posterior, mantendo-se foco na análise do resultado do projeto e não na contabilidade; h) as FAP´s e CNPq podem incluir taxa administrativa para que a prestação de contas seja feita por Fundação pré-credenciada, e não mais pelo pesquisador.

Como visto, são muitos os avanços. As discussões sobre o conteúdo deste projeto de lei ainda trazem questionamentos. Como exemplos, argumenta-se que poderia ter avançado mais no sistema de aquisições e licitações proposto; as instituições privadas de CTI, mesmo as sem fins lucrativos, não estariam devidamente contempladas no atual documento. E há dúvidas quanto à operacionalização de uma única lei contendo tantos assuntos.

O mais importante, sem dúvida, é ter trazido o tema para discussão e o fato que hoje temos uma proposta para avaliar. Há que se discutir, que se alterar e de se melhorar, que é o estágio atual deste documento. A seguir, ainda restarão dois grandes e enormes desafios: primeiro, sua aprovação pelo Congresso e, a seguir, o convencimento dos órgãos de controle de que esse é o código a ser usado para fiscalizar as atividades de ciência, tecnologia e inovação.

Ainda não dá para comemorar, mas esta noticia é muito bem vinda.

Ronaldo ParanhosDiretor de Projetos e Inovação da UENFProf. Associado do LAMAV-CCT-UENF.

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(Recebido em 27/08/2011; Texto final em 20/09/2011).Artigo originalmente publicado no COTEQ 2011

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Caracterização e Avaliação da Resistência à Corrosão na Soldagem de Tubulação de Aço Inoxidável Duplex UNS S31803 pelo Processo a Arco Submerso

(Characterization and Evaluation of Corrosion Resistance of Welded Joint of Duplex Stainless Steel Pipe UNS S31803 by Submerged Arc Process)

Juan Manuel Pardal1, Guttemberg C. de Souza1, Sérgio Souto Maior Tavares1, Maria da P. Cindra Fonseca1, Miguel L. Ribeiro Ferreira2, Leandro M. Martins2, Omar A. Samra Filho3

1Universidade Federal Fluminense, Programa de Pós-Graduação em Engenharia Mecânica - PGMEC, Niterói, RJ, Brasil. ([email protected])

2Universidade Federal Fluminense, Departamento de Engenharia Mecânica, Niterói, RJ, Brasil.3Böhler Técnica de Soldagem Ltda, São Paulo, SP, Brasil.

Resumo

O presente trabalho apresenta os resultados da caracterização e avaliação da resistência à corrosão de uma junta soldada correspondente a uma tubulação de aço inoxidável duplex (AID) UNS S31803 de 35 mm de espessura de parede soldada pelos processos de soldagem TIG (GTAW) na raiz e arco submerso (SAW) no enchimento e acabamento. Foram empregados como consumíveis de soldagem metais de adição de liga 25Cr-9Ni-4Mo (% em peso). Os resultados da caracterização das propriedades mecânicas, composição química e resistência à corrosão em diversas regiões da junta soldada foram comparados com os obtidos para o metal de base da tubulação, assim como com os valores mínimos exigidos pelas normas de projeto. Os resultados obtidos demonstram claramente a possibilidade da implementação do processo SAW na pré fabricação de tubulações de paredes espessas de AID, tendo em vista os resultados das propriedades analisadas e a grande demanda na construção e montagem de tubulações desta família de aço inoxidáveis na indústria offshore.

Palavras-chave: Aço Inoxidável Duplex; Soldagem de Tubulações; Propriedades Mecânicas; Resistência à Corrosão.

Abstract: This work presents the mechanical properties, microstructural and corrosion resistance evaluation of a welded joint of duplex stainless steel (DSS) pipe with 35 mm wall thickness. The joint was welded by gas tungsten arc welding (GTAW) process in the root passes and submerged arc welding (SAW) in the filling and cap passes using filler metals with composition 25Cr-9Ni-4Mo (%wt.). The results of mechanical properties, chemical composition and corrosion resistance characterization in different regions of the welded joint were compared to the base metal and to the specifications required by the standards applied in the project. The main focus of this work was to show the successful utilization of SAW process in the welding of thick wall pipes of DSS. The application of high productivity process such as SAW has a crescent demand in offshore industry.

Key-words: Duplex stainless steel; Welding Pipes; Mechanical Properties; Corrosion Resistance.

1. Introdução

Os aços inoxidáveis duplex (AID) possuem atualmente uma vasta aplicabilidade na construção e montagem de componentes na indústria offshore, destacando-se pelos altos valores de resistência mecânica e resistência à corrosão por pites [1-2]. Estas características são devidas à sua microestrutura bifásica composta por quantidades semelhantes de austenita (g) e ferrita (d) e aos elementos de liga Cr, Mo e N [3]. Para a soldagem de tubulações desta família de aços inoxidáveis

é, normalmente, empregado o processo de soldagem TIG (GTAW), devido à necessidade de cuidados especiais durante a operação, principalmente quando da impossibilidade de realização de tratamento térmico de solubilização posterior. Como estes aços se solidificam com uma microestrutura 100 % ferrítica e o surgimento da austenita ocorre por difusão no resfriamento abaixo de 1250-1300 ºC, o emprego de velocidades de resfriamento muito altas conduzirão a uma microestrutura preponderantemente ferrítica, contendo nitretos de cromo (Cr

2N)

dispersos nesta fase. Por outro lado, um resfriamento muito lento poderá promover a formação das fases intermetálicas s e c que atuam em detrimento da resistência mecânica e à corrosão. Ambas as formas de desbalanço microestrutural devem ser evitadas na soldagem dos aços duplex. Para que não haja a precipitação de um teor excessivamente elevado de ferrita as medidas usuais são a utilização de metal de adição mais rico

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na Tabela 1, assim como na Tabela 2 são apresentadas as composições químicas dos materiais de estudo, observando-se que os consumíveis para soldagem correspondem à classificação de aços inoxidáveis superduplex (AISD). Os eletrodos utilizados foram da marca BTS THERMANIT 25/09 CuT da Böehler, com diâmetro de bitola 3,2 e 2,4 mm para os processos GTAW e SAW, respectivamente. No caso do processo SAW foi utilizado fluxo marca MARATHON 431 da Böehler. A distância do bico de contacto à peça (DBCP) foi de 20 mm, sendo a velocidade de alimentação do arame no processo SAW entre 38 e 42 mm/s. Para o processo GTAW foi utilizado como gás de proteção e gás de purga uma mistura contendo 97,5 % Ar +2,5 % N, com vazões de 14 e 20 l/m, respectivamente. A proteção na purga foi avaliada através de oxímetro para que o teor de oxigênio não excedesse a 0,5% em peso. As polaridades empregadas foram CC- e CC+, para os processos GTAW e SAW, respectivamente. As temperaturas interpasses máximas foram 50ºC para o processo GTAW e 125ºC para o processo SAW. A Tabela 3 apresenta os valores de tensão, corrente de soldagem, velocidade de avanço e aporte térmico, para cada passe durante a soldagem da tubulação pelo processo SAW (Figura 2).

Caracterização e Avaliação da Resistência à Corrosão na Soldagem de tubulação de Aço Inoxidável Duplex UNS S31803 pelo Processo a Arco

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em níquel, utilização de argônio (Ar) com adição de 1 a 3% de nitrogênio (N) como gás de proteção e controle do aporte térmico para que não seja muito baixo, Entretanto, a principal medida para evitar a precipitação de fases deletérias é o controle do aporte de calor, evitando que seja excessivamente alto. Neste sentido, recomenda-se um aporte térmico entre 0,5 kJ/mm e 2,5 kJ/mm para a soldagem de aços duplex e entre 0,2 kJ/mm e 1,5 kJ/mm para os aços inoxidáveis superduplex (AISD) [4]. Porém, no caso de tubulações de paredes espessas, a utilização do processo GTAW torna-se pouco produtivo.

Neste contexto, alguns trabalhos [5-7] avaliaram as propriedades e a caracterização de juntas soldadas pelo processo de arco submerso (SAW). Nowacki e Rybicki [5] analisaram a influência do aporte de calor na taxa de defeitos produzidos em uma junta de topo do AID UNS S31803, enquanto que Sieurin e Sandström [6] estabeleceram um método para descrever a taxa de resfriamento e a reformação de austenita, avaliando também a mecânica da fratura e tenacidade ao impacto [7] em juntas soldadas de chapas grossas de AID.

Portanto, o presente trabalho tem como objetivo caracterizar e avaliar a soldagem de uma tubulação de AID UNS S31803 pelo processo de arco submerso (SAW), utilizando arames AISD. A importância da implementação e utilização deste processo nesta família de aços inoxidáveis visa aumentar a produtividade na soldagem de tubulações espessas na indústria de construção e montagem na área offshore.

2. Materiais e Métodos

Neste trabalho, foi realizada a soldagem de uma tubulação de AID UNS S31803 pelos processos TIG (GTAW) na raiz e arco submerso (SAW) no enchimento e acabamento, respectivamente. A geometria e dimensões do bisel empregado são apresentadas na Figura 1 [8], onde a abertura da junta utilizada foi de 5 mm.

As características do material utilizado estão descritas

Figura 1. Características dimensionais e geométricas do bisel da tubulação de AID [8].

Tabela 1. Características do metal de base.

Designação Produto Dimensões Tratamento Norma

UNS S31803 Tubo com costura Ø = 18”; t = 35 mm Solubilização ASTM A 928

Tabela 2. Composição química dos materiais utilizados.

Material ClassificaçãoComposição química (% em peso). Fe balanço.

Cr Ni Mo Mn Si N Cu W C P S

AID UNS S31803 22,81 5,39 2,84 1,83 0,30 0,16 - - 0,017 0,030 0,007

AISD-GTAW ER 2594 24,99 9,20 3,54 0,65 0,36 0,25 0,63 0,66 0,018 0,028 0,001

AISD-SAW ER 2594* 25,11 9,13 3,54 0,73 0,30 0,24 0,55 0,67 0,027 0,020 0,001

*Composição química do arame utilizado

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Tabela 3. Procedimento de soldagem empregado.

Passe Processo Camada Tensão (V) Corrente de Soldagem (A) Velocidade (cm/min) Aporte Térmico (kJ/mm)

1

GTAW

1 10 110 5,3 1,252 2 11 120 8,1 0,973 3 11 125 10,1 0,824 3 11 125 9,0 0,925

SAW

4 31 300 40,1 1,396 4 30 290 40,5 1,297 5 30 290 40,3 1,298 5 29 290 40,1 1,269 5 29 290 41,0 1,23

10 6 30 290 40,7 1,2811 6 30 290 41,0 1,2712 6 30 290 40,3 1,2913 7 29 290 40,1 1,2614 7 29 290 40,1 1,2615 7 29 290 39,8 1,2716 7 29 290 40,7 1,2417 8 29 290 40,7 1,2418 8 29 290 40,3 1,2519 8 29 290 40,5 1,2520 8 27 290 39,8 1,1821 8 27 300 39,8 1,2222 9 27 280 40,7 1,1123 9 27 280 40,5 1,1224 9 27 280 40,1 1,1325 9 27 280 40,7 1,1126 9 27 280 40,1 1,1327 10 27 280 43,8 1,0428 10 27 280 43,2 1,0529 10 27 280 43,8 1,0430 10 27 280 43,2 1,0531 10 27 280 43,2 1,0532 10 27 280 43,8 1,0433 11 27 280 43,8 1,0434 11 27 280 43,5 1,0435 11 27 280 43,5 1,0436 11 27 280 43,5 1,0437 11 27 280 43,9 1,0338 12 27 280 47,4 0,9639 12 27 280 46,8 0,9740 12 27 280 46,6 0,9741 12 27 280 46,0 0,9942 12 27 280 47,5 0,9543 13 27 280 45,5 1,0044 13 27 280 47,7 0,9545 13 27 280 48,3 0,9446 14 27 280 47,6 0,9547 14 27 280 48,0 0,9548 14 27 280 48,0 0,9549 14 27 280 47,7 0,9550 14 27 280 48,0 0,9551 14 27 280 48,0 0,95

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Figura 2. Realização da soldagem de enchimento na tubulação pelo processo SAW.

Ao término da soldagem e antes da realização dos ensaios mecânicos foi realizado o ensaio radiográfico através da técnica de PD/VS (parede dupla/vista simples), objetivando avaliar o atendimento do cordão de solda aos requisitos estabelecidos

pela norma de projeto da tubulação para a categoria de fluído classe “M” [8].

Ensaios de tração foram realizados à temperatura ambiente, com velocidade de ensaio de 1,7 Kgf/mm2/seg, segundo especificações da ASME IX [9], para corpos de prova (cps) extraídos transversalmente à junta soldada, assim como a partir do metal de solda depositado.

Foram efetuados ensaios de dobramento lateral a 180º empregando-se cutelo com diâmetro de 40 mm, conforme ASME IX [9].

Avaliou-se a tenacidade ao impacto fazendo uso de um pêndulo universal Charpy, à temperatura de -46 ºC, em 24 cps de tamanho padronizado de 55 x 10 x 10 mm [10], retirados transversalmente na junta soldada a 2 mm da superfície da raiz e do enchimento. O entalhe, tal como apresentado na Figura 3, foi realizado no centro do metal de solda (CMS), na zona de ligação ou linha de fusão (LF) e a 2 e 5 mm da LF na direção da ZTA, totalizando 3 cps por cada condição, tal como exigido pela norma SBM SPF92033A1 [11].

Análises de microdureza Vickers foram realizadas ao longo da seção transversal da face da junta soldada no metal de solda (MS) e zona termicamente afetada (ZTA) para comparação com o metal de base (MB). Os ensaios de dureza foram precedidos de análise macrográfica da junta soldada, preparada através

Figura 3. (a) Localização dos cps Charpy no metal de solda (MS). 1. Centro do metal de Solda (CMS); 2. Linha de Fusão (LF). (b) Localização do cp Charpy na ZTA 3. LF+2mm; 4. LF+ 5mm [11].

Figura 4. Locais da retirada de cavaco para a determinação do teor de nitrogênio: (a) MSSAW, MSSAWD e MB. (b) MSGTAW.

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Juan Manuel Pardal, Guttemberg C. de Souza, Sérgio Souto Maior Tavares, Maria da P. Cindra Fonseca, Miguel L. Ribeiro Ferreira, Leandro M. Martins, Omar A. Samra Filho

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de lixamento convencional até lixa 400, com posterior ataque eletrolítico através de solução aquosa de ácido oxálico a 10%.

A avaliação microestrutural da junta soldada foi realizada através de microscopia ótica em amostras do metal de solda atacadas com o reagente Beraha e KOH [2]. As quantificações das fases d e g em diferentes regiões do metal de solda foram realizadas através do programa Image Tools v.3.0 [12], com média de 20 imagens por região e com diferentes aumentos metalográficos.

O teor de nitrogênio foi avaliado em diversas regiões da junta via instrumental, através da retirada com broca helicoidal de 1g de cavaco, no metal de base (MB), na raiz (MS GTAW), na região central do metal de solda (MSSAW) e na zona do metal de solda próxima à zona de ligação (MSSAWD), tal como mostrado na Figura 4(a) e (b).

As análises eletroquímicas por estimativa da temperatura crítica de pites (CPT) de cada região da junta soldada foram efetuadas conforme a norma ASTM G150 [13], através de um potenciostato galvanostato μ Autolab® Type III e uma célula eletroquímica, em banho maria, contendo o eletrodo de trabalho, o contra-eletrodo de platina e o eletrodo de referência de calomelano saturado (SCE).

Os eletrodos de trabalho foram fabricados por fixação das amostras extraídas em distintas regiões da junta soldada a um fio rígido de cobre (Cu) através de um rasgo em cada amostra, possibilitando, deste modo, a inserção do fio sob pressão. Foram analisadas as regiões do metal de solda depositado pelo processo de arco submerso (MSSAW), metal de solda depositado pelo processo TIG (MSGTAW), zona termicamente afetada correspondente ao processo de arco submerso (ZTASAW) e metal de base (MB). Em seguida, estes eletrodos foram embutidos em resina de cura a frio. A superfície de cada amostra em contato com o eletrólito foi preparada até a lixa de granulometria 400. De modo a evitar a corrosão por frestas, as laterais e vértices do eletrodo em contato com a resina foram recobertos com verniz. A Figura 5 apresenta os eletrodos de trabalho ensaiados.

Figura 5. Eletrodos de trabalho ensaiados.

O ensaio foi efetuado com uma solução de 1M NaCl, sem desaeração prévia. Durante o ensaio, um potencial constante

de 700 mVSCE

foi aplicado na amostra em relação ao eletrodo de referência. Os valores de temperatura foram adquiridos manualmente em intervalos de quinze segundos, utilizando um termômetro digital. O aquecimento da solução foi realizado com uma taxa de 4 ºC por minuto, a partir da temperatura de 8 ºC.

Foram representados graficamente os valores de temperatura e densidade de correntes versus o tempo de ensaio. Assim, a CPT é a temperatura pela qual a densidade de corrente (di) aumenta acima de 100 μA/cm2 mantendo-se acima deste valor crítico no mínimo por sessenta segundos [13].

Por fim, foram realizados três ensaios de CPT para cada amostra avaliada seguindo a metodologia descrita. A Figura 6 exibe um dos ensaios de CPT realizado na raiz do metal de solda (MSGTAW).

Figura 6. Curva de determinação de CPT do MSGTAW. Solução de 1M NaCl no potencial de 700 mV

SCE.

Pode-se observar através da Figura 6 que ao longo do ensaio os valores da densidade de corrente se mantiveram próximos a zero na maior parte do tempo, situação na qual o filme passivo esteve agindo de maneira efetiva protegendo o material. No entanto, pode ocorrer em algum instante uma pequena variação na densidade de corrente como destacado nesta figura, caracterizando o aparecimento de pites transientes metaestáveis [14] que desapareceram posteriormente com a repassivação do metal. Há ocorrência de pites estáveis no momento em que a densidade de corrente cresce continuamente de forma abrupta por rompimento do filme protetor, indicando, deste modo, a temperatura crítica.

Ensaios de imersão por perda de massa foram realizados na junta soldada conforme estabelecido pela norma ASTM G48 [15]. Os cps de ensaio foram retirados da tubulação, em formato retangular, como indicado pela SBM SPF92033A1 [11], sendo identificados conforme mostrado na Figura 7. Logo, procedeu-se ao corte destes corpos de provas conforme ilustrado na Figura 8 de modo a não exceder a capacidade de carga máxima da balança utilizada para avaliar a perda de massa de cada cp.

Inicialmente, a superfície e a massa de cada amostra foram determinadas em uma balança analítica, marca Bell. As amostras

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foram imersas por 24 horas em uma solução aquosa contendo 100 g de cloreto férrico hexa-hidratado (FeCl

3.6H

20) em 900 ml

de H2O à temperatura de 22 ± 2 °C. Após o período de tempo de

imersão especificado procedeu-se à limpeza, secagem e pesagem final de cada cp analisado.

Figura 7. Croqui do local da extração dos cps [11].

Figura 8. Croqui mostrando a região de corte dos cps.

3. Resultados e DiscussãoA Figura 9 apresenta a macrografia da seção transversal

da junta analisada denotando-se claramente cada cordão de solda depositado. Na análise radiográfica não foi evidenciada a falta de fusão e de penetração do metal de solda. No entanto, foi observada a presença de microporosidades no metal de solda, fato que também foi corroborado através de exame por macrografia. Cabe salientar que este tipo de descontinuidade, presente em pequenas quantidades na junta, resultou em uma avaliação satisfatória [8].

Figura 9. Macrografia da junta soldada.

A Tabela 4 apresenta os valores de limite de resistência (s

LR) obtidos durante o ensaio de cps retirados transversalmente

à junta soldada. Os valores de sLR

encontram-se acima dos valores especificados na literatura [16] e pela norma SBM SPF920872A [17] para o AID UNS S31803. Salienta-se que a fratura, em ambos cps ensaiados, ocorreu no metal base (MB), tal como verificado na Figura 10(a). Na figura 10(b) se observa claramente sinais de deformação plástica, além de um aspecto fosco da superfície de fratura. Estes fatos indicam fratura do tipo dúctil, originada pelo coalescimento de microcavidades.

Tabela 4. Valores do limite de resistência do ensaio de tração em cps transversais.

CP Dimensões

(mm)Carga: Fr

(N)Área

(mm2)s

LR

(MPa)Fratura

T1 19,1 x 32,5 500139 620,4 806,2 MBT2 19,1 x 32,8 495236 624,1 794,9 MB

Figura 10. (a) Fratura do cp no MB. (b) Aspecto da fratura do cp após ensaio de tração.

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316 Soldag. Insp. São Paulo, Vol.16, No. 4, p.310-321, Out/Dez 2011

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Tabela 5. Propriedades mecânicas do metal de solda.

CP

Dimensões iniciais Carga Tensão Dimensões Finais Deformação

Li (mm)

Di (mm)

Ai (mm2)

Fe (N) Fr (N)sLE

(MPa)sLR

(MPa)Lf

(mm)Df

(mm)Af

(mm2)Al

(%)RA (%)

1 50,0 12,7 125,7 84566 104835 672,9 834,1 60 10,6 88,4 20 30

Tabela 6. Resultados obtidos no ensaio de dobramento.

CP Dimensões (mm) ResultadosDL 1 10,00 x 33,60 Sem descontinuidadesDL 2 10,00 x 33,61 Sem descontinuidadesDL 3 10,00 x 33,60 Descontinuidade: 2,5mm de comprimentoDL 4 10,00 x 33,60 Sem descontinuidades

Na Tabela 5 estão apresentadas as propriedades mecânicas (limite de escoamento (s

E), de resistência (s

LR), alongamento

(Al) e redução de área (RA)) resultantes do cp do metal de solda. Ressalta-se que os valores de limite de escoamento (s

LE),

de resistência (sLR

) e alongamento (%) encontram-se acima dos valores especificados para metais de solda contendo 25Cr-9Ni-4Mo, segundo a norma DIN EN12072 [18].

A Tabela 6 mostra os resultados obtidos após os ensaios de dobramento lateral, onde três cps não apresentaram descontinuidade alguma. Porém, em um deles, denotou-se a presença de uma descontinuidade com 2,5 mm de comprimento. Esta descontinuidade foi considerada como admissível pelos critérios da norma ASME IX [9]. A Figura 11(a) apresenta a realização do ensaio em um dos cps, assim como a Figura 11(b), mostra a superfície dos 4 cps sem a decoesão do cordão de solda

após o ensaio.A Figura 12 mostra a seção transversal da junta soldada,

exibindo 4 perfis de medição de dureza identificados como GTAW, SAW 1, SAW 2 e SAW 3, respectivamente. As Figuras 13 e 14 apresentam os valores levantados para cada perfil, denotando-se claramente, em todos os casos, que os valores de dureza do MS são maiores aos medidos na ZTA e MB. Este fato é atribuído à utilização de consumível de AISD que possui maiores valores de resistência mecânica se comparado ao AID, principalmente devido ao efeito por endurecimento por solução sólida da liga. Cabe destacar que os valores de dureza no MS encontraram-se abaixo do valor limite de 318 HV especificado pela SBM SPF92033A1 [11] para sistemas contendo hidrocarbonetos, assim como 350 HV para outros sistemas, tais como, sistemas contendo água do mar.

Figura 11. (a) Realização do ensaio de dobramento. (b) Estado da superfície dos cps após ensaio.

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317Soldag. Insp. São Paulo, Vol.16, No. 4, p.310-321, Out/Dez 2011

Caracterização e Avaliação da Resistência à Corrosão na Soldagem de tubulação de Aço Inoxidável Duplex UNS S31803 pelo Processo a Arco

Figura 12. Perfil de durezas levantado ao longo da seção transversal em diversas regiões da junta.

Figura 13. Perfil de dureza ao longo da seção transversal da junta soldada. GTAW e SAW 1.

Figura 14. Perfil de dureza ao longo da seção transversal da junta soldada. SAW 2 e SAW 3.

A Figura 15 mostra os resultados dos ensaios de tenacidade ao impacto Charpy realizados em cps retirados nas regiões

identificadas na Figura 3. Os valores obtidos encontram-se acima dos valores médios mínimos exigidos pela norma Norsok M 601 [19] e da norma SBM SPF920872A [17]. A Tabela 7 apresenta todos os valores obtidos em cada ensaio.

Figura 15. Valores de energia ao impacto Charpy à temperatura de -46 ºC. CMS, LF, LF+2 e LF+5.

Tabela 7. Valores de energia absorvida ao impacto à temperatura de -46 ºC. CMS - Centro da Solda; LF - Linha de Fusão.

Identificação do CPValores de Energia Absorvida (J)

1º 2º 3º Média ±

Enchimento → CMS 74 61 66 67 10

Enchimento → LF 93 70 82 82 17

Enchimento → LF + 2 mm 150 138 152 147 11

Enchimento → LF + 5 mm 199 186 156 180 33

Raiz → CMS 66 71 84 74 14

Raiz → LF 97 75 120 97 33

Raiz → LF + 2 mm 105 108 100 104 6

Raiz → LF + 5 mm 171 219 238 209 51

A Figura 16 apresenta a microestrutura característica do MB atacada pelo reagente Beraha. Este ataque é propício para uma boa distinção entre as fases d (escura) e g (clara), onde a quantificação de fases foi aproximadamente de 49 % de ferrita (d). O ataque eletrolítico, com o regente de KOH, não revelou a presença de fases deletérias no MB.

A Figura 17(a) exibe a microestrutura do metal de solda (MS) na raiz e, na Figura 17(b) se observa a linha de fusão ou zona de ligação mostrando claramente a ZTA da junta nesta região. A quantificação de fases do MS na raiz foi de aproximadamente 42 % de d. A Figura 18(a) apresenta a microestrutura do metal de solda (MS) no enchimento, e na Figura 18(b) se evidencia a linha de fusão mostrando claramente a ZTA da junta nesta região. A quantificação de fases no enchimento do MS foi de aproximadamente 42 % de d. Em ambos os casos o percentual de d no MS estão de acordo com os valores admissíveis especificados pelas normas [11, 19].

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Figura 16. Microestrutura do MB.

Figura 17. Micrografias da raiz (a) MS (b) Linha de fusão mostrando o MS e ZTA.

Figura 18. Micrografias do enchimento (a) MS (b) Linha de fusão mostrando o MS e ZTA.

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319Soldag. Insp. São Paulo, Vol.16, No. 4, p.310-321, Out/Dez 2011

Com relação à precipitação de fases deletérias, o critério de aceitação da norma Norsok M 601 [19] estabelece que a presença de fases deletérias não exceda o valor de 0,5% utilizando 400 X. Em algumas das amostras analisadas foram identificados traços ínfimos de fases deletérias, não excedendo de maneira alguma os valores especificados pela norma [19]. No entanto, fazendo uso de grandes aumentos, a Figura 19(a) denota a presença de pequenos precipitados de fase s e Cr

2N, menores que 3 mm, na

ZTA da raiz. Por outro lado, a Figura 19(b) mostra a presença de uma colônia de Cr

2N no enchimento do MS [2].

A Tabela 8 apresenta os valores de percentual em peso de nitrogênio obtidos tanto no MB, MSGTAW, MSSAW e MSSAWD, respectivamente.

Tabela 8. Teores de nitrogênio nas diferentes regiões da junta analisada.

Elemento(%) em peso

MB MSGTAW MSSAW MSSAWD

Nitrogênio 0,1641 0,1795 0,2046 0,1911

Os teores de nitrogênio contidos no metal de solda são maiores do que aqueles encontrados no metal de base. Nota-se que na análise efetuada no centro do cordão depositado pelo processo SAW (MS SAW), onde a diluição é desprezível, o valor é bem maior do que aquele obtido próximo à zona de ligação (MS SAWD) devido à forte influência da diluição com o metal de base pela aplicação do processo SAW. Depreende-se, portanto, que apesar dos consumíveis utilizados corresponderem às designações de AISD, o metal depositado possui teores de nitrogênio maiores do que o metal de base. Deste modo, as propriedades mecânicas e de resistência à corrosão do metal de solda são beneficiadas pela presença deste elemento.

A Tabela 9 apresenta análises dos elementos cromo (Cr), molibdênio (Mo) e tungstênio (W), realizadas na raiz (MSGTAW) e enchimento do metal de solda (MSSAW).

Figura 19. Micrografias denotando a presença de fases deletérias (a) Fase s nos contornos de d/g e Cr2N no interior da d na ZTA da

raiz (b) Colônia de Cr2N no interior da d no enchimento do MS.

Caracterização e Avaliação da Resistência à Corrosão na Soldagem de tubulação de Aço Inoxidável Duplex UNS S31803 pelo Processo a Arco

Tabela 9. Teores de elemento de liga na raiz (MSGTAW) e no enchimento (MSSAW) da junta soldada.

Elemento Químico

Localização

MSGTAW (%) MSSAW (%)

Cromo (Cr) 24,19 24,23

Níquel (Ni) 8,88 9,03

Molibdênio (Mo) 3,41 3,41

Tungstênio (W) 0,63 0,66

Carbono (C ) 0,02 0,03

Cobre (Cu) 0,50 0,55

Silício (Si) 0,44 0,45

Manganês (Mn) 0,63 0,59

Na Tabela 9 pode-se verificar que os percentuais encontrados para o metal de solda depositado, tanto na raiz como no enchimento, são superiores aos valores admitidos para os AID, tal como apresentados na Tabela 2, devido à utilização de consumíveis de AISD.

Os resultados dos ensaios para a avaliação da temperatura crítica de pites (CPT) no metal de solda (MS), zona termicamente afetada (ZTA) e metal de base (MB) são apresentados na Tabela 10.

Observa-se que as temperaturas críticas de pites obtidas no metal de solda TIG (MSGTAW), Arco Submerso (MSSAW) e ZTA (ZTASAW) são maiores do que a encontrada para o metal de base (MB), isto se deve aos percentuais de nitrogênio (N), molibdênio (Mo) e tungstênio (W) dos metais de solda da raiz e da face da solda dos processos GTAW e SAW. Os percentuais destes elementos estão de acordo com os percentuais estabelecidos pelas especificações da tubulação e dos consumíveis aplicados.

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320 Soldag. Insp. São Paulo, Vol.16, No. 4, p.310-321, Out/Dez 2011

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Tabela 10. Valores da temperatura crítica de pites nas diferentes regiões da junta analisada.

PosiçãoResultados - CPT (°C)

1º Ensaio 2º Ensaio 3º Ensaio Média

1 MSSAW 63 70 67 67

2 MSGTAW 79 69 70 73

3 ZTASAW 54 53 54 54

4 MB 51 54 55 53

Pode ser observado também que os valores das CPT obtidos na ZTASAW foram próximos aos obtidos no MB. Estes

resultados são satisfatórios, tendo em vista que a ZTA é a região da junta que geralmente apresenta menor resistência à corrosão por pites pela provável precipitação de fases deletérias. Este fato está relacionado a um bom controle nos parâmetros de soldagem juntamente com a introdução de maiores teores de elementos de liga na junta.

Os valores de perda de massa para cada corpo de prova ensaiado são apresentados na Tabela 11, se obtendo valores aceitáveis de acordo com a norma NORSOK [19] e a especificação SBM SPF92033A1 [11], não apresentando, portanto, pites de corrosão à temperatura de 22 ± 2 ˚C, concordando desta forma com os resultados obtidos no ensaio de corrosão por CPT, determinando uma temperatura crítica de pites mínima para a tubulação de 53 ˚C.

Tabela 11. Valores da perda de massa segundo norma ASTM G48 [15].

CP Dimensões do Cp

(mm)

Área Total (m2)

Peso (g) Perda de MassaPites de

CorrosãoInicial (I) Final (F) (I - F) (SBM)g/(m2)

(NORSOK)

Posição (0º) A1C = 67,78 L =

25,40 E = 13,710,05998 181,7847 181,7810 0,0037 0,6168 Isento

Posição (0º) A2C = 68,00 L =

25,45 E = 14,660,06201 196,0558 196,0549 0,0009 0,1451 Isento

Posição (90º) A1C = 67,60 L =

25,40 E = 14,070,00605 188,1947 188,1927 0,0020 0,3305 Isento

Posição (90º) A2C = 67,46 L =

25,42 E = 14,300,00608 189,9392 189,9346 0,0046 0,7558 Isento

Posição (180º) A1C = 68,00 L =

25,38 E = 13,940,00605 186,8796 186,8792 0,0004 0,0661 Isento

Posição (180º) A2C = 67,60 L =

25,55 E = 14,820,00624 200,0636 200,0631 0,0005 0,0800 Isento

Posição (270º) A1C = 67,60 L =

25,40 E = 14,110,00615 195,7149 195,7144 0,0005 0,0812 Isento

Posição (270º) A2C = 67,60 L =

25,40 E = 14,120,00615 194,2876 194,2867 0,0009 0,1462 Isento

4 . Conclusões

O presente trabalho, que teve como principal objetivo a caracterização de junta soldada de tubulação de aço inoxidável duplex UNS S31803 pelos processos GTAW (raiz) e SAW (passes de enchimento), permite as seguintes conclusões:

1. O procedimento adotado permitiu a obtenção de resultados satisfatórios, sendo aprovado pelos requisitos estabelecidos pelas normas de projeto.

2. A resistência à corrosão avaliada pelos ensaios de imersão a -40 ºC (ASTM G-48) atendeu às exigências das normas NORSOK M601 e SBM.

3. As temperaturas críticas de pites do metal de solda em ensaio da norma ASTM G-150 foram superiores aos do metal base, o que se explica por ter sido utilizado metal de adição superduplex.

4. Com relação às propriedades mecânicas, os valores de energia de impacto Charpy (tenacidade) do metal de solda foram de 70 J no centro do cordão, 90 J próximo à linha de fusão e até 140 J na ZTA, em ensaios realizados a -46 ºC.

5. A dureza do metal de solda se situou em torno de 300 HV, superior à do metal base (270 HV), fato que também se deve aos mais altos teores de Cr, Mo e N do metal de adição utilizado.

6. Em algumas amostras do metal de solda foram identificados traços de fases deletérias, microporosidades e a presença de

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Caracterização e Avaliação da Resistência à Corrosão na Soldagem de tubulação de Aço Inoxidável Duplex UNS S31803 pelo Processo a Arco

pequenos precipitados de fase s e de Cr2N menores que 3 mm

na ZTA da raiz, o que não teve influência no comportamento mecânico da junta.

Finalmente, podemos afirmar que a utilização de processos de soldagem automáticos, com altas taxas de deposição e uso de controles adequados dos parâmetros de soldagem, permite a obtenção de juntas soldadas de AID em tubulações de paredes espessas em menor tempo que os processos manuais e sem a preocupação com o aquecimento elevado, pois os elevados valores de velocidade de soldagem possibilitam o balanço térmico e a utilização de aportes de calor que não comprometem a resistência mecânica e à corrosão da junta soldada.

5. Agradecimentos

Os autores agradecem ao CNPq, à CAPES e à FAPERJ pelo suporte financeiro, que permitiu a realização do presente trabalho.

6. Referências Bibliográficas

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Center (UTHSCSA), San Antonio, Texas. Disponível em: < http://ddsdx.uthscsa.edu/dig/itdesc.html >. Acesso em: 08 Dez. 2010.[13] ASTM G150-99: Standard Test Method for Electrochemical Critical Pitting Temperature Testing of Stainless Steels.[14] SOUZA, J.A. Análise Comparativa de Arames TIG usados para a soldagem do aço inoxidável superduplex UNS S32750, Tese de doutorado, Universidade Federal Fluminense, 2009.[15] ASTM G 48-03 (Reapproved 2009): Standard Test Methods for Pitting and Crevice Corrosion Resistance of Stainless Steels and Related Alloys by Use of Ferric Chloride Solution.[16] GUNN, R.N. Duplex stainless steels. Microstructure, properties and applications. Cambridge - England: Abington Publishing, 2003. 204 p.[17] SBM SPF92087A2: Piping Material Standard Datasheet.[18] DIN EN12072: Wire Electrodes, Wire and Rods for Arc Welding of Stainless and Heat-Resisting Steels.[19] NORSOK STANDARD M-601: Welding and Inspection of Piping. Rev. 4, July 2004.

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322 Soldag. Insp. São Paulo, Vol.16, No. 4, p.322-332, Out/Dez 2011

(Recebido em 08/11/2010; Texto final em 10/11/2011).Artigo originalmente publicado no CONSOLDA 2010

Avaliação da Microestrutura e Propriedades Mecânicas de Metais de Solda Obtidos por Processos de Soldagem Manual e Automatizado utilizado na Soldagem de Aço API 5L X80.

(Evaluation of Microstructure and Mechanical Properties of weld metals obtained by Manual and Automated Welding Process used in the Welding of API 5L X80 Steel)

Siderley Fernandes Albuquerque1, Theophilo Moura Maciel1, Marco Antônio dos Santos1, Alexandre Queiroz Bracarense2

1Universidade Federal de Campina Grande-UFCG, DEM, LABSOL, Campina Grande, Paraíba, Brasil 2Universidade Federal de Minas Gerais-UFMG, DEM, LRSS, Minas Gerais, Belo Horizonte, Brasil

[email protected]

Resumo

O objetivo do trabalho foi avaliar as características da zona termicamente afetada (ZTA) e a microestrutura e propriedades mecânicas de metais de solda de juntas soldadas do aço API 5L X80, obtidos para quatro diferentes procedimentos de soldagem utilizando processos manuais e automatizados. Para isto, chapas do referido aço foram soldadas por processo manual ao Arco Elétrico com Eletrodo Revestido (SMAW), utilizando 473 e 673 K como temperaturas de interpasses e o eletrodo celulósico AWS E8010-G como consumível; por processo ao Arco Elétrico com Arame Tubular (FCAW) robotizado, utilizando o arame AWS E71T- 1C como metal de adição e argônio com 25%CO

2 como gás de proteção; por processo a Arco Elétrico com Eletrodo de Tungstênio (GTAW) mecanizado

na raiz da solda, usando o arame ER70S-3 e argônio como gás de proteção. As análises microestruturais foram relacionadas com os resultados de ensaios de impacto Charpy nos metais de solda e com os perfis de microdureza Vickers ao longo da junta soldada. Os resultados indicaram maiores percentuais de Ferrita Acicular e maiores valores de resistência ao impacto nos metais de solda e uma menor extensão e granulometria da ZTA, associado ao procedimento de soldagem utilizando processo automatizado com maior velocidade de soldagem.

Palavras-chave: aço API 5L X80, soldagem automatizada, microestrutura, metal de solda, ZTA, resistência ao impacto, microdureza.

Abstract:

The objective of this work was to evaluate the heat affected zone characteristics and weld metals microstructure and mechanical properties of API 5L X80 steel welded joints, obtained for four different welding procedures using manual and automated processes. For this, plates of this steel were welded by manual Shielded Metal Arc Welding (SMAW) process with interpasses temperatures of 473 e 673 K, and using AWS E8010-G electrode as filler metals; robotized Flux Cored Arc Welding (FCAW) process, using AWS E71T-1C wire and Ar25%CO

2 as consumable and mechanized Gas Tungsten Arc Welding (GTAW) process, for the root pass using AWS ER70S-3 and Ar as

consumable .The microstructural analysis was related with the weld metals Charpy impact test results and with the welded joint Vickers microhardness profiles. The results indicated that weld metals obtained by automatized welding process presented a shorter and more refined heat affected zone and a weld metal with greatest Acicular Ferrite percentiles which promoted the best results of the impact test.

Key-words: API 5L X80 steel, automated welding, microstructure, weld metal, impact resistance, microhardness.

1. Introdução

Com a crescente demanda na produção de petróleo e gás e a sua descoberta na camada pré-sal, a utilização de aços como o API 5L X80 na fabricação de tubulações vem ganhando espaço no mercado nacional. Estes aços, que estão entre os chamados de Alta Resistência e Baixa Liga (ARBL), apresentam alta resistência mecânica e boa tenacidade, possibilitando redução do peso da tubulação e, conseqüentemente, redução de custos de fabricação e maior facilidade de transporte e instalação [1].

Fatores como alta resistência mecânica, boa soldabilidade e baixa temperabilidade são requisitos importantes na fabricação de aços para tubulações, principalmente em tubos que conduzem fluidos variados sob pressão, como petróleo e seus derivados [2].

O Instituto Americano de Petróleo (American Petroleum Institute – API) exige que esses aços sejam elaborados com as melhores práticas para a produção de aços limpos, assegurando sua aplicação em atividades onde a tenacidade é um requisito fundamental. Logo, para ser classificado como um aço API, o material tem que preencher requisitos como composição química, tenacidade e controle dimensional [3].

Na soldagem de um aço como o API 5L X80, existe a necessidade do maior controle dos parâmetros de soldagem e, conseqüentemente, a obtenção de uma junta soldada com perfil homogêneo e com o mínimo de descontinuidades de soldagem,

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Avaliação da Microestrura e Propriedades Mecânicas de Metais de Solda Obtidos por Processos de Soldagem Manual e Automatizado utilizado na Soldagem de Aço API 5L X80.

Soldag. Insp. São Paulo, Vol.16, No. 4, p.322-332, Out/Dez 2011

possibilitando manter na junta soldada uma microestrutura com boa relação entre resistência e tenacidade, característica principal deste tipo de aço.

Uma granulação grosseira no metal de solda não é necessariamente prejudicial à tenacidade, desde que o microconstituinte presente nesta região da junta soldada seja predominantemente constituído de Ferrita Acicular (AF). Este microconstituinte apresenta granulação fina e entrelaçada, composta por finas ripas de ferrita com cementita entre estas ripas [4]. Devido à distribuição caótica das ripas de ferrita, a presença deste microconstituinte é favorável ao aumento da tenacidade no metal de solda de aços ARBL, possibilitando uma boa relação entre resistência e tenacidade [5,6].

Além do tipo de microconstituinte presente, a morfologia do grão exerce um papel importante na tenacidade do metal de solda. Grãos equiaxiais refinados pelo passe subseqüente proporcionam melhores valores de tenacidade quando comparados com grãos colunares que não foram afetados pelo ciclo térmico de soldagem [7]. É sabido, de um modo geral, que a estrutura de solda é pouco resistente ao choque, porque o metal de solda geralmente consiste de grãos colunares [8].

A extensão da zona termicamente afetada assim com a sua granulometria é também de fundamental importância no que diz respeito às propriedades mecânicas da junta soldada. Nos aços API 5L X80, estes aspectos devem ser considerados com um cuidado redobrado, pois são aços de maior resistência obtidos por processo de laminação controlada. Assim, quanto menor a extensão e a granulometria da ZTA, menor a modificação desta estrutura e menor o seu risco de fragilização devido à formação de microestruturas frágeis e à formação do microconstuinte M-A, sendo composto de uma mistura de martensita e austenita retida que durante o resfriamento não teve tempo para se decompor em ferrita e carbonetos. A formação deste constituinte é influenciada pelos ciclos térmicos de soldagem, principalmente para o caso de soldas multipasse de aços ARBL, e também pela composição química. A sua fração volumétrica tende a aumentar com menores taxas de resfriamento e sua presença tende a deteriorar a tenacidade nesta região da junta soldada, [9,10]. Tanto a microestrutura do metal de solda como as características da ZTA dependem, além da composição química dos consumíveis, dos parâmetros, procedimentos e processos de soldagem utilizados.

Desde a década de 70, a tecnologia da soldagem no Brasil vem experimentando uma troca gradual de processos de soldagem, substituindo a soldagem manual com eletrodo revestido por processos semiautomáticos, ou mesmo com a automação de processos de soldagem [11].

Com o emprego da automatização, tem-se um maior controle nos parâmetros de soldagem, proporcionando uma maior eficiência no processo de soldagem e redução do tempo de soldagem, assim como uma maior repetibilidade na execução da junta soldada. Já na soldagem manual, existe uma grande dependência da habilidade e experiência do soldador, essencial para garantia da qualidade da solda. Contudo, o processo mais utilizado para a soldagem transversal de tubos ainda é o ao Arco Elétrico com Eletrodo Revestido. Por outro lado, o processo ao Arco Elétrico com Arame Tubular, sendo semiautomático e proporcionando a mesma vantagem dos processos com

proteção gasosa de garantir uma menor chance de fragilização por hidrogênio, possui a mesma versatilidade para adequação da composição química do revestimento do eletrodo, podendo proporcionar juntas com melhores propriedades mecânicas e maior produtividade [12-16]. Entretanto para a aplicação do passe de raiz é necessário um maior controle principalmente com relação à contaminação por hidrogênio. Assim, a aplicação do processo com proteção de Gás Inerte e Eletrodo de Tungstênio (GTAW) pode ser uma boa alternativa apesar da menor velocidade de soldagem.

Os processos automatizados ou robotizados possibilitam uma soldagem com maior velocidade de deslocamento e, portanto, um menor tamanho e uma maior uniformidade da ZTA, este último aspecto devido à menor variabilidade de suas condições operacionais. Neste contexto, o objetivo deste trabalho foi avaliar a influência dos parâmetros e consumíveis usados em procedimentos de soldagem manual e automatizada sobre a microestrutura, microdureza e resistência ao impacto de metais de solda de juntas soldadas do aço API 5L X80 e sobre a extensão e granulometria da zona termicamente afetada, assim como uma análise qualitativa de sua microestrutura.

2. Materiais e Métodos

Os corpos de prova foram extraidos de uma chapa de aço API 5L X80 de 19 mm de espessura. A microestruutra do material foi caracatrerizada como ferrita aloganda e bainita granular com formação de microconstituinte M-A, conforme Figura 1.

Na Tabela 1 é apresentada a composição química do aço obtida por espectroscopia de massa, onde o valor do Pcm é igual a 17.

Figura 1. Microestrutura do aço API 5L X80 usado no estudo, 3000x e 7000x.

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Tabela 1. Composição química do aço API 5L X80 (%massa)

C Mn Si P S Al Nb V Ti Cr Mo Cu B Ni

0,041 1,654 0,192 0,016 0,005 0,032 0,063 0,031 0,013 0,142 0,212 0,024 0,003 0,023

Tabela 2. Parâmetros de soldagem.

PS

Corrente de Soldagem (A)/ Tensão (V)/ Velocidade de Sodagem (mm/s)/ Aporte Térmico (kJ/mm)

Passe de Raiz Passe de enchimento Passe de acabamento

M1 100/ 25,5/ 2,0/ 1,25 110/ 26,5/ 2,2/ 1,35 110/ 26,5/ 2,6/ 1,14

M2 90/ 27,5/ 1,3/ 1,87 100/ 27,5/ 1,4/ 1,93 100/ 27,5/ 1,45/ 1,86

R1 120/ 18,0/ 2,5/ 0,86 160/ 22,0/ 3,0/ 1,20 160/ 22,0/ 3,0/ 1,20

R2 190/ 15,5/ 1,3/ 2,10 155/ 21,0/ 4,2/ 0,80 155/ 21,0/ 4,2/ 0,80

As chapas foram soldadas por processo Manual com Eletrodo Revestido (SMAW), com temperaturas de interpasse de 200 (procedimento M1) e 400 oC (procedimento M2); com Arame Tubular (FCAW) robotizado (procedimento R1) protegido com argônio com 25%CO

2 e, com Eletrodo de Tungstênio (GTAW)

mecanizado na raiz e protegido com argônio mais enchimento FCAW robotizado (procedimento R2). Os consumíveis foram escolhidos de acordo com sugestões encontradas em catálogo de fabricantes para diferentes processos de soldagem do aço API 5L X80. No processo SMAW foi utilizado eletrodo celulósico AWS E8010G com diâmetros de 3,25 mm e 4,0 mm. No processo FCAW utilizou-se o arame E71T-1C com 1,2 mm de diâmetro e no processo GTAW o arame ER70S-3 com diâmetro de 3,0 mm.

Os parâmetros de soldagem utilizados em cada processo, assim como o valor do aporte térmico observado em cada procedimento estão apresentados na Tabela 2.

Para proporcionar um melhor posicionamento do entalhe dos corpos de prova de impacto tanto na ZTA quanto no metal de solda, optou-se por usar chanfros em “K”.

Nos procedimentos M1, M2 foram realizados 8 passes alternados, e utilizando uma abertura de chanfro de 30º; no procedimento de soldagem R1 utilizou-se a mesma geometria de chanfro, assim como mesmo número e seqüência de passes que o empregado no procedimento M1, porém, após a soldagem constatou-se que a utilização de uma abertura de chanfro de 30º ocasionou defeitos de soldagem que impossibilitaram a retirada de corpos de prova para testes de impacto Charpy na região de enchimento, logo, optou-se por modificar esta abertura de chanfro no procedimento R2 para 60º, facilitando a soldagem robotizada com arame tubular; entretanto, foi necessário um maior numero de passes, total de 8 em cada face, sendo realizados de forma alternada,.

A análise macroscópica foi feita por meio visual e também com o auxilio de câmera digital e scaner, visando observar possíveis defeitos de soldagem bem como a morfologia da seção transversal do cordão de solda, possibilitando realizar a quantificação de grãos colunares e equiaxiais.

A análise microscópica foi realizada por um microscópio

óptico OLYMPUS BX 51M, interligado a um computador contendo o programa MSQ® analisador de imagens microestruturais. Para aumentos superiores a 1000X, foi utilizado um microscópio eletrônico de varredura.

O ataque químico utilizado foi com Nital 1% para visualização no microscópio óptico e Nital 3,0% para visualização no microscópico eletrônico de varredura.

A determinação da fração volumétrica foi realizada através da aplicação de uma rede de pontos sobre a imagem da microestrutura, e contando-se o número de pontos coincidentes entre a rede e a fase em estudo, segundo recomendações da ASTM E 562 [17].

A quantificação foi realizada na região de grãos colunares do metal de solda; para identificação de microconstituintes, utilizou-se a terminologia recomendada pelo IIW (International Institute of Welding).

Para determinação do tamanho médio dos grãos da ZTA, foi utilizado o método da interseção, com o uso de micrografias obtidas na etapa de microscopia óptica, com aumento de 500X. Nove segmentos de reta verticais igualmente espaçados foram sobrepostos sobre a micrografia determinando assim o comprimento médio de grãos interceptados em cada segmento. Por fim foi retirada a média para os 9 segmentos, obtendo um valor médio de tamanho de grão para cada região da ZTA (grãos grosseiros (GG) e grãos finos (GF)).

A extensão da ZTA foi obtida por um micrômetro acoplado a um microdurômetro digital; foram realizadas 19 medidas em cada amostra, referente a cada processo, com um distanciamento de 1mm entre cada medição.

O perfil de microdureza na junta soldada foi realizado na região que intercepta o passe de raiz, assim como numa região que intercepta os passes de enchimento, seguindo o posicionamento do entalhe nos corpos de prova Charpy; a carga utilizada foi de 200g com tempo de aplicação de 15 segundos e espaçamento médio entre impressões de 200 μm.

Para realização dos ensaios Charpy utilizou-se uma máquina de impacto acoplada a um computador para leitura e tratamento de dados. Os ensaios foram realizados à temperatura ambiente,

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Avaliação da Microestrura e Propriedades Mecânicas de Metais de Solda Obtidos por Processos de Soldagem Manual e Automatizado utilizado na Soldagem de Aço API 5L X80.

Tabela 3. Composição química dos metais de solda para os procedimentos M1 e M2.

C Mn Si P S Al V Cr Mo Cu Ni

0,117 1,102 0,227 0,017 0,019 0,019 0,009 0,059 0,270 0,026 0,677

Tabela 4. Composição química dos metais de solda para o procedimento R1.

C Mn Si P S Al V Cr Mo Cu Ni

0,047 1,753 0,197 0,015 0,015 0,036 0,023 0,147 0,208 0,029 0,017

Tabela 5. Composição química dos metais de solda para o procedimento R2.

C Mn Si P S Al V Cr Mo Cu Ni

0,064 1,584 0,158 0,014 0,015 0,027 0,015 0,146 0,197 <0,008 0,046

A Figura 2 ilustra as regiões de grãos colunares nos metais de solda para cada processo de soldagem e a Tabela 6 apresenta os percentuais obtidos em cada caso.

Figura 2. Regiões de grãos colunares no metal de solda. (a) M1; (b) M2; (c) R1; (d) R2.

Tabela 6. Quantificação de grãos no metal de solda (%).

PS Grãos colunares Grãos reaquecidos

ManualM1 56 44

M2 40 60

RobotizadoR1 64 36

R2 72 28

utilizando um pêndulo com capacidade de gerar 300 J. O dimensionamento dos corpos de prova foi realizado de acordo com a norma ASTM E23 [18]. Foram usinados 5 corpos de prova com entalhe posicionado tanto na região do passe de raiz, como na região de passe de enchimento da junta soldada. Após o ensaio de impacto, cada corpo de prova fraturado foi seccionado em duas partes, uma para quantificar o percentual de microconstituintes na ponta do entalhe utilizando-se microscopia óptica e outra para analisar o aspecto da região de fratura utilizando-se microscopia eletrônica de varredura.

3. Resultados e Discussão

As análises de composição química nos metais de solda foram realizadas por espectroscopia de massa e estão apresentadas nas Tabelas 3, 4 e 5.

Os resultados indicam que o procedimento R2 apresentou

maior percentual de grãos colunares no metal de solda; isto aconteceu provavelmente em função do menor aporte térmico sobre a junta soldada para este procedimento, decorrentes da utilização de uma maior velocidade de soldagem. O procedimento M2 apresentou o menor percentual de grãos colunares, o que pode ser justificado pela maior aporte térmico sobre a junta soldada, decorrente de uma menor velocidade de soldagem, assim como do emprego de temperatura de interpasse. O procedimento R1 apresentou uma maior quantidade de região de grãos colunares do que o M1 apesar de ser utilizado um aporte térmico semelhante em ambos os casos. Este resultado pode ser atribuído à predominância da maior velocidade de soldagem utilizada para o procedimento R1. Para confirmar esta influência uma analise mais cuidadosa do gradiente de temperatura na junta soldada seria necessária, principalmente no que se refere à soldagem multipasse.

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Extensão da ZTA

Os resultados de extensão da ZTA para cada procedimento de soldagem estão apresentados na Figura 3; a região tracejada indica os 19 segmentos ao longo da espessura da chapa que foram medidos com o auxílio de um micrômetro.

Figura 3. Medidas de extensão da ZTA para cada processo.

Pode-se perceber que a extensão da ZTA variou significativamente em função da sua posição ao longo da seção transversal da chapa, sendo mais considerável para os processos M1 e M2. Este reusltado pode ser atribuído à instabilidade na posição do eletrodo por ser estes processos completamente manuais. Nos procedimentos M1 e M2 os valores da extensão da ZTA variaram de 2,61 a 2,76 μm, significativamente maiores do que 1,53 e 1,80 μm obtidos nos processos R1 e R2. Isto ocorre devido ao maior aporte térmico utilizado, principalmente para o caso do procedimento M2, onde foi utilizado temperatura de interpasse. O aumento na extensão da ZTA associado com uma maior energia de soldagem, assim como uma maior temperatura de interpasse também foi observado por Monteiro [19] e Thaulow [20] na soldagem de aços microligados de baixo teor de carbono. Na Figura 8, observa-se ainda que nas regiões (1-3) e (17-19) os valores médios de extensão da ZTA dos processos R1 e R2 estão mais uniformes quando comparados com as mesmas regiões para os processos M1 e M2. Este resultado é interessante para obtenção de uma junta soldada com maior repetibilidade, como é esperado em determinadas aplicações, como por exemplo na soldagem de tubulações. Em todos os grupos de medições referentes aos processos R1 e R2, observam-se valores médios de extensão de ZTA bastante semelhantes, apenas para as regiões (12-16) referentes ao processo R2, têm-se uma redução destes valores devido ao menor aporte térmico nos passes de enchimento deste procedimento.

Tamanho de Grão na ZTA

Os tamanhos dos grãos austeníticos, na região de grãos finos (GF) e de grão grosseiro (GG) da ZTAA, adjacente à região

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dos passes de raiz para cada corpo de prova, estão indicados na Tabela 7.

Analisando os resultados de tamanhos de grão na região GF, observa-se que não houve variações significativas entre os procedimentos de soldagem. Na região GG entretanto, mais preocupante no que diz respeito às propriedades mecânicas, pode-se observar que os processos M1 e R1 apresentaram os menores tamanhos, 15,43 mm e 16,1 mm respectivamente, enquanto que os processos M2 e R2 apresentaram os maiores valores (28,26 mm e 20,4 mm) respectivamente. Estes resultados podem ser justificados pelos maiores valores da energia de soldagem utilizada nas proximidades do passe de raiz. Além disso, o processo M2 utilizou uma maior temperatura de interpasse, contribuindo para o maior aporte térmico observado, favorecendo o maior tamanho de grão encontrado entre todos os processos de soldagem.

Tabela 7. Tamanho de grão nas regiões da ZTA

PSGG

(mm)GG

(ASTM)GF

(mm)GF

(ASTM)

ManualM1 15,43 8,7 5,90 11,5

M2 28,26 7,0 6,48 11,3

RobotizadoR1 16,11 8,6 5,37 11,8

R2 20,43 7,9 4,70 12,2

Análise Microestrutural da ZTAGG

Para que ocorra boa tenacidade na ZTA é importante observar a quantidade, tipo e distribuição do microconstituinte M-A na ZTA. A presença de microconstituinte M-A pode resultar em zonas de fragilização localizadas, que são regiões com valores de tenacidade baixos e que comprometem a integridade da junta soldada. A formação deste microconstituinte é depende da composição química do material de base e dos ciclos térmicos atuantes durante a soldagem [21-26].

Como a região GG é uma área crítica da junta soldada, procurou-se fazer uma análise qualitativa mais detalhada desta região, mais especificamente na região adjacente ao passe de raiz.

A Figura 4 apresenta as microestruturas das regiões GG obtidas para os quatro procedimentos de soldagem na região adjacente ao passe de raiz.

Na Figura 4(a) observa-se que para o procedimento M1 ocorreu significativa formação do microconstituinte M-A. Este resultado é provavelmente devido à utilização de um aporte térmico relativamente elevado (1,25 KJ/mm), o que possibilitou uma taxa de resfriamento menor que o empregado para o procedimento R1. Desta forma ocorreu o favorecimento de uma maior formação de M-A em detrimento a redução da tenacidade nesta região da junta soldada [21-28].

No procedimento M2, o emprego de um aporte térmico superior ao do procedimento M1, da ordem de 1,87 kJ/mm, assim como a utilização de uma temperatura de interpasse maior, pode ter favorecido a decomposição do microconstituinte M-A, já que ocorre um aumento no tempo de resfriamento (Figura 4(b)).

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Figura 4. Microcontituintes presentes nas regiões GG obtidas nos processos M1(a), M2 (b), R1 (c) e R2 (d).

Segundo Matsuda et al [25], ao realizar um estudo sobre a influência do constituinte M-A nas propriedades mecânicas e metalúrgicas de aços ARBL, ocorre um incremento da fração volumetrica de M-A com o aumento no tempo de resfriamento, porém, para tempos de resfriamento muito prolongados pode ocorrer decomposição do M-A em ferrita e carbetos; para o caso do procedimento M2, isto pode ser comprovado pelos menores valores de microdureza encontrados na região da ZTA; a ferrita tende a reduzir a resistência mecânica da ZTA, já que este microconstituinte, em geral, é macio, dúctil e tenaz, porém, de baixa dureza e resistência mecânica [7].

No procedimento R1 foi empregado um baixo aporte térmico devido à uma maior velocidade de soldagem. Isto contribuiu para uma maior taxa de refriamento, não verificando a presença de M-A com morfologia semelhante à observada para o procedimento M1. A microestrutura resultante apresentou ferrita, bainita do tipo inferior e martensita (Figura

4(c)). Estes microconstituintes propiciam melhores valores de resistência e tenacidade se comparada com a microestrutura com predominância de ferrita [7, 22].

No procedimento R2, foi utilizado um maior aporte térmico na raiz, soldada com o processo TIG de forma mecanizada, com valor da ordem de 2,1 kJ/mm, o que possibilitou a formação de uma microestrutura contendo ferrita e agregados eutetóides (Figura 4(d)), onde provavelmente o microconstituinte M-A foi decomposto devido a baixa taxa de resfriamento. M-A foi decomposto devido a baixa taxa de resfriamento. De acordo com as microestruturas observadas para todos os procedimentos de soldagem, aquela formada por ferrita, bainita e martensita, referente ao procedimento R1, devem apresentar melhores caracterísiticas de propriedades mecânicas, sendo necessário a medição da tenacidade nesta região a fim de comprovar esta análise qualitativa.

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Quantificação dos Microconstituintes nos Metais de Solda

A Figura 5 apresenta as microestruturas dos metais de solda obtidos através dos 4 procedimentos e processos de soldagem utilizados e, na Figura 6 tem-se as frações volumétricas dos microconstituintes presentes nos metais de solda obtidos em cada procedimento de soldagem. Pode-se observar que os percentuais de Ferrita Acicular (AF) nos metais de solda obtidos através dos procedimentos de soldagem R1 e R2 foram praticamente o dobro daqueles obtidos pelos procedimentos utilizando processos manuais, (M1 e M2). Este microconstitunte devido à sua morfologia de pequena granulometria e contornos de alto ângulo, associado com uma elevada densidade de discordâncias confere aos metais de solda uma elevada resistência mecânica com boa tenacidade. A sua presença está associada com elevadas taxas de resfriamento e a presença de determinados elementos de liga além do C como Mn, Cr, Si e Al, com destaque

principalmente para o Mn [29-32]. A composição química do metal de solda referente aos

procedimentos de soldagem M1 e M2 apresentou um maior percentual de C, contribuindo para maior formação de agregados de ferrita-carbonetos (FC). Os maiores percentuais de Mn e Cr nos procedimentos de soldagem R1 e R2, associado com a maior taxa de resfriamento, proporcionada pelas elevadas velocidades de soldagem nos passes de enchimento e acabamento, conduziram a esta maior proporção de Ferrita Acicular.

Podem-se observar também os maiores percentuais de Ferrita Primária (PF), principalmente de Ferrita de Contorno de grão (PF(G)) nos metais de solda obtidos pelo processo M2 e de Ferrita Secundaria (FS) no processo M2. Estes microconstituintes proporcionam uma baixa resistência à propagação de trincas prejudicando a tenacidade e a resistência mecânica dos metais de solda [33].

Figura 5. Microcontituintes presentes nos metais de solda obtidos pelos processos M1(a), M2 (b), R1 (c) e R2 (e).

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Figura 6. Frações volumétricas de microconstiuintes no metal de solda (%).

Figura 7. Perfis de microdureza, procedimento M1 na linha inferior (raiz) (a) e na linha intermediária (b).

Figura 8. Perfis de microdureza, procedimento M2 na linha inferior (raiz) (a) e na linha intermediária (b).

Perfis de Microdureza das Juntas Soldadas

As Figuras 7 e 8 apresentam os perfis de microdureza na linha inferior (na raiz) e na linha intermediária da junta soldada obtida pelo processo M1 e M2, respectivamente.

Os valores médios de microdureza na junta soldada para o procedimento M1 foram de 242 HV na região do passe de raiz e 228 HV na região intermediária, respectivamente. Observa-se na região da ZTA do passe de raiz a ocorrência de pico de

dureza acima de 300 HV, certamente decorrente da presença do microconstituinte M-A, conforme foi observado na análise anterior da microestrutura. Como se sabe este é um local mais favorável a iniciação e propagação de trinca, deteriorando a tenacidade nesta região.

No procedimento de soldagem M2, os valores de microdureza apresentaram média de 190 HV na região do passe de raiz e 212 HV na região intermediária, respectivamente. Estes valores são menores que os valores de microdureza

Avaliação da Microestrura e Propriedades Mecânicas de Metais de Solda Obtidos por Processos de Soldagem Manual e Automatizado utilizado na Soldagem de Aço API 5L X80.

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encontrados no procedimento M1. Isto mais uma vez é provavelmente consequencia da maior temperatura de interpasse usada, assim como o maior aporte de calor, ocasionando menor taxa de resfriamento e proporcionando e a formação de microconstituintes de menor dureza na junta soldada.

As Figura 9 e 10 apresentam os perfis de microdureza na linha inferior (na raiz) e na linha intermediária da junta soldada obtida pelos procedimentos R1 e R2 respectivamente.

No procedimento de soldagem R1, os valores de microdureza apresentaram média de 227 HV na região do passe de raiz e 237 HV na região intermediária, respectivamente. Os elevados valores de dureza na região da ZTA referente a linha intermediária, com valores próximos a 300 HV, são provavelmente decorrentes da presença de uma microestrutura com martensita e bainita, influenciada pela maior taxa de resfriamento.

No procedimento de soldagem R2, os valores de microdureza apresentaram média de 233 HV na região do passe de raiz e 239 HV na região intermediária, respectivamente. Como se vê os valores médios aproxima-se dos valores observados para o procedimento R1.

Figura 9. Perfis de microdureza, procedimento R1 na linha inferior (raiz) (a) e na linha intermediária (b).

Figura 10. Perfis de microdureza, procedimento R2 na linha inferior (raiz) (a) e na linha intermediária (b).

Análise dos Resultados de Resistência ao Impacto nos Metais de Solda

Para as análises dos resultados dos ensaios de impacto, considerou-se a energia específica Charpy definida como sendo a energia absorvida (EA) registrada na máquina de ensaio, dividida apenas pela área que fraturou. A fim de comparar os resultados obtidos para todos os processos empregados, já que os corpos de prova Charpy para o processo R2 romperam parcialmente, a determinação da área fraturada foi realizada a partir da medição direta dos lados fraturados com a utilização de um paquímetro. Para verificar a influência dos percentuais dos diferentes tipos de microconstituintes sobre valores de energia absorvida para cada procedimento de soldagem realizou-se também uma análise microestrutural quantitativa na região onde ocorreu a fratura. Nas Figuras 11 e 12 têm-se os resultados do ensaio de impacto Charpy, assim como o percentual de microconstituintes para cada procedimento de soldagem, tanto para corpos de prova com entalhe posicionado no passe de raiz quanto para corpos de prova com entalhe posicionado nos passes de enchimento do metal solda.

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Avaliação da Microestrura e Propriedades Mecânicas de Metais de Solda Obtidos por Processos de Soldagem Manual e Automatizado utilizado na Soldagem de Aço API 5L X80.

Figura 11. Relação entre os percentuais de AF e os valores de energia absorvida (EA) com o entalhe no passe de raiz.

Figura 12. Relação entre os percentuais de AF e os valores de energia absorvida (EA) com o entalhe no passe de enchimento.

Os metais de solda obtidos pelos procedimentos M1 e M2 apresentaram valores baixos de energia absorvida no ensaio de impacto Charpy. Também foram os que apresentaram os menores percentuais da Ferrita Acicular. Para o caso do procedimento M2, o maior valor, em comparação ao procedimento M1, deve-se ao maior percentual de ferrita poligonal decorrente da utilização de temperatura de interpasse, com o refinamento microestrutural pelo passe subseqüente, atuando como tratamento térmico pós-soldagem, com ganho de tenacidade.

Os metais de solda obtidos pelos procedimentos R1 e R2 apresentaram maiores valores de energia absorvida no ensaio impacto Charpy, tanto para entalhe no passe de raiz como no passe de enchimento, exceto o para o enchimento do procedimento R1, onde as amostras com entalhe posicionado nesta região foram descartadas devido ao entalhe estar localizado em região com defeito de soldagem, invalidando os corpos de prova Charpy.

Este resultado confirma os benefícios oriundos da maior presença da Ferrita Acicular nestes metais de solda com relação à tenacidade [22,34]; e também a necessidade da escolha adequada dos procedimentos e consumíveis de soldagem a serem utilizados.

4. Conclusões

•Um aumento médio de 40% nas velocidades de soldagem utilizadas nas soldagens robotizadas, proporcionaram uma redução de 38% na extensão da ZTA apesar do aumento médio de 35% na corrente de soldagem.

•O aumento de 26% na energia de soldagem utilizada nos processos SMAW manual, devido à grande redução na velocidade de soldagem, proporcionou um aumento de 16% no tamanho de grão da região GG e de 18% na região GF da ZTA.

•A microestrutura na região GG para os procedimentos utilizando processo SMAW manuais, M1 e M2, apresentaram formação de ferrita, bainita, e a presença significativa do microconstituintes M-A dispersos na microestrutura. Nos procedimentos R1 e R2, por outro lado, foi observado formação de bainita e não foi verificado a presença de M-A nas micrografias.

•Os metais de solda obtidos utilizando-se arame AWS E71T-1C com maior percentual de Mn e menor percentual de C, e utilizando maior velocidade de soldagem, apresentaram os maiores percentuais de Ferrita Acicular, possibilitando também os maiores valores de energia absorvida no ensaio de impacto Charpy.

5. Agradecimentos

Ou autores agradecem à Confab pela doação das chapas de aço, ao CNPq pela bolsa de mestrado e suporte financeiro à pesquisa, à ESAB pela doação dos consumíveis, ao LRSS-UFMG pela realização da soldagem e a UAEM-UFCG por oferecer a infra-estrutura necessária para realização da pesquisa.

6. Referências

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333Soldag. Insp. São Paulo, Vol.16, No. 4, p.333-340, Out/Dez 2011

(Recebido em 27/08/2010; Texto final em 03/12/2011).Artigo originalmente publicado no CONSOLDA 2010

Soldagem TIG de Elevada Produtividade: Influência dos Gases de Proteção na Velocidade Limite para Formação de Defeitos

(High Productivity TIG Welding: Influence of Shielding Gases on the Limit Speed for Defect Formation)

Mateus Barancelli Schwedersky1; Jair Carlos Dutra2; Marcelo Pompermaier Okuyama3; Régis Henrique Gonçalves e Silva4

1;2;4Universidade Federal de Santa Catarina, Departamento de Engenharia Mecânica, Laboratório de Soldagem, Florianópolis, Santa Catarina, Brasil.

3Universidade Federal de Santa Catarina, Programa de Pós-graduação em Engenharia de Produção e Sistemas, Florianópolis, Santa Catarina, Brasil.

[email protected]; ²[email protected]; [email protected]; [email protected]

Resumo

O processo TIG, em configurações tradicionais, apresenta problemas quando utilizado de maneira autógena com elevadas corrente e velocidade de soldagem. Nessa condição, normalmente ocorrem defeitos no cordão, principalmente descontinuidades denominadas humping. Em estudo realizado no LABSOLDA, foram obtidas soldas de excelente qualidade com o processo TIG atingindo velocidades de 1,5 m/min. Este procedimento, utilizando na proteção misturas argônio–hidrogênio, possibilitou velocidade semelhante ao processo MIG/MAG convencional, com a vantagem de ser realizada sem material de adição. O presente trabalho tem o objetivo de fornecer subsídios para uma nova análise da formação dos defeitos na soldagem TIG de elevada produtividade, já que a teoria baseada na pressão do arco não contempla totalmente o que tem sido observado na prática. Foram realizados ensaios com diferentes correntes utilizando argônio, hélio e misturas argônio–hidrogênio no gás de proteção. Os resultados mostram que para a mesma corrente média, à medida que o teor de H

2 foi aumentado, ocorreram também gradativos aumentos da área fundida e eficiência de fusão. Foi possível

mostrar indícios de que o mecanismo de formação de defeitos não depende somente da pressão do arco, mas sim do balanço entre pressão do arco e quantidade de metal fundido, que é dependente da eficiência de fusão proporcionada pelo gás utilizado.

Palavras-chave: Soldagem de elevada velocidade, GTAW, Humping, descontinuidades, Hidrogênio.

Abstract: Under usual configurations, the TIG process presents problems when used autogenously with high current and welding speed. In this condition defects in the weld bead usually occur, especially discontinuities called humping. In a study conducted at LABSOLDA, welds with excellent quality were obtained using the TIG process reaching speeds of 1.5 m/min. Under argon-hydrogen shielding gas mixtures welding speed similar to the conventional MIG/MAG process was allowed, with the advantage of being performed without filler material. The objective of this paper is to provide support for a new analysis of the defects formation in high productivity TIG welding, since the theory based on the arc pressure does not fully contemplate what has been being observed in practice. In this work, tests were performed with different current levels using argon, helium and argon-hydrogen mixtures as shielding gas. The results show that, for the same average current, as the H

2 content was increased, there were also gradual increases of melted area and melting efficiency. It was

possible to show evidences that the mechanism of defects formation depends not only on the arc pressure, but on the balance between arc pressure and the quantity of molten metal, which depend on the melting efficiency provided by the used gas.

Key-words: High speed welding, GTAW, Humping, discontinuities, Hydrogen.

1. Introdução

Ao longo das últimas décadas, as indústrias têm buscado incessantemente maneiras de oferecerem produtos de melhor qualidade pelo menor valor para se manterem competitivas no mercado mundial. Em diversos casos, os processos de soldagem representam boa parte dos custos de fabricação de um produto, e isso justifica os constantes esforços para se obter melhorias

nesta área. Devido à maciça mecanização e robotização dos processos

de fabricação industriais, é cada vez maior a busca por processos que possibilitem suas aplicações em elevadas velocidades de soldagem. Além disso, existe a tendência geral de redução na utilização das matérias primas, sendo que cada vez mais se buscam processos de soldagem que reduzam ou eliminem a necessidade de adição de material.

Neste cenário de processos de elevada produtividade, o TIG autógeno está aquém de suas possibilidades de utilização, e é considerado um processo de soldagem de baixa velocidade. Porém, acredita-se que o desenvolvimento de técnicas específicas pode viabilizar sua utilização em situações com

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elevada velocidade de soldagem, tornando-o competitivo em termos de velocidade e ainda podendo apresentar menores custos em comparação com processos considerados de maior produtividade que utilizam material de adição. 2. Antecedentes e Fundamentação Teórica

2.1. Introdução aos problemas no processo TIG

O processo TIG (Tungsten Inert Gas) é considerado tradicionalmente um processo aplicado com baixa velocidade de soldagem, e também por isso, classificado popularmente como um processo de baixa produtividade. Essa classificação ocorre também devido aos problemas encontrados quando se busca utilizar o processo TIG de forma autógena com velocidade de soldagem elevada, pois, dessa forma, é necessário que a corrente de soldagem também seja elevada para manter o cordão com tamanho satisfatório.

O processo TIG se apresenta prontamente aplicável, proporcionando arco com boa estabilidade e sem ocorrência de problemas em uma faixa inicial de intensidade de correntes que na prática vai até cerca de 250 A. Dentro dessa faixa de correntes, que por sinal é onde está situada a maior parte das aplicações do processo dentro das indústrias, é possível aumentar a velocidade de soldagem de maneira quase proporcional ao aumento da corrente de soldagem. Quando se busca velocidades de soldagem mais elevadas, na ordem de 1 m/min, torna-se necessário o aumento da corrente de soldagem, porém, o comportamento da poça de fusão muda, e o resultado na maioria das vezes é um cordão descontínuo. Essa descontinuidade, comumente é composta de regiões de crateras, e regiões de protuberâncias, de maneira alternada, com morfologia semelhante ao mostrado na Figura 1. Esse tipo de falta de continuidade do cordão de solda que ocorre quando se utilizam correntes e velocidades de soldagem elevadas, é denominado “humping” nos trabalhos publicados internacionalmente [1-6].

Figura 1. Cordão sobre chapa realizado com o processo TIG. A e B são secções transversais dos locais indicados na figura do

cordão. Chapa de aço 3/8” de espessura.

2.2. Mecanismo de formação de defeitos

A explicação que segue sobre a formação dos defeitos na soldagem de elevada produtividade foi baseada nos trabalhos [1-3]. Assim, em síntese, a poça de fusão da soldagem TIG em elevadas correntes adquire uma configuração semelhante à da Figura 2. Ao invés de formar uma poça metálica líquida sob o arco, como ocorre na soldagem TIG em baixas correntes, conforme a corrente de soldagem é aumentada a pressão do arco também aumenta, e com elevadas correntes a pressão do arco se torna suficientemente grande para empurrar o metal líquido para região posterior da poça de fusão, formando uma cratera sob o arco.

Segundo Mendez [1], o que irá determinar o aparecimento da cratera com posterior surgimento do humping conforme mostrado na Figura 2, será o resultado de um complexo balanço entre as forças que agem sobre a poça de fusão, sendo as consideradas mais importantes: Pressão do arco (Pa): Pressão produzida pela ação do plasma contra a superfície da poça metálica; Pressão hidrostática: (Ph): Originada devido à coluna de metal líquido; Forças capilares (Pc): Devido ao ângulo de curvatura do metal líquido. De acordo com a combinação entre os parâmetros de soldagem, principalmente corrente de soldagem e velocidade de deslocamento da tocha, irão existir diferentes condições. Para situações de correntes mais baixas, existe a tendência de que as forças Ph e Pc sejam maiores do que Pa, e não ocorra o aparecimento da cratera. À medida que a corrente vai aumentando, Pa começa a se tornar maior do que as outras forças, e começa a existir a formação de cratera.

A interface entre o fundo da cratera e a poça de metal líquido é chamada ponto de transição. Com o aumento da velocidade de soldagem, toda a poça de fusão tende a ter uma maior extensão, afastando o ponto de transição e o centro do arco. O humping irá ocorrer quando a combinação de parâmetros colocarem a região de transição em uma posição onde o calor do arco não é mais suficiente para manter o metal líquido.

2.3. Influência dos parâmetros de soldagem no aparecimento dos defeitos

A velocidade limite para o aparecimento de defeitos diminui drasticamente com o aumento da corrente de soldagem. A Figura 3 (esquerda) mostra os resultados experimentais de Savage, et al [4], onde se observa a forte queda da velocidade limite para formação dos defeitos em função do aumento da corrente na soldagem TIG. Nota-se ainda, que a velocidade limite para o hélio seria cerca de três vezes superior em comparação com o argônio para a mesma corrente média. Pode-se destacar também que segundo os resultados de Savage, et al [4], a velocidade limite para formação dos defeitos no processo TIG diminui com o aumento da distância eletrodo-peça.

Os resultados de Savage, et al [4] serviram de referência para outros trabalhos que foram encontrados [1-3, 5-6] sobre a problemática da soldagem TIG de elevada produtividade. Os trabalhos [1-3, 6] compartilham da mesma explicação mostrada no item 2.2., onde a pressão do arco tem papel fundamental. Em [6] os autores mostram o gráfico da diferença de pressão dos arcos com argônio e com hélio, o qual está mostrado na Figura 3 (direita). Pode-se ver que a intensidade da pressão no centro

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Soldagem TIG de Elevada Produtividade: Influência dos Gases de Proteção na Velocidade Limite para Formação de Defeitos

Figura 2. Representação da poça de fusão do processo TIG em elevadas correntes (adaptado de [1]).

do arco para o caso do Ar é muito maior em comparação com o He, sendo que essa distribuição de pressão mais aberta no caso do hélio é atribuída à sua menor densidade e maior viscosidade em elevadas temperaturas. Dessa forma, os autores em [5-6] afirmam que essa menor pressão efetiva para o caso do He é o motivo para a grande diferença na velocidade limite para o aparecimento de defeitos entre He e Ar.

2.5. Aplicação do hidrogênio na soldagem TIG

A aplicação do hidrogênio ou de misturas gasosas que contenham frações de hidrogênio nos processos de soldagem a arco tem sido bastante restrita. A história da soldagem a arco mostra que o hidrogênio é um elemento que facilmente promove a formação de defeitos de soldagem como trincas e poros, especialmente no caso da soldagem dos aços. A formação de

Figura 3. Efeito do gás de proteção na velocidade limite para aparecimento de defeitos na soldagem TIG (esquerda) [4]. Efeito do gás de proteção na distribuição de pressão do arco durante a soldagem TIG (direita) [6].

trincas induzidas por hidrogênio, certamente é o defeito mais famoso relacionado à presença de hidrogênio na soldagem a arco. De maneira geral, os trabalhos encontrados sobre o assunto concordam que as trincas de hidrogênio ocorrem quando quatro situações ocorrem simultaneamente: hidrogênio presente no metal de solda, microestrutura susceptível (dura e frágil), elevadas tensões na região soldada, e temperaturas relativamente baixas (menores que 200°C). Segundo Hooijmans [7], a formação de porosidade devido ao hidrogênio ocorre primeiramente devido à elevada quantidade de H

2 presente durante a soldagem, e

também depende: da microestrutura do material, sendo que o H

2 possui maior solubilidade nos metais CFC do que nos CCC;

da presença de impurezas e elementos de liga, os quais formam sítios de nucleação e aprisionamento de H

2; e também das

condições de soldagem, em particular a taxa de solidificação. De fato, é esperado que um aumento na taxa de solidificação (como

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um aumento na velocidade de soldagem para a mesma corrente média, por exemplo) irá facilitar o aprisionamento e a formação dos poros no cordão solidificado.

2.6. Propriedades físicas de misturas com hidrogênio

As propriedades físicas do gás influenciam decisivamente nas características do arco elétrico. Um importante parâmetro do gás é a energia de ionização. O valor da energia de ionização encontrado em [7] para o He é 24,6 eV, consideravelmente maior do que o valor do Ar com 15,7 eV. Já o hidrogênio possui energia de ionização de 13,6 eV bem próxima ao valor do Ar.

A Figura 4 mostra dois exemplos de gráficos da condutividade térmica em função da temperatura para diferentes gases. No gráfico da esquerda pode-se ver os valores para os principais gases utilizados nos processos de soldagem à arco. É possível destacar a maior condutividade térmica do He em comparação com o Ar, e também o elevado pico de condutividade térmica para o H

2 na faixa compreendida entre 3000 e 4500 K. O gráfico

da direita mostra a condutividade térmica total em função da temperatura para algumas misturas Ar-H

2. É possível notar que

a condutividade térmica do hidrogênio é bastante elevada em comparação com a do argônio e possui um pico proeminente (devido à dissociação) em aproximadamente 4000 K e um pico menos pronunciado (devido à ionização) em aproximadamente 14000 K.[7]

2.7. Influência da adição de hidrogênio no gás de proteção do arco

A adição de percentuais de hidrogênio ao argônio no gás de proteção do processo TIG causa aumento da tensão do arco e aumento na quantidade de material fundido para mesma corrente média [7-8]. A Figura 5 mostra: a variação da tensão do arco em diferentes correntes para o Ar puro e misturas Ar-H

2 (esquerda)

e o resultado da medição da área fundida na secção transversal para diferentes teores de H

2 no gás de proteção (direita). As

Figura 4. Condutividade dos gases em função da temperatura (esquerda) [8]. Condutividade térmica de algumas misturas argônio hidrogênio em função da temperatura (direita) [7].

diferenças na tensão do arco devido a mudanças na composição do gás de proteção podem ser atribuídas a diferenças no potencial de ionização primário do gás. Entretanto, conforme foi citado anteriormente, não existe diferenças significativas entre o potencial de ionização primário do argônio e o hidrogênio. Segundo Hooijmans [7], a diferença que é observada na tensão do arco entre o caso com Ar puro e com misturas Ar-H

2 ocorre

devido à grande diferença da condução térmica dos gases de proteção, sendo que mais energia é dispensada por unidade de tempo no caso do arco de Ar-H

2 do que no caso do arco de Ar

puro, mais energia é requerida para manter uma determinada corrente. O mesmo autor sugere que para compensar essa maior perda de energia, aparentemente, seria necessário um maior campo elétrico, resultando em aumento da tensão do arco.

A adição de hidrogênio ao argônio do gás de proteção no processo TIG também causa o aumento da eficiência de fusão do arco para a mesma corrente média em comparação ao Ar puro. Segundo Hooijmans [7], o aumento observado na eficiência de fusão é conseqüência direta da contração da coluna do arco, e do aumento da condutividade térmica do gás de proteção com a adição de hidrogênio.

3. Objetivos e justificativas

A motivação para realizar o presente estudo surgiu durante um trabalho realizado no LABSOLDA – UFSC, o qual visava o desenvolvimento de uma solução para aplicação industrial. O trabalho consistiu na soldagem de uma junta sobreposta de aço carbono de 3 mm de espessura. Tradicionalmente, essa junta é soldada utilizando o processo MIG/MAG convencional com velocidade de soldagem de aproximadamente 1,2 m/min. O desafio era realizar essa soldagem utilizando o processo TIG de maneira autógena (sem utilizar material de adição), para obter uma junta com qualidade e velocidade equivalente ao que estava sendo obtido com o processo MIG/MAG.

Com base em combinações de parâmetros específicos: ângulo de ataque da tocha de soldagem; posição do eletrodo em

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Soldagem TIG de Elevada Produtividade: Influência dos Gases de Proteção na Velocidade Limite para Formação de Defeitos

Figura 5. Característica estática na soldagem TIG com diferentes gases de proteção (Distância eletrodo-peça = 4 mm, eletrodo negativo) (esquerda) [8]. Área da secção transversal no ferro puro em função da percentagem de hidrogênio no gás de proteção (I:100

A, DEP 3 mm, Vs: 3 mm/s) (direita) [7].

relação à junta; distância eletrodo-peça; afiação do eletrodo e principalmente gás de proteção, foi possível obter a soldagem da junta com boa qualidade com velocidade de até 1,5 m/min. A Figura 6 mostra o aspecto superficial e a seção transversal do cordão de solda obtido. O uso de misturas Ar-H

2 com teor de

15% de hidrogênio foi o fator chave que possibilitou obtenção da velocidade de soldagem elevada sem o aparecimento de humping.

Figura 6. Cordão soldado com processo TIG sem material de adição: aspecto superficial (A). Seção transversal (B). Junta

sobreposta, aço carbono 3 mm espessura. Velocidade de soldagem: 1,5 m/min.

Não foram encontrados trabalhos que discutam a soldagem de elevada velocidade para o caso de misturas Ar-H

2. Conforme

foi mostrado anteriormente, as teorias que tratam dos defeitos da soldagem de elevada produtividade têm como base a pressão do arco como fator chave para formação dos defeitos, e foram construídas com base em comparações de soldagens realizadas com hélio puro e argônio puro somente. De acordo com essas teorias, a menor pressão do arco no caso do He seria o motivo para a maior velocidade em comparação com o Ar. Porém, para o presente exemplo prático, onde o uso de misturas Ar-H

2 resultou em velocidade de soldagem muito superior ao Ar

puro, a diferença de velocidade não pode ser explicada por uma suposta diferença de pressão do arco, já que não existem indícios que a pressão do arco poderia sofrer alguma diminuição devido à adição de uma pequena fração de H

2 ao Ar.

Diante dessa falta de informação da literatura corrente sobre o aparecimento de defeitos na soldagem TIG de elevada velocidade utilizando misturas Ar-H

2, decidiu-se realizar o

presente trabalho científico cujo principal objetivo consiste em tentar fornecer novas informações e proporcionar subsídios para uma melhor compreensão dos fenômenos associados ao aparecimento de defeitos na soldagem TIG. Para que fosse possível essa comparação do comportamento do arco nas diferentes situações, foram realizadas soldagens utilizando Ar puro, He puro e misturas Ar-H

2.

4. Equipamentos, Materiais e Metodologia

Os ensaios de soldagem consistiram em realizar cordões sobre chapas. A fonte de soldagem utilizada foi a “IMC Digitec 800”, fonte multi-processo micro-processada, transistorizada, chaveada no secundário, com 16 kVA de potência e capacidade de corrente de até 800 A. Em todas as soldagens foi utilizada uma tocha TIG comercial refrigerada à água com capacidade nominal de 500 A. Os ensaios foram realizados com eletrodos de tungstênio EWTh-2 de 3,2 mm de diâmetro e afiação com ângulo de aproximadamente 90°. Todas as soldagens foram realizadas com distância eletrodo-peça de 3,0 mm e tocha de soldagem posicionada com o eletrodo perpendicular à superfície da peça. As vazões de gás foram reguladas com aproximadamente 15 l/min medidos na ponta da tocha de soldagem com um fluxômetro. As soldagens foram realizadas em chapas de aço carbono comum com dimensões 200 mm x 73 mm x 9,5 mm.

A movimentação da tocha de soldagem foi realizada utilizando um robô de soldagem de seis eixos, e a velocidade utilizada nos ensaios foi 5 mm/s em todos os casos. As correntes testadas foram 200 A, 300 A e 400 A. Os gases testados foram argônio puro, hélio puro, e misturas Ar-H

2 com 5, 10 e 15% em

volume molar de hidrogênio. Os gases puros foram de padrão

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comercial. Os cilindros das misturas Ar-H2 foram encomendados

como misturas para padrão de calibração, fornecidos com certificado de análOs sinais de corrente e tensão foram medidos utilizando o sistema de aquisição de sinais “IMC SAP 4.0”. Este sistema permite realizar aquisição dos sinais de corrente e tensão com freqüência de 5 kHz. Entre outras opções, o software permite calcular as médias de corrente e tensão selecionando intervalos do tempo de aquisição.

Para medição da área fundida, cada corpo de prova soldado foi cortado transversalmente, em duas secções diferentes, à 100 mm, e à 150 mm de distância do início da soldagem. Cada uma das secções retiradas, foi embutida em resina, e preparada metalograficamente. As amostras foram atacadas quimicamente para revelar a área fundida utilizando reagente composto por: 20 g Iodo sublimado, 40 g Iodeto de Potássio e 200 g de água destilada.

Após ataque, as amostras foram fotografadas, e a área do cordão foi medida utilizando um software de análise de imagens que permite realizar a medição de áreas selecionadas em imagens, usando como calibração de uma distância conhecida. Para todas as medições realizadas, a calibração foi feita utilizando a espessura da chapa.

O cálculo do valor da eficiência de fusão, representado pelo símbolo , foi realizado usando a Equação (1):

(1)

Sendo: , a entalpia de fusão, em J/mm³ (Quantidade de energia requerida para elevar a temperatura do metal sólido até a temperatura de fusão e para converter esse volume do estado sólido para o estado líquido); , a área fundida medida na

seção transversal em mm²; , a velocidade de soldagem em

mm/s; , a média da potência elétrica calculada por meio do produto da corrente e da tensão do arco nos diferentes instantes. O valor da entalpia de fusão do aço utilizado para o cálculo da eficiência de fusão foi de 10,5 J/mm³.[9]

5. Resultados e discussões

Os ensaios com argônio puro no gás de proteção mostraram a forte tendência de formação de humping, mesmo com velocidade de soldagem de 5 mm/s, que é relativamente baixa. Os ensaios realizados no presente trabalho foram planejados com essa velocidade de soldagem baixa com objetivo de obter cordões contínuos que possibilitassem a medição e análise da área fundida. Porém, para o caso do Ar puro, obteve-se o cordão contínuo somente na corrente de 200 A. Para a corrente de 300 A já ocorreu formação de defeitos em cerca de metade do cordão, e com 400 A de corrente, ocorreu formação de defeitos em todo o cordão.

Para o caso dos ensaios realizados com He, não ocorreu a formação dos defeitos em nenhuma das correntes testadas. Esses resultados estão de acordo com os resultados de Savage, et al [4], mostrando que a utilização de hélio no gás de proteção no processo TIG resulta em maior velocidade limite para aparecimento de defeitos em comparação com o argônio puro, considerando a mesma corrente média e distância eletrodo-peça.

Os ensaios realizados com as mistura Ar-H2 mostraram

que a adição do hidrogênio ao argônio resultou em um melhor desempenho em relação à formação de humping em comparação com o Ar puro. Para o caso da mistura Ar+5%H

2, no cordão

soldado com 300 A não ocorreu a formação de humping. No ensaio com 400 A ficou nítido uma grande instabilidade durante a soldagem, sendo que a poça de fusão formava uma cratera que quase resultava em humping, porém, o metal líquido ainda conseguiu preencher as crateras e formar o cordão contínuo antes da solidificação completa. O cordão ficou com aspecto escamado devido a essas instabilidades. Os ensaios realizados com as misturas Ar+10%H

2 e Ar+15%H

2 apresentaram cordões

sem aparecimento de humping em todas as correntes testadas. Para a mistura Ar+15%H

2 ocorreu um forte aparecimento de

porosidade aberta na superfície do cordão. A Figura 7 mostra as seções transversais cortadas a 150 mm do início de cada cordão soldado.

Figura 7. Seção transversal dos cordões cortados a 150 mm de distância do início da solda. Vs: 30 cm/min. DEP: 3 mm. Eletrodo 3,2 mm diâmetro com afiação em 90°.

Mateus Barancelli Schwedersky, Jair Carlos Dutra, Marcelo Pompermaier Okuyama, Régis Henrique Gonçalves e Silva

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339Soldag. Insp. São Paulo, Vol.16, No. 4, p.333-340, Out/Dez 2011

Soldagem TIG de Elevada Produtividade: Influência dos Gases de Proteção na Velocidade Limite para Formação de Defeitos

A Figura 8 (esquerda) mostra a quantidade de metal fundido em kg/h a partir da média da área da seção transversal de cada cordão. É possível verificar que para a mesma corrente média o hélio funde uma quantidade maior de material em comparação com o argônio puro. Nas misturas Ar-H

2, conforme o teor de

hidrogênio foi aumentado, aumentou-se fortemente a quantidade de metal fundido para a mesma corrente média, sendo que para a mistura com maior teor de H

2 a quantidade de metal fundido foi

consideravelmente maior do que utilizando He puro, e cerca de 2,5 vezes maior do que utilizando Ar puro.

A Figura 8 (direita) mostra a tensão média para os diferentes gases testados com correntes de 200 A, 300 A, e 400 A. Conforme já era esperado devido à diferença na energia de ionização dos dois gases, o arco com He apresentou tensão consideravelmente maior do que o arco com Ar para mesma distância eletrodo-peça e mesma corrente média. Essa diferença foi superior a 4 V em todas as correntes testadas. Os ensaios com as misturas Ar-H

2

confirmaram a mesma tendência apresentada nos trabalhos [7-8], sendo que a tensão do arco foi proporcionalmente maior conforme era maior o teor de H

2 presente no gás de proteção.

A tensão do arco da mistura Ar+15%H2 apresentou valores

próximos a tensão do arco com He puro considerando as mesmas distância eletrodo-peça e corrente média.

A Figura 9 mostra a média da eficiência de fusão calculada com a Equação 2 para cada corrente testada. Pode-se verificar que a adição de H

2 ao Ar no gás de proteção resultou em um

forte aumento da eficiência de fusão em comparação com o Ar puro, concordando com os resultados dos trabalhos [7-8]. Nota-se também que as misturas Ar-H

2 com teores de 10% e 15% de

H2 resultaram em maior eficiência de fusão do que o He.Inicialmente, destaca-se que a adição de frações de H

2 ao

Ar no gás de proteção aumentou a velocidade limite para surgimento de defeitos em comparação com o Ar puro para a mesma corrente média. Não foram encontradas publicações que mostrem que a adição de H

2 ao Ar causa diminuição da pressão

do arco. Então esses resultados não podem ser explicados pela teoria principal apresentada nos trabalhos [4-6], na qual a diferença na velocidade limite para surgimento de defeitos entre He e Ar é decorrente da menor pressão do arco para o caso do He.

Figura 8. Quantidade de metal fundido para os diferentes gases (esquerda). Tensão do arco para os diferentes gases (direita).

Figura 9. Média da eficiência de fusão calculada para diferentes misturas gasosas.

Os resultados encontrados no presente trabalho, mostraram que para a mesma corrente média a tensão do arco e a quantidade de metal fundido pelo arco com He são muito maiores do que para o arco com Ar. Essa maior quantidade de metal fundido modifica totalmente o tamanho e a dinâmica de solidificação da poça de fusão. Os trabalhos [1-6] que tratam dos defeitos da soldagem de elevada produtividade para o processo TIG ignoram essas diferenças, e focam suas análises somente na diferença de pressão entre os arcos com Ar e He. Essa diferença na quantidade de metal fundido entre o arco com Ar e o arco He para mesma corrente média, por si só, independentemente da pressão do arco, já seria um ponto favorável para obtenção de maior velocidade limite para surgimento de defeitos no caso do He, pois, considerando a explicação do item 2.2, uma maior quantidade de metal líquido na poça de fusão retardaria uma possível solidificação prematura da região de cratera, postergando o surgimento dos defeitos. Evidentemente que a diferença de pressão entre os arcos com He e com Ar também pode exercer um papel importante, e é de se esperar que a maior pressão do arco para o caso do Ar realmente tenha a tendência de tornar prematuro o processo de formação do humping. Dificilmente será possível determinar qual dos fatores, a pressão

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340 Soldag. Insp. São Paulo, Vol.16, No. 4, p.333-340, Out/Dez 2011

Mateus Barancelli Schwedersky, Jair Carlos Dutra, Marcelo Pompermaier Okuyama, Régis Henrique Gonçalves e Silva

do arco ou a quantidade de metal fundido na poça de fusão, tem maior influência para a formação de defeitos na soldagem TIG de elevada velocidade já que o resultado final da soldagem é uma combinação dos dois efeitos. Porém ficou claro que a considerável diferença na quantidade de metal fundido entre o Ar e He para mesma corrente média tem papel significativo no formato da poça de fusão e conseqüentemente no surgimento de defeitos, e por isso não deveria ser ignorado como ocorreu nos trabalhos encontrados. Além disso, os resultados dos ensaios de Savage et al [4] mostram que com a diminuição da distância eletrodo-peça a velocidade limite para surgimento de defeitos aumenta, enquanto a pressão do arco também aumenta com a diminuição da distância eletrodo-peça, mostrando incoerência nessa questão.

Os resultados dos ensaios com as misturas Ar-H2 fornecem

subsídios para a explicação de que a quantidade de material fundido também tem papel decisivo na velocidade limite para surgimento dos defeitos na soldagem TIG de elevada velocidade. Partindo do princípio de que pequenas frações de H

2 no Ar não

diminuem a pressão do arco agindo na poça de fusão, a maior velocidade limite para aparecimento de defeitos que se obtém com as misturas Ar-H

2 pode ser atribuída principalmente à maior

quantidade de metal fundido proporcionada por estas misturas em comparação com a quantidade de metal fundido usando Ar puro.

Considerando os resultados obtidos, principalmente com relação à elevada eficiência de fusão, a utilização de misturas Ar-H

2 na soldagem TIG de elevada velocidade aparece como uma

importante alternativa tecnológica para obter maior velocidade de soldagem. Porém, a aplicação dessas misturas fica restrita aos casos onde a utilização do H

2 não cause problemas. Por exemplo,

a utilização dessas misturas somente é possível em aços que não apresentem susceptibilidade à trincas induzidas por hidrogênio. Outra questão importante é a ocorrência de porosidade devido à utilização de H

2 na mistura gasosa, foi possível verificar

elevada formação de porosidade nos ensaios de cordão sobre chapa com a mistura Ar+15%H

2, enquanto que no caso da

soldagem de união em junta sobreposta usando chapas de 3 mm de espessura não ocorreu porosidade. Essa diferença nas duas situações utilizando a mesma mistura gasosa, pode ser atribuída a diferenças de composição química dos aços utilizados em cada caso e devido à diferentes velocidades de solidificação. Além disso, o formato do cordão certamente influenciou na formação de porosidade no metal solidificado sendo que é possível aceitar que o gás aprisionado no metal tem maior facilidade para deixar o metal líquido no caso da junta sobreposta cujo cordão tem uma relação largura pela profundidade muito maior do que no caso da soldagem cordão sobre chapa onde essa relação é bem menor. Por fim, é importante ressaltar que o H

2 é um gás inflamável e

explosivo, por isso, sua utilização mesmo em misturas deve ser feita considerando as devidas precauções de segurança.

6. Conclusões

O arco com o processo TIG utilizando como gás de proteção misturas Ar-H

2 proporciona eficiência de fusão muito

mais elevada do que para o caso do Ar puro, e inclusive mais

elevada do que o He dependendo do teor de H2. Este aumento da

eficiência de fusão, de acordo com a literatura, pode ser atribuído principalmente à maior condutividade térmica do hidrogênio.

O uso de misturas Ar-H2 no gás de proteção se caracteriza

como uma importante alternativa para elevar a velocidade de soldagem no processo TIG. Foi possível verificar que a utilização destas misturas diminuiu de maneira acentuada a tendência de formação dos defeitos de soldagem tipo humping em comparação com o argônio puro. Considerando que a maior parte das aplicações tradicionais do processo TIG o gás utilizado é o argônio puro, existe então uma grande possibilidade de melhoria de produtividade por meio da utilização de frações de H

2 no gás de proteção, principalmente em aplicações

automatizadas que permitem maiores velocidades de soldagem.Os trabalhos que tratam dos defeitos da soldagem TIG em

aplicações de elevada velocidade dão destaque à pressão do arco como fator chave para ocorrência dos defeitos. Porém, os resultados do presente trabalho indicam que o desempenho obtido com cada mistura gasosa parece estar diretamente relacionado com a eficiência de fusão proporcionada pelo gás utilizado.

7. Referências Citadas

[1] MENDEZ, P. F. Order of Magnitude Scaling of Complex Engineering Problems, and its Application to High Productivity Arc Welding. Massachusetts Institute of Technology. 1999.[2] MENDEZ, P. F.; EAGAR, T. W. Penetration and defect formation in high-current arc welding. Welding Journal, p. 296-306, october 2003.[3] MENDEZ, P. F.; NIECE, K. L.; EAGAR, T. W. Humping Formation in High Current GTA Welding. International Conference on Joining of Advanced and Speciality Materials II. Cincinnati, OH: 1999.[4] SAVAGE, W. F.; NIPPES, E. F.; AGUSA, K. Effect of Arc Force on Defect Formation in GTA Welding. Welding Journal, jul. 1979. 212s-224s.[5] KUMAR, A.; DEBROY, T. Toward a Unified Model to Prevent Humping Defects in Gas Tungsten Arc Welding. Welding Journal, p. 292-304, December 2006.[6] SODERSTROM, E.; MENDEZ, P. F. Humping mechanisms present in high speed welding. Science and Technology of Welding and Joining, p. 572-579, 11(5) 2006.[7] HOOIJMANS, J. Hydrogen Absorption in Iron and Steel During Gas Tungsten Arc Welding. thesis. ed. the Netherlands: Delft Univ. Thechnol., 1994.[8] TUSEK, J.; SUBAN, M. Experimental research of the effect of hydrogen in argon as a shielding gas in arc welding of high-alloy stainless steel. International Journal of Hydrogen Energy, n. 25, p. 369-376, 2000.[9] AMERICAN WELDING SOCIETY. Welding Handbook - Welding Science and Technology. 9ª Edição. AWS, v. 1, 2001.

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(Recebido em 03/01/2011; Texto final em 29/08/2011).

Aplicabilidad del Monitoreo de Emisiones del Arco Eléctrico Para el Control de Calidad en el Proceso MAG-S

(Applicability of Monitoring of Electric Arc Emissions for Quality Control in MAG-S Process)

Eber Huanca Cayo1, Sadek Crisóstomo Absi Alfaro1 Universidade de Brasília, Departamento de Engenharia Mecânica, Brasília, Distrito Federal, Brasil,

[email protected] [email protected]

Resumen

Garantizar la calidad en soldadura no es una tarea trivial. Para ello diversas inspecciones de control de calidad son realizadas, en detrimento, los costos y tiempos de producción se elevan. Existen diversos sistemas automatizados de soldadura, éstos son auxiliados por sistemas de control basados en el monitoreo de parámetros de soldadura. Sin embargo son reducidos los sistemas automatizados de monitoreo de calidad que en su mayoría son diseñados para el proceso TIG. Durante la soldadura, el arco eléctrico produce emisiones acústicas y electromagnéticas que se manifiestan como sonido y luminosidad. El objetivo del presente trabajo es mostrar que estas emisiones del arco pueden ser utilizados para el monitoreo de la calidad de la soldadura para el proceso MAG-S. Se realizaron múltiples experimentos de soldadura en posición plana donde se indujeron perturbaciones consistentes presencia de grasa y ausencia de gas de protección. En cada experimento se adquirió simultáneamente señales de tensión y corriente así como señales de emisiones del arco eléctrico. A partir de las emisiones acústicas y electromagnéticas en la banda de ultravioleta, se midió la frecuencia de cortocircuitos. A partir de la emisión electromagnética en la banda infrarroja se midió la estabilidad del proceso de soldadura. Los resultados muestran que las emisiones del arco pueden ser utilizadas para el monitoreo y detección de perturbaciones en soldadura y con el entendimiento de las variaciones de cada emisión podría identificarse determinados tipos de perturbaciones.

Palabras clave: MAG-S; Emisiones de Arco; Monitoreo de Calidad.

Abstract: Ensuring quality in welding is not a trivial task. For this purpose several quality control checks are performed, at the expense, costs and production times are increased. There are several automated welding systems and they are assisted by control systems based on monitoring of welding parameters. However, automated quality monitoring systems are limited and they are mostly designed for the TIG welding processes. During welding, the arc produces acoustic and electromagnetic emissions that occur as sound and light. The aim of this paper is to show that the emissions of the welding arc can be used to monitoring the quality of welding in MAG-S process. Multiple welding experiments were performed in flat position; in each experiment were induced perturbations by grease on plate and shielding gas absence. Current and voltage signals and arc emission signals were acquired simultaneously. The short circuit frequency was measured from acoustic and electromagnetic emission in the ultraviolet band. The welding stability was measured from infrared emission. The results show that the emissions of welding arc can be used for monitoring and detecting of disturbances in welding and with the understanding of the variations of each disturbance could be possible to identify certain types of disturbances.

Key-words: MAG-S; Arc Emissions; Quality Monitoring.

1. Introducción

La soldadura de arco con protección gaseosa en el modo de transferencia por corto-circuito (que en adelante será nombrada como MAG-S) es un proceso de fabricación ampliamente utilizado para la unión de materiales metálicos; presenta como principales ventajas la elevada tasa de transferencia metálica, costos reducidos de mantenimiento, facilidad de automatización así como una considerable estabilidad al soldar en diversas posiciones. Según la aplicación de los productos fabricados que utilizan la soldadura, existen diversos requerimientos

de calidad y para ello son llevados a cabo desde simples inspecciones visuales hasta testes exhaustivos como los ensayos destructivos y no destructivos lo que conlleva al incremento de los tiempos y costos de fabricación. La automatización de los procesos de soldadura ha permitido reducir los tiempos y costos de fabricación pero no sucede lo mismo con los tiempos y costos de inspección y control de calidad que inevitablemente dependen del juicio de inspectores experimentados y calificados. No obstante ello en un esfuerzo por reducir los tiempos de control de calidad, se han desarrollado sistemas automatizados de monitoreo de calidad basado en la medición de algunos parámetros de soldadura tales como la tensión y corriente que junto a técnicas basadas en sistemas de control estadístico han presentado cierto nivel de confiabilidad. Estos sistemas se basan en la estabilidad estadística (estacionariedad) de los parámetros monitoreados donde un cambio súbito sea éste mayor o menor

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Soldag. Insp. São Paulo, Vol.16, No. 4, p.341-349, Out/Dez 2011

a ciertos límites pre establecidos indicará la presencia de alguna inestabilidad anormal que podría ser considerado un defecto o en todo caso una soldadura que esta fuera del padrón establecido previamente. El proceso de soldadura presenta múltiples variables de entrada y de salida que están interrelacionadas sinérgicamente entre una y otra; esto hace que el comportamiento de la transferencia metálica sea de naturaleza estocástica por lo que la estacionariedad de los parámetros monitoreados es una medida de estabilidad de la transferencia metálica.

Parámetros como la tensión y corriente velocidad son responsables por la fusión de las piezas soldadas donde el arco eléctrico aporta calor a la poza de fusión originando oscilaciones en la columna de plasma del arco así como de la misma poza y que como consecuencia, genera emisiones de naturaleza acústica y electromagnética. Es sabido que los soldadores experimentados utilizan las emisiones de arco en forma de una combinación de informaciones acústicas y visuales para monitorear, controlar y mantener la calidad de la soldadura a niveles aceptables. Diversas investigaciones confirmaron que existe una relación entre los parámetros de soldadura y las emisiones del arco eléctrico que permite al soldador tener cierto grado de control sobre el proceso de soldadura [1-4]. El objetivo de este trabajo es mostrar que las emisiones del arco eléctrico además de mostrar una relación con los parámetros de soldadura, pueden ser utilizadas también como parámetros de evaluación de calidad en el proceso MAG-S, pudiendo detectar e identificar determinadas perturbaciones inducidas.

1.1. Sistemas Automatizados de Monitoreo de Calidad de Soldadura

Los sistemas automatizados de monitoreo de calidad en su mayoría están basados en la técnica de procesamiento de padrones de imágenes (Signature Image Processing - SIP) [5]. Se trata de una tecnología de análisis de datos eléctricos adquiridos durante la soldadura y que a través de un procesamiento en tiempo real y con el apoyo de algoritmos de evaluación de estacionariedad de datos, indica finalmente el nivel de calidad de la soldadura. Estos sistemas de evaluación de calidad tienen como objetivo mostrar la presencia o no de interferencia en el proceso de soldadura sin desempeñar tareas de control y/o corrección. Diversos autores han desarrollado técnicas y algoritmos de control de transferencia metálica en soldadura [6-9], lo que ha implicado el monitoreo de algunos parámetros que fueron utilizados para cerrar el lazo de control. La fusión de estos sistemas de control y monitoreo ha dado origen a los sistemas de evaluación de calidad y corrección de perturbaciones y que de acuerdo a la complejidad de las operaciones que desempeñan (ver figura 1), estos sistemas pueden clasificarse en tres niveles [10]. En el primer nivel es posible detectar soldaduras defectuosas automáticamente durante la producción a partir del monitoreo de la tensión y/o la corriente de soldadura. En el segundo nivel es posible localizar e identificar los defectos y las posibles causas de la falla en la soldadura (cambios en el proceso de soldadura inducidos por disturbios en la protección de gas, cambios en la velocidad de alimentación de electrodo así como en la geometría de la unión, etc.), a partir del monitoreo de parámetros adicionales

como la velocidad de soldadura, velocidad de alimentación de electrodo, etc. En el tercer nivel es posible desempeñar tareas de control sobre los parámetros del proceso para corregir la presencia de perturbaciones, esto se logra a partir de técnicas de procesamiento, identificación y clasificación de datos.

Para el control y corrección de calidad han sido utilizadas diversas técnicas de control así como también monitoreado diversos parámetros de soldadura tales como la tensión y la corriente. El monitoreo de emisiones de arco no ha sido ajeno a estos sistemas. Como se puede observar en la Figura 2, las emisiones del arco manifestadas como sonido y luminosidad, han sido comúnmente utilizadas para detectar la presencia de interferencias. Para la identificación y corrección de interferencias se han utilizado algunas bandas de frecuencia de las emisiones de arco. La utilización de las emisiones de arco para el control y corrección de calidad han sido aplicadas en su mayoría al proceso TIG sin adición de material (Tungsten Inert Gas) debido a que la fusión de los materiales a ser unidos se produce solo por la transferencia de calor y no de masa y esto hace que los parámetros de soldadura presenten un elevado nivel de estabilidad facilitando la detección de perturbaciones ajenas a la transferencia de calor. Esto también facilita el desarrollo de algoritmos recursivos de bajo costo computacional. Sin embargo en el proceso MAG-S la fusión de materiales se produce por la transferencia de calor y de masa lo que hace que la dinámica de transferencia sea caótica. En el proceso de soldadura MAG-S, la transferencia metálica se produce durante los cortocircuitos. Esta complejidad en la transferencia de calor y metal, implica que los algoritmos de control y corrección de interferencias presenten elevadas tasas de muestreo así como elevados costos computacionales, razón por la cual pesquisas en esta área son reducidas y siendo el proceso MAG-S ampliamente utilizado, su entendimiento y aplicabilidad sería de gran impacto.

2. Procedimiento Experimental

Se realizaron experimentos de soldadura en posición plana sobre los cuerpos de prueba siguiendo una trayectoria rectilínea de 180 mm como se muestran en la Figura 2. En cada conjunto de experimentos se indujo interferencia sobre la región de perturbación, consistentes en grasa y ausencia de gas como se muestra en las Figuras 3a y 3b respectivamente. Los ensayos fueron realizados con los parámetros mostrados en la Tabla 1 y se emplearon como materiales, alambre electrodo AWS A5.18 ER70S-6 de 1 mm de diámetro, chapas de acero AISI 1020 de 400 mm x 50 mm x 6.50 mm y el gas de protección usado fue la mezcla de argón y anhídrido carbónico M21 (ATAL 5A/Ar 82% + CO2 18%).

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Aplicabilidad del Monitoreo de Emisiones del Arco Eléctrico Para el Control de Calidad en el Proceso MAG-S

Soldag. Insp. São Paulo, Vol.16, No. 4, p.341-349, Out/Dez 2011

Figura 1. Sistema de Control e Corrección de Calidad on-line.

Tabla 1. Parámetros de Soldadura.

Tensión de arco(V)

Velocidad de alimentación del

electrodo (m/min)

Velocidad desplazamiento de la antorcha de soldadura

(mm/s)

Distancia entre el contacto del electrodo y el cuerpo

de ensayo (mm)Flujo de Gas (l/min)

20 ± 0,1 6 ± 0,1 10 ± 1,0 12 ± 1,0 15 ± 1,0

Figura 2. Posición de Soldadura y Localización de

Perturbaciones

Figura 3. Experimentos de soldadura con perturbaciones inducidas

Los experimentos fueron realizados utilizando una fuente de energía universal configurada en para el proceso MAG; se adquirieron señales de tensión de arco, corriente de soldadura, presión acústica, intermitencia luminosa y radiación infrarroja; para la medición de la tensión de arco se utilizó un sistema divisor de tensión, un sensor de efecto hall para la medición de la corriente de soldadura, un decibelímetro B&K - Type 2250 para la medición de las emisiones acústicas (sensor 1), un fotodiodo monolítico con amplificador embarcado (sensor 2) y el pirómetro TL-S-25 Calex (sensor 3) para la medición de las emisiones electromagnéticas en determinadas bandas. Todas las señales nombradas anteriormente fueron muestreadas en simultaneo a una frecuencia de 20 kHz utilizando la tarjeta de adquisición de datos PCI Eagle 703S que es controlado por el software de instrumentación virtual LabVIEW 10. También fue utilizado un sistema de fijación de la antorcha de soldadura en conjunto con una mesa lineal donde se fijó el cuerpo de prueba cuya velocidad avance fue controlada por el computador a través del puerto serial RS 232. Las operaciones de inicio y fin de los experimentos que fueron también controladas desde el computador a través de puertos digitales de la placa de adquisición de datos. En la Figura 4 se muestra la distribución de los equipos utilizados.

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Eber Huanca Cayo, Sadek Crisóstomo Absi Alfaro

3. Resultados y Discusión

3.1. Emisiones Acústicas y Electromagnéticas

El establecimiento del arco eléctrico es posible debido al flujo de electrones que son acelerados por la diferencia de potencial entre el electrodo consumible y la poza de fusión. En el proceso MAG-S, el arco eléctrico es protegido por un gas activo (mezcla de argón y anhídrido carbónico) y esto facilita la formación del plasma que genera emisiones de naturaleza electromagnética que se manifiestan en los espectros ultravioleta, luz visible e infrarroja. Junto con estas emisiones electromagnéticas, también se producen emisiones acústicas que son de naturaleza mecánica. En el caso del proceso MAG-S, el arco eléctrico presenta una dinámica que está constituida por una secuencia de igniciones y extinciones. Durante la ignición del arco, se produce la transferencia de calor desde la punta del electrodo hasta la poza de fusión. El avance del electrodo hace que se produzca el contacto entre el electrodo y la poza de fusión, momento en el cual se produce el cortocircuito que consecuentemente extingue el arco, cae súbitamente el voltaje del arco y se incrementa la corriente de soldadura. En ese instante se produce la transferencia de metal hasta producirse una nueva ignición del arco (el voltaje de arco se incrementa súbitamente y cae la corriente de soldadura) para continuar con el próximo ciclo de transferencia, como se puede apreciar en las Figuras 5a y 5b.

La secuencia de igniciones y extinciones de arco se manifiesta como una secuencia de pulsos acústicos que representa indirectamente el comportamiento del voltaje de arco y corriente de soldadura. Un impulso de menor amplitud se produce cuando una extinción de arco así como un impulso de gran amplitud se produce cuando una ignición de arco ocurre (ver Figura 5c). Cabe resaltar que es posible notar el retardo entre las señales acústicas y electicas que se deben a su velocidad de propagación

Figura 4. Hardware y Equipos usados en la Experimentación.

en el aire, pero que mientras éstas no superen los 400 ms, no se verán comprometidas con la adecuada representación de la dinámica del arco eléctrico [11, 12]. Investigaciones en monitoreo acústico mostraron que existe una relación entre el

sonido producido y la potencia del arco que es expresada mediante la ecuación 1.

(1)

(2)

Donde: es la señal de sonido calculada, K e el factor

de proporcionalidad, es el factor geométrico, el coeficiente

de expansión adiabática del aire y la velocidad del sonido en el arco.

En la Figura 5d se puede apreciar el comportamiento de la emisión electromagnética en forma de intermitencia luminosa y puede notarse que cuando se produce una extinción de arco (corto circuito), el nivel de luminosidad llega a ser prácticamente nulo. La respuesta de este sensor no presenta un retardo pronunciado como en el caso del sensor acústico. La intermitencia luminosa fue obtenida a partir del filtrado óptico de las emisiones electromagnéticas del arco en la banda de 380 - 430 nm que corresponde a las emisiones ultravioletas.

La Figura 5e muestra el comportamiento de la emisión electromagnética en la banda infrarroja. Puede notarse que esta señal no sigue las variaciones de la dinámica del arco, sin embargo en secciones posteriores de este trabajo se mostrara su factibilidad para monitorear variaciones anómalas en la transferencia metálica. La emisión infrarroja es una emisión electromagnética cuya longitud de onda oscila entre 0.8 a 1.1

. Su intensidad esta directamente ligada a los parámetros de soldadura pre-establecidos tales como material base, composición de gases, niveles de voltaje y corriente. La

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Aplicabilidad del Monitoreo de Emisiones del Arco Eléctrico Para el Control de Calidad en el Proceso MAG-S

intensidad electromagnética esta governada por la ley de Planck que describe la radiancia espectral de ondas electromagnéticas no polarizadas para todas las longitudes de ondas emitidas por

cuerpos negros a temperatura absoluta . Como una función de

la frecuencia , la ley de Planck es escrita como:

(3)

Donde es también denominada radiancia espectral

( ), temperatura ( ), freciencia ( ), constante

de Planck (6.62606896(33) ×10 -34 ), velocidad de la luz

(3.0 × 10 8 ) y constante de Boltzmann ( 1.3806504 ×

10 -23 ).

Figura 5. Señales monitoreadas en el dominio del tiempo

En cada una de las Figuras 5a, 5b, 5c, 5d y 5e se observa las señales en el dominio del tiempo con la presencia de ruido eléctrico así como también la misma señal después de haber sido reducido el nivel de ruido. Para ello se utilizaron filtros digitales pasa bajos Butterworth de segundo orden con una frecuencia de corte de 1 kHz. Las Figuras 6a, 6b, 6c, 6d y 6e, muestran el comportamiento de las señales monitoreadas en el dominio de la frecuencia. En estas Figuras puede notarse como el espectro de frecuencias se altera después de reducir el nivel ruido.

3.2. Relación entre Parámetros de Soldadura y Emisiones de Arco

La transferencia metálica en el proceso MAG-S se produce en su mayor parte durante los periodos de corto circuito (Ver

Figuras 5a y 5b). Como puede notarse en las Figuras 5c y 5d estas oscilaciones también son reflejadas en el comportamiento de las emisiones de arco. Las variaciones de tensión y corriente son indicadores de variación de la potencia del arco eléctrico. Lo que se refleja en el comportamiento de las emisiones de arco.

Diversos parámetros fueron extraídos a partir de las emisiones de arco. A partir de las emisiones acústicas y las emisiones electromagnéticas en la banda ultravioleta (sensor 1 y 2) se obtuvieron la frecuencia de cortocircuitos. En la Figura 7 se puede observar oscilogramas de la potencia del arco eléctrico y el comportamiento de la frecuencia de cortocircuitos medidos a partir de las emisiones acústicas y luminosas. Nótese que a medida que se incrementa la potencia la frecuencia de cortocircuitos disminuye debido a que el modo de transferencia (cortocircuito) se acerca al modo globular o al modo de

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346 Soldag. Insp. São Paulo, Vol.16, No. 4, p.341-349, Out/Dez 2011

Eber Huanca Cayo, Sadek Crisóstomo Absi Alfaro

Figura 6. Señales monitoreadas en el dominio de la frecuencia

pulverización axial donde la presencia de cortocircuitos es prácticamente nula. Nótese también que las mediciones de la frecuencia de cortocircuitos a partir de las emisiones luminosas presentan más estabilidad que las mediciones hechas a partir de las emisiones acústicas. Además de ello puede notarse también que el efecto aerotransportado del sonido se manifiesta como un retardo en la medición de la frecuencia de cortocircuitos.

Figura 7. Emisión acústica y electromagnética (ultravioleta) y su relación con la potencia de arco

Las mudanzas de potencia de arco producen mudanzas en la temperatura tanto de la poza de fusión como del arco. En la Figura 8 pueden observarse los oscilogramas de la potencia del

arco eléctrico y la respuesta del pirómetro (sensor 3) que mide las emisiones infrarrojas. Nótese que a pesar que la respuesta de este sensor no consigue representar la dinámica de la transferencia de masa en el proceso MAG-S, éste puede representar el comportamiento de la potencia del arco. En comparación con el sensor de emisiones ultravioletas, este sensor es sensible frente a las variaciones de potencia.

Figura 8. Emisión electromagnética (infrarrojo) y su relación con la potencia de arco

3.3. Detección de Perturbaciones

La estabilidad en el proceso MAG-S está directamente relacionada a las oscilaciones de la poza de fusión y alcanza un

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máximo umbral cuando el ratio de corto circuitos es máximo, la desviación estándar del ratio de corto circuitos es mínima, el volumen de masa transferida por cortocircuito mínimo y el nivel de salpicadura son mínimos, [6-9]. Se espera que durante una soldadura estos parámetros y/o características de la transferencia metálica se mantenga inalterables y mudanzas súbitas indicarán la falta de estabilidad pudiendo esto estar relacionado con la presencia de alguna perturbación y/o defecto. Para ello, a partir de las emisiones acústicas y electromagnéticas se obtuvo la frecuencia de cortocircuitos y se monitoreo la respuesta de estas señales frente a la presencia de perturbaciones inducidas. Las Figuras 9 y 10 (a), (b), (c) y (d) muestran la tensión y corriente RMS del arco, frecuencia de cortocircuitos a partir de emisiones acústicas, frecuencia de de cortocircuitos a partir de emisiones ultravioleta y emisión infrarroja que fueron monitoreados para experimentos de soldadura sometido a las interferencias por presencia de grasa y ausencia de gas de protección respectivamente. La presencia de grasa en la poza de fusión alterara dramáticamente tanto en los gradientes de temperatura así como también en la geometría final del cordón de soldadura. La ausencia de gas de protección reduce bruscamente la ionización del aire en torno del arco eléctrico y junto con la relativa baja tensión de arco (en torno de 20 V) conlleva a la reducción de la taza de transferencia de calor y por tanto a la presencia de porosidades en el cordón de soldadura.

Puede apreciarse que para el primer experimento, la tensión y corriente de arco manifiestan variaciones no pronunciadas

frente a la presencia de grasa. No obstante ello la frecuencia de de cortocircuitos medido a partir de las emisiones acústicas y ultravioletas, presentan variaciones relativamente pronunciadas. Sin embargo la señal de radiación infrarroja presento un súbito incremento en su magnitud para la primera región con presencia de grasa, hecho que refleja la presencia de una perturbación. Nótese que la frecuencia de cortocircuitos medida a partir de las emisiones acústicas, presta un elevado nivel de rizado en comparación con la medición hecha a partir de las emisiones ultravioleta. En la Figuras 11 y 12 se muestran los espectrogramas de las emisiones acústicas para los experimentos antes mencionados. Puede notarse que existen diversas componentes de frecuencia donde la frecuencia dominante corresponde aproximadamente a 2 kHz. El espectro de frecuencias de las emisiones acústicas presenta un conjunto de componentes relacionadas al comportamiento del plasma así como también al ruido ambiental que normalmente son elevados en ambientes de trabajos en soldadura. Sin embargo lo que se monitorea son las explosiones producidas por los cortocircuitos y estas se presentan a bajas frecuencias (80 cortocircuitos por segundo). En presencia de perturbaciones puede observarse que se presentan intermitencias tanto en el dominio del tiempo como de la frecuencia. Dado que la presencia de perturbaciones produce alteraciones súbitas, caóticas y temporales, no fue posible identificar frecuencias características que representen la presencia de perturbaciones.

Figura 9. Experimento con perturbación 1

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Eber Huanca Cayo, Sadek Crisóstomo Absi Alfaro

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Figura 11. Respuesta de las emisiones de arco frente a la perturbación simulada 1

Figura 12. Respuesta de las emisiones de arco frente a la perturbación simulada 2

Figura 10. Experimento con perturbación 2

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En la Figura 12 puede notarse que para el segundo experimento tanto la tensión como la corriente varían expresivamente frente a la perturbación por ausencia de gas de protección. Estas variaciones también se reflejaron en las emisiones de arco como un incremento en la frecuencia de cortocircuitos monitoreado por las emisiones acústicas y un decremento en la frecuencia de cortocircuitos monitoreado por las emisiones ultravioletas. Esto de alguna manera inicialmente resulta contradictorio ya que se trata del mismo proceso monitoreado por diferentes sensores. Las emisiones acústicas muestran que el numero de cortocircuitos se ha incrementado, sin embargo, estas emisiones acústicas proviene de la oscilación de la poza de fusión (que se ha visto altamente contaminada por la presencia de oxigeno) y no por las explosiones de los cortocircuitos. Las emisiones ultravioleta muestran que el número de cortocircuitos, es decir las intermitencias luminosas se han reducido. La ausencia de gas de protección también se manifestó con la reducción del nivel de emisión infrarroja para las tres regiones de perturbación.

4. Conclusiones

Las señales de tensión de arco, corriente de soldadura, emisiones acústica, ultravioleta e infrarroja fueron evaluadas para el entendimiento de la relación entre parámetros de soldadura y emisiones del arco eléctrico para el proceso de soldadura MAG-S. Frente a la presencia de disturbios simulados, cada emisión del arco presentó comportamientos caóticos que permitieron monitorear inestabilidades y/o perturbaciones en la trayectoria de soldadura. A partir de la emisión acústica y ultravioleta se midió la frecuencia de cortocircuitos, en tanto que la emisión infrarroja fue usada como parámetro directo de monitoreo de cambios súbitos relacionados a la temperatura de la poza de fusión. La respuesta presentada por las emisiones del arco frente a disturbios inducidos en la trayectoria de soldadura, mostró la posibilidad de utilizar la emisiones para el monitoreo y detección de perturbaciones en el control de calidad así como también la posibilidad de utilizarlas como variables de realimentación en sistemas de control de transferencia de masa para el proceso MAG-S.

5. Agradecimientos

Los autores agradecen por el soporte de éste proyecto a La Universidad de Brasilia y al CNPq (Consejo Nacional de Desenvolvimiento Científico y Tecnológico).

6. Referencias Bibliográficas

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(Recebido em 28/07/2011; Texto final em 05/12/2011).Artigo originalmente publicado no COBEF

Comparação do Desempenho Operacional e das Características do Cordão na Soldagem com Diferentes Arames Tubulares em Polaridade Negativa

(Comparison of Operational Performance and Bead Characteristics when Welding with Different Tubular Wires in Negative Polarity)

Cícero Murta Diniz Starling1*, Paulo José Modenesi2, Tadeu Messias Donizete Borba3

1Universidade Federal de Minas Gerais, Departamento de Engenharia de Materiais e Construção, Belo Horizonte, Minas Gerais, Brasil, [email protected]

2Universidade Federal de Minas Gerais, Departamento de Engenharia Metalúrgica e de Materiais, Belo Horizonte, Minas Gerais, Brasil, [email protected]

3Universidade Federal de Minas Gerais, Engenheiro Metalurgista, Belo Horizonte, Minas Gerais, Brasil, [email protected]*Autor para quem toda a correspondência deve ser encaminhada

Resumo

Este trabalho objetivou o estudo comparativo das características do cordão produzido por arames tubulares nacionais dos tipos rutílico (ASME SFA-5.20: E71T-1/E71T-9/E71T-9M), básico (ASME SFA-5.20: E71T-5/E71T-5M) e “metal cored” (ASME SFA-5.18: E70C-3M) com 1,2 mm, destinados à soldagem de aços estruturais de baixo e médio teor de carbono. Realizaram-se testes de soldagem com o eletrodo na polaridade negativa (CC-), na posição plana, sobre chapas grossas (espessura de 12 mm) de aço carbono comum de baixo carbono utilizando-se uma fonte operando no modo “tensão constante” e com monitoração dos sinais de corrente e tensão do arco e velocidade de alimentação (fusão) do arame. Variaram-se, na soldagem com cada tipo de arame tubular, a composição do gás de proteção (75%Ar-25%CO

2 e 100%CO

2) e a velocidade de alimentação do arame (7 e 9 m/min). Os demais parâmetros foram

mantidos fixos, incluindo-se, além da polaridade negativa do eletrodo, os comprimentos energizado do eletrodo (16 mm) e do arco (3,5 mm). Para os diferentes arames tubulares, avaliaram-se comparativamente as principais características do cordão, incluindo a sua geometria (penetração, reforço, largura, área fundida, área depositada e diluição), presença de descontinuidades, microestrutura e dureza. Levantaram-se as condições operacionais associadas a um cordão com características adequadas à soldagem de chapas grossas de aços estruturais com a polaridade do eletrodo negativa.

Palavras-chave: Processo FCAW; Arame Tubular; Formato do Cordão; Microestrutura; Polaridade Negativa.

Abstract: This paper compares the bead characteristics of welds deposited of carbon steel tubular wires. Three tubular wires of 1.2mm produced in Brazil were used: rutilic (ASME SFA-5.20: E71T-1/E71T-9/E71T-9M), basic (ASME SFA-5.20: E71T-5/E71T-5M) and metal cored (ASME SFA-5.18: E70C-3M). Welding trials were performed in downhand position on thick (12 mm) low-carbon steel plates using a constant voltage power supply in negative wire polarity (CC-). Welding current and voltage, and wire feed rate were monitored in all trials. For each tubular wire type, the shielding gas composition (75%Ar-25%CO

2 and 100%CO

2) and wire feed rate

(7 and 9 m/min) were changed, and other process variables, including electrode and arc lengths (16 mm and 3.5 mm, respectively) were kept constant throughout the experimental program. Weld bead geometry parameters (penetration depth, reinforcement, width, fused and deposited areas, and weld dilution), presence of weld discontinuities, fusion zone microstructure and hardness were measured and compared for the different tubular wires. Operational conditions that yielded weld bead characteristics favored for the welding of thick plates of structural steels on negative wire polarity were determined.

Key-words: FCAW Process; Tubular Wire; Weld Bead Shape; Microstructure; Negative Polarity.

1. Introdução

A soldagem a arco com arame tubular (FCAW) é um processo que acumula as principais vantagens da soldagem com arame maciço e proteção gasosa (GMAW), como alto fator de

trabalho do soldador, alta taxa de deposição, alto rendimento, resultando em alta produtividade e qualidade da solda produzida. Inclui também as vantagens da soldagem manual com eletrodos revestidos (SMAW), como alta versatilidade, possibilidade de ajustes da composição química do cordão de solda e facilidade de operação em campo[1-2]. Na soldagem FCAW e em outros processos de soldagem com eletrodo consumível, o material do eletrodo precisa ser aquecido desde a sua temperatura inicial, próxima da temperatura ambiente, até a sua temperatura de fusão e, a seguir, ser fundido e separado do eletrodo. A velocidade com

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Comparação do Desempenho Operacional e das Características do Cordão na Soldagem com Diferentes Arames Tubulares em Polaridade Negativa

Soldag. Insp. São Paulo, Vol.16, No. 4, p.350-359, Out/Dez 2011

que o eletrodo é fundido deve ser, em média, igual à velocidade que este é alimentado de forma a manter um comprimento de arco relativamente constante.

Em trabalhos anteriores[3-7], os autores do presente trabalho estudaram as características e os fatores determinantes da fusão e da transferência metálica de arames tubulares nacionais (destinados à soldagem de aços carbono comuns de baixo e médio teor de carbono) dos tipos básico (ASME SFA-5.20: E71T-5/E71T-5M), rutílico (ASME SFA-5.20: E71T-1/E71T-9/E71T-9M) e “metal cored” (ASME SFA-5.18: E70C-3M) com 1,2mm diâmetro, utilizando uma fonte do tipo “tensão constante” e condições de soldagem com ausência ou pequena ocorrência de curtos-circuitos. Esses aspectos, até então estudados, foram muito importantes, tendo aplicação na determinação de condições operacionais de maior produtividade, no controle do processo e no projeto de juntas soldadas.

Encontrou-se na literatura alguns estudos relativos às características do cordão de solda (por exemplo, geometria, presença de descontinuidades e microestrutura) na soldagem com arames tubulares[8-15]. De uma forma geral, estes estudos associam as características do cordão com os parâmetros de soldagem ou com as propriedades mecânicas da junta soldada. Entretanto, percebe-se que os aspectos relativos às características do cordão de solda no processo FCAW não foram, ainda, estudados de forma mais abrangente, por exemplo, associando estas características às condições operacionais para aplicações envolvendo arames tubulares destinados à soldagem de aços carbono comuns de baixo e médio teor de carbono. Dessa forma, informações relativas às condições operacionais associadas a um cordão com características adequadas à soldagem de aços estruturais são, até então, limitadas.

Da mesma forma que o estudo das características e dos fatores determinantes da fusão de arames tubulares, um estudo exploratório, realizado para arames tubulares nacionais destinados à soldagem de aços carbono comuns de baixo e médio teor de carbono, sobre o efeito das condições operacionais nas características do cordão de solda (por exemplo, geometria, presença de descontinuidades e microestrutura) revela-se igualmente importante. Em estudos anteriores, os autores do presente trabalho avaliaram os efeitos da velocidade de alimentação do arame, do gás de proteção e da polaridade do eletrodo nas características do cordão produzido por arames tubulares nacionais dos tipos básico (ASME SFA-5.20: E71T-5/E71T-5M)[16], rutílico (ASME SFA-5.20: E71T-1/E71T-9/E71T-9M)[17] e “metal cored” (ASME SFA-5.18: E70C-3M)[18]. Os autores também realizaram um estudo comparativo das características operacionais do processo e do cordão resultantes dos mesmos tipos de arames tubulares na soldagem com polaridade positiva, controlando-se a velocidade de alimentação do arame e o tipo de gás de proteção[19] e, no presente trabalho, será realizado um estado comparativo similar na soldagem com polaridade negativa. Espera-se que esses novos resultados gerados para os referidos arames tubulares possam contribuir para a otimização de condições operacionais associadas a um

cordão de solda com características adequadas à soldagem de aços estruturais e, também, possam resultar em uma importante contribuição dado o número limitado de informações relativas à soldagem de arames tubulares com polaridade negativa.

2. Materiais e Métodos

Neste trabalho, utilizou-se o processo FCAW com arames tubulares comerciais de fabricação nacional (destinados à soldagem de aços carbono comuns de baixo e médio teor de carbono) dos tipos básico (ASME SFA-5.20: E71T-5/E71T-5M), rutílico (ASME SFA-5.20: E71T-1/E71T-9/E71T-9M) e “metal cored” (ASME SFA-5.18: E70C-3M), possuindo diâmetro nominal de 1,2 mm. Os testes de soldagem foram realizados na posição plana sobre chapas de aço carbono comum (ABNT 1010, com 50x250x12 mm) utilizando-se uma fonte de soldagem operando no modo “tensão constante” com a polaridade do eletrodo negativa (direta, CC-). Para cada tipo de arame tubular, objetivando avaliar o efeito das principais condições operacionais nas características do cordão de solda, variou-se a velocidade de alimentação (fusão) do arame (7 e 9 m/min) e o gás de proteção (75%Ar-25%CO

2 e 100%CO

2), totalizando

12 condições distintas avaliadas (Tabela 1). Realizaram-se duas soldas para cada condição avaliada e, dependendo da variabilidade dos resultados, réplicas adicionais.

No início de cada teste, o valor desejado da velocidade de alimentação do arame era ajustado e, em seguida, promovia-se o ajuste do comprimento do arco (3,5 mm, medido através de um sistema de projeção da sua imagem) pela variação da tensão fornecida pela fonte de soldagem. Previamente, a distância entre a peça e o bico de contato era fixada em 19,5 mm resultando, após o ajuste do comprimento do arco, em um comprimento energizado do eletrodo igual a 16,0 mm. De forma a se manter aproximadamente constante o volume da poça de fusão e, assim, tornar sistemática a sua influência no ajuste do comprimento do arco, foi estabelecida uma relação de proporcionalidade entre as velocidades de soldagem (v

s) e de alimentação do arame (w),

sendo a primeira mantida 25 vezes menor do que a segunda. Após estes ajustes, os valores resultantes de corrente de soldagem, tensão do arco (avaliada entre o bico de contato e a peça) e velocidade de alimentação do arame eram coletados através de placas de aquisição de dados acopladas a microcomputadores. Para a aquisição da corrente, utilizou-se um sensor de efeito Hall e, para a aquisição da tensão, um sensor divisor de tensão, ambos ligados a uma placa de conversão analógico/digital controlada por um programa de computador desenvolvido previamente. Para a aquisição da velocidade de alimentação do arame, utilizou-se um sensor de disco óptico ligado a uma placa de aquisição de dados, controlada por um programa de computador específico.

A caracterização de cada condição operacional avaliada foi realizada através da avaliação da estabilidade operacional, do aspecto superficial do cordão de solda, da taxa de deposição e, também, extraindo-se corpos de prova transversais ao cordão para análises macroestrutural e microestrutural e para realização de testes de dureza Vickers.

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Cícero Murta Diniz Starling, Paulo José Modenesi, Tadeu Messias Donizete Borba

Tabela 1. Condições operacionais avaliadas na soldagem com diferentes arames tubulares em polaridade negativa. w –

velocidade de alimentação nominal do arame.

ArameTubular

GásProteção

w(m/min)

Rutílico75%Ar-25%CO

2

79

100%CO2

79

Básico75%Ar-25%CO

2

79

100%CO2

79

“Metal Cored”75%Ar-25%CO

2

79

100%CO2

79

A estabilidade operacional de cada uma das condições testadas foi avaliada através das análises dos oscilogramas de tensão do arco e corrente de soldagem, em particular da relação entre o desvio padrão e a média destes parâmetros, que indicam os seus níveis de flutuação durante a operação de soldagem. A estabilidade operacional foi avaliada adicionalmente pelo aspecto superficial do cordão, pelo nível de respingos produzidos e pela eficiência de deposição, em função de uma correlação mais direta desses fatores com a operação de soldagem, apesar dos mesmos estarem associados aos níveis de flutuação dos valores da tensão do arco e da corrente de soldagem.

Para a obtenção da eficiência de deposição (jtubular

) dos arames tubulares, inicialmente promovia-se a determinação da massa de uma chapa limpa e esmerilhada e, em seguida, depositava-se na mesma um cordão de solda utilizando-se uma das condições operacionais avaliadas. Após a soldagem, removia-se (com escova de aço giratória e talhadeira) todos os óxidos e respingos formados e determinava-se o ganho de massa do corpo de prova devido ao metal depositado. O consumo de arame (em metros) para a deposição do cordão era avaliado a partir da monitoração, durante a soldagem, da velocidade de alimentação do arame. Com o conhecimento da densidade linear dos arames tubulares rutílico (6,93 g/m), básico (6,95 g/m) e “metal cored” (8,05 g/m), calculadas conforme procedimento descrito por Starling e Modenesi[3], era possível determinar a massa total de arame fundido durante a soldagem. Dessa forma, a eficiência de deposição era avaliada através da relação entre o ganho de massa do corpo de prova e a massa total de arame fundido. Para cada condição operacional, avaliou-se a eficiência de deposição média realizando-se pelo menos 2 soldas. A taxa de deposição (TD

tubular) dos arames tubulares depende da

eficiência de deposição (jtubular

) e da velocidade de alimentação (w), Equação 1:

TDtubular

= 0,06. jtubular

. (Atubular

. rtubular

. w) (1)

para TDtubular

(kg/h) e w (m/min). Nesta equação, Atubular

se refere à área total da seção transversal do arame rutílico (1,0679 mm2), básico (1,0520 mm2) ou “metal cored” (1,0740 mm2). Ainda, r

tubular se refere à densidade volumétrica

do arame rutílico (6,48 g/cm3), básico (6,61 g/cm3) ou “metal cored” (7,50 g/cm3). Tanto A

tubular como r

tubular foram calculadas

conforme procedimento descrito por Starling e Modenesi[3].Prepararam-se 2 macrografias e 1 micrografia para cada uma

das 12 condições distintas avaliadas. A preparação macrográfica foi realizada em dois corpos de prova transversais a um mesmo cordão e consistiu no lixamento com lixas d’água (granulometrias iguais a 100, 240, 320, 400, 600 e 1000), seguindo-se ataque com nital 10 %. A preparação micrográfica foi realizada em um único corpo de prova transversal ao cordão e consistiu no seu embutimento a quente com resina termofixa (baquelite), lixamento com lixas d’água (mesmas granulometrias anteriores), polimento com pastas de diamante (com granulometria de 9, 3 e 1 mm) e ataque com nital 2 %. Após a preparação das amostras, foram realizadas macrofotografias e microfotografias digitais da seção transversal do cordão. O aspecto superficial do cordão também foi documentado através de macrofotografia digital.

A partir das macrografias produzidas e, também, através do exame do aspecto superficial do cordão foi verificada a presença de eventuais descontinuidades (por exemplo, aspecto irregular do cordão, porosidades, mordeduras e inclusão de escória). As macrofotografias foram observadas em um projetor de perfil para a identificação dos contornos da zona fundida e medição de alguns parâmetros geométricos (largura, penetração máxima e reforço) e, com o auxílio de um programa de computador, determinação de parâmetros complementares (áreas depositada e de penetração e diluição), ilustrados na Figura 1. Os testes de dureza Vickers foram realizados na zona fundida de cada uma das 12 condições operacionais avaliadas. Utilizou-se uma carga de 98,1 N (10 kgf) com 10 a 15 medidas para cada condição e apresentaram-se os resultados para um intervalo de confiança de 95 %.

Figura 1. Representação esquemática das características geométricas do cordão. W – largura, h – reforço,

Pmax

–penetração máxima, Ad – área depositada e A

p – área de

penetração.

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Comparação do Desempenho Operacional e das Características do Cordão na Soldagem com Diferentes Arames Tubulares em Polaridade Negativa

A caracterização microestrutural foi realizada através de exames ao microscópio óptico na seção transversal dos cordões para a identificação geral dos microconstituintes presentes na zona fundida. Também foram determinadas as frações volumétricas dos microconstituintes por metalografia quantitativa. A identificação dos microconstituintes foi baseada no documento IX-1533-88 do IIW - Instituto Internacional de Soldagem[20]. As frações volumétricas dos microconstituintes foram medidas pelo método de contagem manual de pontos, segundo a norma ASTM E 562-89[21].

Utilizou-se uma malha de 25 pontos a qual foi colocada na tela de um monitor de alta resolução acoplado a um microscópio óptico. As contagens foram realizadas para um aumento fixo de 500 X (arames rutílico e básico, em função de uma microestrutura mais refinada) ou 200 X (arame “metal cored”, em função de uma microestrutura mais grosseira) no microscópio, o qual resultava em um aumento de, respectivamente, 1.200 ou 480 X no monitor. Calculou-se um intervalo de confiança de 95 % para os valores da fração volumétrica de cada microconstituinte. Para cada amostra, foram realizadas 100 aplicações da malha de forma a cobrir todas as regiões da zona fundida. Resultou-se, assim, na contagem de 2.500 pontos por amostra e, considerando-se as 12 condições distintas avaliadas, 30.000 pontos no total.

3. Resultados e Discussão

A Figura 2 mostra alguns exemplos de oscilogramas de corrente de soldagem e tensão do arco obtidos para as soldas com os arames tubulares. Nas legendas são indicados a média e o desvio padrão dos valores coletados da velocidade de alimentação do arame (w), da corrente de soldagem (I) e da tensão do arco (V) e, entre parênteses, a flutuação dos valores de corrente e tensão (relação entre o desvio padrão e a média correspondente). A Figura 3 mostra alguns exemplos do aspecto superficial dos cordões e das macrografias e micrografias obtidas. Apesar de todos os resultados das 12 condições operacionais avaliadas não terem sido apresentados nessas figuras, serão considerados na discussão dos resultados.

A Tabela 2 indica, para as condições operacionais avaliadas, os valores da energia de soldagem, eficiência de deposição, taxa de deposição e dureza na zona fundida das soldas. A Tabela 3 mostra os parâmetros geométricos e a diluição obtidos para os cordões de solda. A Tabela 4 indica a fração volumétrica dos microconstituintes presentes na zona fundida. A seguir são apresentados e discutidos os resultados mais relevantes oriundos das condições operacionais avaliadas.

3.1 Avaliação Comparativa da Corrente e da Tensão do Arco

Lesnewish[22] mostrou que, no processo GMAW, a fusão do eletrodo é controlada principalmente pelo calor transferido do arco para a ponta do eletrodo e pelo calor gerado por efeito Joule ao longo do eletrodo e propôs a seguinte equação empírica para a taxa de fusão de arame, Equação 2:

2IsIw βα += (2)

onde a e b são, respectivamente, coeficientes indicativos da contribuição do arco e do efeito Joule para a fusão do eletrodo, s é o comprimento energizado do eletrodo e I é a corrente de soldagem. Starling e Modenesi[5-7] avaliaram a velocidade de fusão dos mesmos arames tubulares estudados no presente trabalho (utilizando uma fonte do tipo “tensão constante” e condições de soldagem essencialmente sem a ocorrência de curtos-circuitos) em função de diferentes parâmetros operacionais, como a corrente de soldagem, o gás de proteção e a polaridade do eletrodo. De uma forma geral, os autores verificaram que, nas mesmas condições operacionais avaliadas no presente trabalho, a Equação 2 também pode descrever satisfatoriamente a fusão de arames tubulares.

Através de um balanço térmico na ponta do eletrodo similar ao desenvolvido para arames maciços[23], Starling e Modenesi[3] propuseram um modelo para os coeficientes indicativos da contribuição do arco (a) e do efeito Joule (b) para a fusão dos arames tubulares rutílico, básico e “metal cored” estudados no presente trabalho. Segundo o modelo, os coeficientes a e b dependem de propriedades tanto da fita metálica como do fluxo do arame, como densidade, área da seção transversal e quantidade de calor necessária para aquecer, fundir e vaporizar uma pequena parte do material. Os coeficientes a e b também dependem, respectivamente, da contribuição do arco para o aquecimento do arame e da resistividade do arame. Assim, os coeficientes a e b podem assumir diferentes valores dependendo das características particulares de cada arame tubular (por exemplo, geometria, composição química da fita e do fluxo) e também, em maior ou menor grau, das condições operacionais (por exemplo, composição do gás de proteção). Em relação às características dos arames tubulares avaliados no presente trabalho, Starling e Modenesi[3] verificaram, por exemplo, diferenças em suas características geométricas, densidades, resistividades elétricas e na composição química dos seus fluxos.

Dessa forma, para uma mesma velocidade de alimentação do arame (mantendo-se fixas as demais condições operacionais) é de se esperar que a soldagem com os diferentes arames tubulares avaliados resulte, por exemplo, em diferentes correntes de soldagem. Em função das variações na corrente média de soldagem, como o comprimento do arco foi mantido constante, também se espera variações na tensão média do arco. Da mesma forma, em função das diferentes composições químicas do fluxo, é possível que (para um mesmo gás de proteção) a soldagem com os diferentes arames tubulares avaliados resulte em alterações no arco elétrico (por exemplo, no potencial de ionização) e, assim, na tensão média do arco. Ainda, em função das diferentes resistividades dos arames tubulares, como o comprimento energizado do eletrodo foi mantido constante, é possível que (para um mesmo gás de proteção) haja uma tendência adicional de alteração na tensão média do arco. Nesse sentido, a análise dos resultados indica algumas tendências.

Observa-se que, para um mesmo gás de proteção e uma mesma velocidade de alimentação do arame, o valor médio da corrente é maior na soldagem com o arame “metal cored” e o

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valor da tensão média do arco é menor na soldagem com o arame rutílico. Entretanto, para uma mesma velocidade de alimentação do arame, a tensão média do arco é maior na soldagem com o arame “metal cored” (para proteção por 75%Ar-25%CO

2) ou na

soldagem com o arame básico (para proteção por 100%CO2) e,

ainda, o valor médio da corrente é menor na soldagem com o arame rutílico (para proteção por 100%CO

2).

3.2 Avaliação Comparativa da Estabilidade Operacional

Da mesma forma como observado por Starling e Modenesi[4] na soldagem em polaridade positiva, para uma mesma condição operacional (mesma velocidade de alimentação do arame e mesmo gás de proteção), a soldagem em polaridade negativa com os diferentes arames tubulares pode resultar em diferentes modos de transferência metálica e, assim, em diferenças na estabilidade operacional do processo. Nesse sentido, a análise

dos resultados indica algumas tendências.Verifica-se que, para uma mesma velocidade de alimentação

do arame, as menores flutuações na corrente de soldagem (menor relação entre o desvio padrão e a média deste parâmetro) ocorreram para o arame “metal cored” (para proteção pelos dois gases), indicando maiores estabilidades operacionais na soldagem com o mesmo, entretanto, as menores flutuações na tensão do arco ocorreram para o arame rutílico (com proteção por 100%CO

2) ou para o arame básico (com proteção por

75%Ar-25%CO2).

Para uma mesma velocidade de alimentação do arame, as maiores flutuações na corrente de soldagem ocorreram para o arame básico (para proteção por 100%CO

2) e as maiores

flutuações na tensão do arco ocorreram para o arame rutílico (para proteção por 75%Ar-25%CO

2), indicando menores

estabilidades operacionais na soldagem com os mesmos.

Figura 2. Exemplos de oscilogramas de corrente de soldagem e tensão do arco.(a) “Metal cored”, 75%Ar-25%CO

2, w = 8,94±0,03 m/min, I = 266±7 A (2,6 %) e V = 28,1±0,9 V (3,2 %).

(b) Rutílico, 75%Ar-25%CO2, w = 7,09±0,03 m/min, I = 172±9 A (5,2 %) e V = 23,0±2,1 V (9,1 %).

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Comparação do Desempenho Operacional e das Características do Cordão na Soldagem com Diferentes Arames Tubulares em Polaridade Negativa

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Figura 3. Exemplos de cordões obtidos para as soldas produzidas. Aspecto superficial (esquerda).Macrografia – Nital 10 % (centro). Micrografia – MO, 500 X, Nital 2 % (direita).

(a) Básico, 75%Ar-25%CO2, velocidade de alimentação nominal de 9 m/min.

(b) “Metal cored”, 75%Ar-25%CO2, velocidade de alimentação nominal de 9 m/min.

(c) Básico, 100%CO2, velocidade de alimentação nominal de 7 m/min.

Tabela 2. Energia de soldagem (H), eficiência de deposição (jtubular

) (média avaliada em pelo menos duas soldas), taxa de deposição (TD

tubular) e dureza Vickers (HV) na zona fundida (intervalo de confiança: 95 %).

w – velocidade de alimentação nominal do arame.

Arame Tubular Gás Proteção w (m/min) H (kJ/mm) jtubular

(%) TDtubular

(kg/h) HV (98,1 N)

Rutílico75%Ar-25%CO

2

7 0,84 84 2,44 259 ± 169 0,84 87 3,25 235 ± 9

100%CO2

7 1,11 72 2,09 179 ± 49 1,12 64 2,39 182 ± 5

Básico75%Ar-25%CO

2

7 0,90 91 2,66 227 ± 89 0,97 90 3,38 207 ± 6

100%CO2

7 1,33 69 2,02 150 ± 79 1,43 67 2,52 163 ± 2

“Metal Cored”

75%Ar-25%CO2

7 1,27 89 3,01 174 ± 39 1,25 97 4,22 167 ± 3

100%CO2

7 1,59 62 2,10 124 ± 29 1,61 59 2,57 128 ± 3

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Tabela 3. Parâmetros obtidos para os cordões de solda (média dos valores avaliados em duas macrografias).w – velocidade de alimentação nominal do arame, W – largura, h – reforço, P

max – penetração máxima,

Ad – área depositada, A

p – área de penetração e d – diluição.

Arame Tubular Gás Proteção w(m/min)

W(mm)

h(mm)

Pmax

(mm)A

d(mm2)

Ap

(mm2)d

(%)

Rutílico75%Ar-25%CO

2

7 9,3 2,7 0,6 18,0 3,5 16,49 10,1 2,9 1,0 20,2 4,6 18,6

100%CO2

7 11,3 2,4 1,6 16,3 12,1 42,59 12,1 2,4 1,7 16,5 16,7 50,2

Básico75%Ar-25%CO

2

7 10,6 3,1 1,0 21,0 6,0 22,39 11,7 3,0 1,3 20,4 9,0 30,5

100%CO2

7 10,4 2,8 2,6 16,4 15,7 48,99 10,8 2,2 2,9 13,5 23,1 63,1

“Metal Cored”

75%Ar-25%CO2

7 11,8 3,0 1,5 22,5 12,5 35,79 12,3 3,3 2,5 24,6 17,7 41,8

100%CO2

7 16,0 1,8 2,8 16,3 32,1 66,39 13,9 2,1 3,4 17,7 33,4 65,4

Tabela 4. Fração volumétrica dos microconstituintes presentes na zona fundida. Intervalo de confiança: 95 %.

ArameTubular

GásProteção

w(m/min)

PF(G)(%)

PF(I)(%)

AF(%)

FS(NA)(%)

FS(A)(%)

Rutílico75%Ar-25%CO

2

7 2,2±0,6 0,2±0,2 32,8±2,3 58,0±2,5 6,9±1,29 4,5±1,0 0,1±0,1 27,6±2,3 61,5±2,6 6,7±1,2

100%CO2

7 26,7±2,6 6,7±1,2 28,6±2,6 24,8±2,7 13,2±1,99 25,3±2,3 6,5±1,1 30,0±2,9 23,5±2,3 14,6±2,1

Básico

75%Ar-25%CO2

7 12,7±1,7 2,6±0,7 27,6±1,9 48,6±2,5 8,5±1,49 14,5±2,2 1,8±0,7 25,9±2,3 50,6±2,8 7,2±1,1

100%CO2

7 20,9±2,6 5,1±1,1 13,5±2,2 40,4±2,8 20,2±2,7

9 20,7±2,7 3,9±1,0 12,6±2,0 41,3±3,1 21,5±2,7

“Metal Cored”

75%Ar-25%CO2

7 18,0±1,8 4,5±1,1 28,6±3,5 37,7±3,1 11,2±1,99 16,5±2,0 5,0±1,1 33,1±3,5 33,8±3,4 11,6±1,9

100%CO2

7 12,6±1,5 10,5±1,7 9,6±1,4 48,1±2,2 19,2±2,4

9 15,4±1,8 12,1±1,9 7,7±1,6 47,5±2,4 17,3±2,5

PF(G) – ferrita primária de contorno de grão; PF(I) – ferrita primária intragranular; AF – ferrita acicular;FS(NA) e FS(A) – ferritas com segunda fase não alinhada e alinhada. w – velocidade de alimentação nominal.

De acordo com a Tabela 2, nota-se que, para uma mesma velocidade de alimentação do arame, as menores eficiências de deposição ocorreram para o arame rutílico (na soldagem com 75%Ar-25%CO

2) ou para o arame “metal cored” (na

soldagem com 100%CO2), indicando as menores estabilidades

operacionais na soldagem com os mesmos. Estes resultados representam uma aparente dualidade considerando, conforme descrito acima, que as menores flutuações na corrente de soldagem ocorreram para o arame “metal cored” na soldagem com os dois gases. Isto decorre de que, apesar da eficiência de deposição estar associada com os níveis de flutuação dos valores da corrente de soldagem, a mesma também deve depender de outros fatores. Assim, a estabilidade operacional quando avaliada por diferentes parâmetros complementares não necessariamente resulta em tendências equivalentes.

Na soldagem com 75%Ar-25%CO2 (para as duas velocidades

de alimentação do arame) os cordões isentos de respingos e com boa regularidade superficial ocorreram para o arame básico, indicando maiores estabilidades operacionais. Na soldagem com 100%CO

2 (para as duas velocidades de alimentação do arame),

os cordões com os menores níveis de respingos e mais regulares superficialmente ocorreram para o arame rutílico, indicando maiores estabilidades operacionais.

Em função das diferenças relatadas na eficiência de deposição, Tabela 2, e, segundo Starling e Modenesi[3], das diferenças na área da seção transversal e na densidade volumétrica dos arames, de acordo com a Equação 2, é de se esperar diferenças nos valores de taxa de deposição resultantes da soldagem com diferentes arames tubulares para uma mesma velocidade de alimentação do arame. De acordo com a Tabela

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Comparação do Desempenho Operacional e das Características do Cordão na Soldagem com Diferentes Arames Tubulares em Polaridade Negativa

2, para um mesmo gás de proteção e uma mesma velocidade de alimentação do arame, os maiores valores de taxa de deposição ocorreram para o arame “metal cored”. Ainda segundo a Tabela 2, na soldagem com 75%Ar-25%CO

2 para uma mesma

velocidade de alimentação do arame, os menores valores de taxa de deposição ocorreram para o arame rutílico.

3.3 Avaliação Comparativa da Geometria, Microestrutura e Dureza do Cordão

Em função das variações relatadas na corrente média de soldagem e na tensão média do arco resultantes da soldagem com diferentes arames tubulares para uma mesma condição operacional, é de se esperar variações na energia de soldagem. De acordo com a Tabela 2, verifica-se que, para um mesmo gás de proteção e uma mesma velocidade de alimentação do arame, os maiores valores da energia de soldagem ocorreram para o arame “metal cored”, enquanto os menores valores de energia de soldagem ocorreram para o arame rutílico. Assim, essas variações na energia de soldagem podem resultar em variações na geometria do cordão de solda e na diluição. Adicionalmente, mesmo com a manutenção das velocidades de soldagem e de alimentação do arame, a soldagem com diferentes arames tubulares (para um gás de proteção) também pode resultar em variações na área depositada em função das variações relatadas na eficiência de deposição, Tabela 2. Nesse sentido, a análise dos resultados indica algumas tendências.

A Tabela 3 indica que na soldagem com 75%Ar-25%CO2

(para as duas velocidades de alimentação do arame) os maiores valores de largura, penetração máxima, área depositada, área de penetração e diluição ocorreram para o arame “metal cored”. Nessas condições, os menores valores de largura, reforço, penetração máxima, área depositada, área de penetração e diluição ocorreram para o arame rutílico. Na soldagem com 100%CO

2 (para as duas velocidades de alimentação do arame)

os maiores valores de largura, penetração máxima, área de penetração e diluição ocorreram para o arame “metal cored”. Nessas condições, os menores valores de largura e reforço ocorreram, respectivamente, para os arames básico e “metal cored”, enquanto os menores valores de penetração máxima, área de penetração e diluição ocorreram para o arame rutílico.

Em função das diferenças na composição química dos fluxos dos arames tubulares avaliados no presente trabalho relatadas por Starling e Modenesi[3], é de se esperar que, para um mesmo gás de proteção e uma mesma velocidade de alimentação do arame, ocorram variações na composição química da zona fundida devido à variações nos níveis de elementos de liga fornecidos à poça de fusão e/ou perdidos por oxidação. Ainda, as variações relatadas na diluição, Tabela 3, e na energia de soldagem, Tabela 2, observadas na soldagem com diferentes arames tubulares (para um mesmo gás e proteção e uma mesma velocidade de alimentação do arame) também podem contribuir para variações na composição química da zona fundida e na velocidade de resfriamento das soldas. Dessa forma, para uma mesma velocidade de alimentação do arame e um mesmo gás de proteção, a soldagem com os diferentes arames tubulares pode resultar em diferentes microestruturas e durezas na zona

fundida, considerando que os aspectos acima relacionados afetam a composição química e a velocidade de resfriamento das soldas. Nesse sentido, a análise dos resultados indica algumas tendências.

Observando-se os resultados da metalografia quantitativa apresentados na Tabela 4, percebe-se que na soldagem com 75%Ar-25%CO

2 (para as duas velocidades de alimentação

do arame) as maiores frações de ferrita primária intragranular (PF(I)) e de ferrita com segunda não alinhada (FS(NA)) ocorreram, respectivamente, para os arames “metal cored” e rutílico. Nessas condições, as menores frações de ferrita primária de contorno de grão ((PF(G)) e de ferrita primária intragranular (PF(I)) ocorreram para o arame rutílico, enquanto as menores frações de ferrita com segunda fase não alinhada (FS(NA) ocorreram para o arame “metal cored”. Na soldagem com 100%CO

2 (para as duas velocidades de alimentação do arame),

as maiores frações de ferrita primária intragranular (PF(I)) e ferrita com segunda fase não alinhada (FS(NA)) ocorreram para o arame “metal cored”, enquanto as maiores frações de ferrita acicular (AF) ocorreram para o rutílico. Nessas condições, as menores frações de ferrita primária de contorno de grão (PF(G)) e de ferrita acicular (AF) ocorreram para o arame “metal cored”, enquanto as menores frações de ferrita com segunda não alinhada (FS(NA)) ocorreram para o arame rutílico. Nota-se também que (para os dois gases de proteção e para as duas velocidades de alimentação do arame), a zona fundida com microestrutura mais grosseira ocorre para o arame “metal cored”, enquanto aquelas resultantes dos arames rutílico e básico são igualmente refinadas. De acordo com a Tabela 2, para um mesmo gás de proteção e uma mesma velocidade de alimentação do arame, os maiores valores de dureza ocorreram para o arame rutílico, enquanto que os menores valores ocorreram para o arame “metal cored”.

3.4 Condições Operacionais Otimizadas

Em princípio, desejam-se na soldagem de chapas grossas de aços estruturais com os arames tubulares condições de boa estabilidade operacional e de maior taxa de deposição. É desejável que essas condições sejam associadas a um cordão com boa aparência superficial, boa penetração e ausência de descontinuidades. Também se almeja uma microestrutura com predominância de microconstituintes capazes de favorecer a resistência mecânica, aliada a uma boa tenacidade e ductilidade da solda (por exemplo, com teores mais altos de ferrita acicular e mais baixos de ferrita primária de contorno de grão).

Percebe-se que todas as condições operacionais avaliadas com os arames tubulares rutílico, básico e “metal cored” resultaram em cordões com aparentemente os mesmos níveis de porosidades e inclusões de escória e sem a presença de mordeduras. De acordo com a Tabela 2, para uma mesma velocidade de alimentação do arame, os maiores valores de taxa de deposição ocorreram para o arame “metal cored” (principalmente na soldagem com 75%Ar-25%CO

2). As melhores estabilidades operacionais e que

também resultaram em cordões com boa aparência superficial e com isenção de respingos ocorreram para o arame básico

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Cícero Murta Diniz Starling, Paulo José Modenesi, Tadeu Messias Donizete Borba

na soldagem com 75%Ar-25%CO2. De acordo com a Tabela

2, para uma mesma velocidade de alimentação do arame, as microestruturas da zona fundida com maior dureza (capazes de favorecer a resistência mecânica) ocorreram para o arame rutílico, seguido pelo arame básico (em ambos, principalmente na soldagem com 75%Ar-25%CO

2). De acordo com a Tabela

4, os maiores teores de ferrita acicular associados aos menores teores de ferrita primária de contorno de grão (capazes de favorecer a tenacidade da zona fundida) ocorreram para o arame rutílico na soldagem com 75%Ar-25%CO

2. Entretanto,

de acordo com a Tabela 3, as maiores penetrações tenderam a ocorrer para o arame “metal cored”, seguido pelo arame básico (em ambos, principalmente na soldagem com 100%CO

2).

Assim, para uma mesma velocidade de alimentação do arame, caso uma alta taxa de deposição, associada a uma boa penetração sejam os requisitos principais, as condições operacionais mais adequadas envolveriam a utilização do arame “metal cored” na soldagem com 75%Ar-25%CO

2. A Figura 2(b)

ilustra o cordão resultante para a velocidade de alimentação do arame de 9 m/min.

Para uma mesma velocidade de alimentação do arame, caso as propriedades mecânicas adequadas da zona fundida (altas resistência mecânica e tenacidade) sejam os requisitos principais, as condições operacionais mais adequadas envolveriam a utilização do arame “rutílico” na soldagem com 75%Ar-25%CO

2.

Alternativamente, para uma mesma velocidade de alimen-tação do arame, uma boa aparência superficial do cordão, asso-ciada a uma isenção de respingos e a valores intermediários de propriedades mecânicas e penetração, podem ser obtidos com a utilização do arame básico na soldagem com 75%Ar-25%CO

2.

A Figura 2(a) ilustra o cordão resultante para a velocidade de alimentação do arame de 9 m/min.

4. Conclusões

No presente trabalho, realizou-se um estudo comparativo das características operacionais do processo e do cordão resultantes da utilização de arames tubulares dos tipos rutílico, básico e “metal cored” na soldagem sobre chapa grossa de um aço carbono comum de baixo carbono com polaridade negativa e em posição plana, variando-se o tipo de gás de proteção (75%Ar-25%CO

2 e 100%CO

2) e a velocidade de alimentação do arame

(7 e 9 m/min). Para tanto, avaliaram-se a microestrutura (através de metalografia quantitativa), geometria, dureza, nível de respingos e aspecto superficial dos cordões e, adicionalmente, os oscilogramas de corrente de soldagem e tensão do arco e os valores de taxa deposição. Verificou-se que, para uma mesma velocidade de alimentação do arame:

•Na soldagem com 75%Ar-25%CO2, os cordões isentos de

respingos e com boa regularidade superficial ocorreram para o arame básico. Na soldagem com 100%CO

2, os cordões com os

menores níveis de respingos e mais regulares superficialmente ocorreram para o arame rutílico.

•Os maiores valores de taxa de deposição ocorreram para o arame “metal cored”. Na soldagem com 75%Ar-25%CO

2, os

menores valores de taxa de deposição ocorreram para o arame rutílico.

•Na soldagem com 75%Ar-25%CO2, os maiores valores

de largura, penetração máxima, área depositada, área de penetração e diluição ocorreram para o arame “metal cored”. Nessa condição, os menores valores de largura, reforço, penetração máxima, área depositada, área de penetração e diluição ocorreram para o arame rutílico.

•Na soldagem com 100%CO2, os maiores valores de largura,

penetração máxima, área de penetração e diluição ocorreram para o arame “metal cored”. Nessa condição, os menores valores de largura e reforço ocorreram, respectivamente, para os arames básico e “metal cored”, enquanto os menores valores de penetração máxima, área de penetração e diluição ocorreram para o arame rutílico.

•Na soldagem com 75%Ar-25%CO2, as maiores frações de

ferrita primária intragranular e de ferrita com segunda não alinhada ocorreram, respectivamente, para os arames “metal cored” e rutílico. Nessa condição, as menores frações de ferrita primária de contorno de grão e de ferrita primária intragranular ocorreram para o arame rutílico, enquanto as menores frações de ferrita com segunda fase não alinhada ocorreram para o arame “metal cored”.

•Na soldagem com 100%CO2, as maiores frações de ferrita

primária intragranular e ferrita com segunda fase não alinhada ocorreram para o arame “metal cored”, enquanto as maiores frações de ferrita acicular ocorreram para o rutílico. Nessa condição, as menores frações de ferrita primária de contorno de grão e de ferrita acicular ocorreram para o arame “metal cored”, enquanto as menores frações de ferrita com segunda não alinhada ocorreram para o arame rutílico.

•Os maiores valores de dureza ocorreram para o arame rutílico, enquanto que os menores valores ocorreram para o arame “metal cored”.

•Caso uma alta taxa de deposição associada a uma boa penetração sejam os requisitos principais, as condições operacionais mais adequadas envolveriam a utilização do arame “metal cored” na soldagem com 75%Ar-25%CO

2.

•Caso as propriedades mecânicas adequadas da zona fundida (altas resistência mecânica e tenacidade) sejam os requisitos principais, as condições operacionais mais adequadas envolveriam a utilização do arame rutílico na soldagem com 75%Ar-25%CO

2.

•Uma boa aparência superficial do cordão, associada a uma isenção de respingos e a valores intermediários de propriedades mecânicas e penetração pode ser obtida com a utilização do arame básico na soldagem com 75%Ar 25%CO

2.

5. Agradecimentos

Os autores agradecem a todos que contribuíram para a realização deste trabalho. Em particular à FAPEMIG pelo apoio financeiro, representado por concessão de bolsa de iniciação científica e pela contratação do Projeto de Pesquisa TEC 423/06.

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Comparação do Desempenho Operacional e das Características do Cordão na Soldagem com Diferentes Arames Tubulares em Polaridade Negativa

6. Referências Bibliográficas

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(Recebido em 07/06/2011; Texto final em 10/12/2011).Artigo originalmente publicado no CONSOLDA 2010

Soldabilidade de Aços Resistentes à Abrasão da Classe de 450 HB de Dureza

(Weldability of Abrasion-Resistant Steels of 450 HB Hardness)

Gabriel Corrêa Guimarães1, Ramsés Ferreira da Silva1, Luiz Carlos da Silva1

1Usiminas, Centro de Tecnologia Usiminas – Unidade Ipatinga, Ipatinga, Minas Gerais, Brasil. [email protected], [email protected], [email protected]

Resumo

Os aços resistentes à abrasão da classe de 450 HB de dureza combinam a adição de carbono e de elementos de liga, visando à obtenção de uma microestrutura completamente martensítica e com elevada dureza ao longo de toda espessura da chapa. Porém, em virtude desta combinação, geralmente expressa pelo carbono equivalente, estes aços apresentam difícil soldabilidade. O objetivo deste trabalho foi avaliar a soldabilidade de dois aços resistentes à abrasão da classe de 450 HB de dureza, aos quais se distinguem o carbono equivalente e a espessura. Realizou-se ensaio Tekken para avaliação da susceptibilidade ao trincamento a frio induzido por hidrogênio e para determinação da temperatura de préaquecimento para soldagem. Além disso, foram confeccionadas juntas soldadas utilizando-se o processo MIG/MAG automático com diferentes aportes térmicos. As juntas soldadas foram caracterizadas mediante análise metalográfica e ensaios mecânicos. Verificou-se que nenhum dos aços necessitou de préaquecimento. Observou-se que a junta soldada do aço de menor carbono equivalente apresentou melhores resultados de dobramento, principalmente, quando utilizada a maior energia de soldagem. Este aço também apresentou os maiores valores de energia absorvida por impacto Charpy-V.

Palavras-chave: Soldabilidade. Aço resistente à abrasão. Carbono equivalente. MIG/MAG.

Abstract: Abrasion-resistant steels of 450 HB hardness combine carbon and alloying elements addition aiming a completely martensitic microstructure and high hardness by all thickness of the plate. But due this combination, generally represented by carbon equivalent, these steels present a difficult weldability. The aim of this work was evaluate the weldability of two abrasion-resistant steels of 450 HB hardness, both with different carbon equivalent and thickness. It was conducted Tekken test to evaluate the susceptibility to cold cracking induced by hydrogen and to determinate preheating temperature for welding. Besides that, welded joints using automatic MIG/MAG welding process with different heat inputs were manufactured. The welded joints were characterized by metallographic analyses and by mechanical tests. It was verified that both steels do not need preheating temperature. It was noted that the welded joints from steel with smaller carbon equivalent presented better results in the bending test, principally when used the higher heat input. This steel still presented bigger absorbed energy from the CharpyV impact test.

Key-words: Weldability. Abrasion-resistant steels. Carbon equivalent. MIG/MAG.

1. Introdução

Aços resistentes à abrasão da classe de 450 HB de dureza são aços processados por tratamento térmico de têmpera e que apresentam microestrutura martensítica de elevada dureza ao longo de toda espessura da chapa, devido à combinação entre o carbono e os elementos de liga adicionados a estes aços. Esta combinação é geralmente expressa pelo carbono equivalente, que tem sido muito utilizado para estimar a soldabilidade dos aços [1].

Atualmente, diversas fórmulas [1,2] podem ser utilizadas para se calcular o carbono equivalente de um aço, sendo que algumas são mais representativas que outras, dependendo dos

teores dos elementos químicos dos aços e de suas aplicações. Dentre estas fórmulas, a mais comumente utilizada é a proposta pelo IIW (International Institute of Welding), mostrada na Equação 1:

(1)

Quanto maior o carbono equivalente de um aço, maior sua susceptibilidade ao trincamento a frio induzido por hidrogênio, logo, maior sua dificuldade em proporcionar juntas soldadas de boa qualidade [1]. Porém, apesar de ser uma maneira rápida e fácil de avaliar a soldabilidade de um aço, o carbono equivalente não é suficiente para prevê-la. Fatores como espessura da chapa e energia de soldagem também devem ser levados em consideração [1,3].

Buscando a melhoria de desempenho dos aços quanto à soldabilidade, novos projetos de liga têm sido desenvolvidos visando à redução do carbono equivalente, porém, sem

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Soldabilidade de Aços Resistentes à Abrasão da Classe de 450 HB de Dureza

Tabela 1. Composição química e sua especificação para os aços avaliados (A e B), assim como o CE e a espessura das chapas.

AçoElementos químicos (em % peso)

CEEspessura

(mm)C Mn Cr Ni Cu

A 0,25 1,29 0,27 0,019 0,017 0,52 9,5

Especificação ≤ 0,27 ≤ 1,50 ≤ 0,80 NE (a) NE - -

B 0,20 1,20 0,02 0,052 0,009 0,41 8,0

Especificação ≤ 0,22 ≤ 1,50 ≤ 0,80 NE NE - -

Nota: (a) NE = não especificado

Figura 1. Ilustração do corpo de prova utilizado na realização do ensaio Tekken.

alteração das propriedades mecânicas dos aços. Sendo assim, este trabalho teve como objetivo avaliar a soldabilidade de dois aços resistentes à abrasão da classe de 450 HB de dureza, com espessuras e CE distintos. As juntas soldadas foram obtidas utilizando-se o processo de soldagem MIG/MAG automático, sendo que, para cada aço, empregaram-se dois aportes térmicos diferentes.

2. Procedimento Experimental

2.1 Materiais

Foi avaliada a soldabilidade de dois aços cujas composições químicas e especificações encontram-se na Tabela 1. Nesta tabela ainda são apresentados o CE destes aços, Equação 1, e a espessura das chapas avaliadas.

2.2 Ensaio Tekken

Para avaliação da susceptibilidade ao trincamento a frio induzido por hidrogênio e determinação da temperatura de pré-aquecimento, realizou-se ensaio Tekken conforme a norma JIS Z 3158[4]. Na Figura 1 temse a ilustração do corpo de prova utilizado no ensaio. Dentre os ensaios de auto-restrição, o Tekken, é considerado um dos mais severos, em função do

elevado grau de restrição imposto à solda (solda de restrição) e ao acentuado efeito do entalhe (ver seção A – A’ na Figura 1)[3].

Os corpos de prova foram preparados conforme ilustrado na Figura 1, onde e é a espessura da chapa. Os corpos de prova foram avaliados na temperatura ambiente. O processo de soldagem utilizado foi o MIG/MAG automático com consumível da classe AWS ER 70S-6 (490 MPa de limite de resistência). O aporte de calor empregado foi de 1,6 kJ/mm, com uma vazão de mistura gasosa (80% argônio e 20% CO

2) de 12 L/min.

Decorridas 12 horas da realização da solda de teste, verteu-se solução aquosa de ácido clorídrico a 2% do lado da raiz do cordão de solda, a fim de promover a oxidação de possíveis trincas existentes, tanto na raiz quanto na seção do cordão. Por fim, após 48 horas da realização da solda de teste, retirou-se a solda de restrição através de corte na serra e encaminhou-se o corpo de prova para análise da ocorrência de trincas.

A medição do comprimento das trincas na face, na seção e na raiz do cordão de solda foi realizada de acordo a norma JIS Z 3158[4]. Foram avaliados 2 corpos de prova por aço.

2.3 Confecção e Caracterização das Juntas Soldadas

As juntas soldadas dos aços A e B foram confeccionadas utili-zando-se aportes de calor de 1,0 e 1,6 kJ/mm. O processo e o consumível de soldagem utilizados foram os mesmos emprega-

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Gabriel Corrêa Guimarães, Ramsés Ferreira da Silva, Luiz Carlos da Silva

dos na realização do ensaio Tekken, assim como a vazão e a pro-porção da mistura gasosa. Na Figura 2 e na Tabela 2 apresentam-se, respectivamente, a geometria do chanfro e os parâmetros de soldagem empregados.

Figura 2. Ilustração da geometria do chanfro empregado na confecção das juntas soldadas dos aços A e B.

Tabela 2. Parâmetros de soldagem utilizados na confecção das juntas soldadas dos aços A e B.

Energia de soldagem (kJ/mm) 1,6 (alto) 1,0 (baixo)

Corrente (A) 260 200

Tensão (V) 26 24

Velocidade (mm/min) 250 290

Nº de passes 1 2

Para caracterização das juntas soldadas, realizou-se análise metalográfica após ataque com reagente químico nital 4% em seções transversais à junta e no plano da espessura das chapas, com auxílio de microscópio ótico. Também foi realizado ensaio de dureza Vickers com carga de 1 kgf e distância entre impressões de 0,5 mm.

Os corpos de prova para o ensaio de dobramento foram confeccionados segundo o código ASME, seção IX [5], e ensaiados com base na norma ASTM A370 [6]. A condição de dobramento utilizada foi a de 3E90º (E = espessura da chapa), que é a mesma especificada para o metal base dos aços A e B. Foram realizados ensaios de dobramento tanto de face quanto de raiz. Os corpos de prova não reprovados a 90º foram dobrados até 180º. Foram ensaiados 3 corpos de prova por condição de dobramento.

Os ensaios de impacto nas juntas soldadas foram realizados em corpos de prova Charpy-V do tipo subsize, com dimensões de 5 x 10 x 55 mm, retirados no centro da espessura e confeccionados de acordo com a norma ASTM A370 [6]. Os entalhes foram posicionados na linha de fusão (LF) e em posições distanciadas a 2 mm e a 5 mm desta linha, no lado correspondente ao ângulo reto do chanfro. Foram ensaiados 3 corpos de prova por posição de entalhe para cada junta soldada. A temperatura empregada no ensaio foi de -40ºC.

3. Resultados e Discussão

3.1 Ensaio Tekken

Observou-se que não houve trincamento a frio para ambos os aços após realização de ensaio Tekken à temperatura ambiente.

Desta forma, concluiu-se que nenhum dos aços necessita de pré-aquecimento para soldagem, possivelmente, devido às baixas espessuras das chapas. Sabe-se que quanto menores o CE e a espessura de um aço, menor sua susceptibilidade ao trincamento a frio induzido por hidrogênio [3]. O fato de o aço A não apresentar trincamento a frio, mesmo possuindo CE superior ao do aço B, sugere que a sua baixa espessura tenha contribuído para isto.

3.2 Análises Metalográficas

Nas Figuras 3 e 4 têm-se o aspecto macrográfico e o perfil de dureza das juntas soldadas dos aços A e B com energia de soldagem de 1,6 kJ/mm, respectivamente. De maneira geral, percebe-se que, em ambos os aços, não há variação significativa de dureza entre a zona termicamente afetada (ZTA) na face, no centro e na raiz. Todavia, nota-se que o perfil de dureza do aço A é bem distinto do apresentado pelo aço B, Figuras 3 (b) e 4 (b), respectivamente. Após queda a partir do metal base (MB), a dureza na ZTA do aço A elevase, tornando a diminuir até a dureza da região do metal de solda (MS). Já para o aço B, a dureza na ZTA diminui em relação ao metal base e eleva-se até o valor de dureza do metal de solda.

As microestruturas relativas a três regiões distintas da ZTA dos aços A e B são apresentadas nas Figuras 5 e 6, respectivamente. Estas regiões estão indicadas como I, II e III nas Figuras 3 e 4. Comparando-se as microestruturas dos aços A e B nestas regiões, observa-se que elas são semelhantes, principalmente na região I, que apresenta martensita nos seus primeiros estágios de decomposição como constituinte. Nas regiões II e III, o aço A apresenta menor quantidade de ferrita que o aço B, logo, maior quantidade de constituintes de segunda fase, especialmente, bainita e martensita.

A explicação para a diferença observada no comportamento da dureza da ZTA entre os aços A e B pode estar relacionada ao maior CE do aço A e, também, à sua maior espessura. Quanto maior o CE de um aço maior sua propensão à formação de microestruturas de maior dureza na ZTA [7]. Além disso, o aço A possui espessura em torno de 20% maior que o aço B, ou seja, uma maior área para dissipação do calor gerado durante a soldagem. Isto contribui para o mais rápido resfriamento da ZTA, favorecendo ainda mais a formação de microestruturas de maiores durezas, como de fato observado nas Figuras 5 e 6.

Nas Figuras 7 e 8 têm-se o aspecto macrográfico e o perfil de dureza das juntas soldadas dos aços A e B com energia de soldagem de 1,0 kJ/mm, respectivamente. Nota-se que, em ambos os aços, na região indicada pelo retângulo tracejado, existem diferenças de dureza entre a ZTA da face, do centro e da raiz, ao contrário do que foi observado nas juntas soldadas com energia de soldagem de 1,6 kJ/mm.

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Soldabilidade de Aços Resistentes à Abrasão da Classe de 450 HB de Dureza

Figura 3. Aspecto macrográfico e perfil de dureza Vickers da junta soldada do aço A com energia de soldagem de 1,6 kJ/mm.

Figura 4. Aspecto macrográfico e perfil de dureza Vickers da junta soldada do aço B com energia de soldagem de 1,6 kJ/mm.

Figura 5. Microestruturas das regiões I, II e III da ZTA do aço A, conforme indicado na Figura 3. Análise via microscopia ótica. Energia de soldagem: 1,6 kJ/mm. Aumento original: 500X. Ataque: nital 4%.

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Gabriel Corrêa Guimarães, Ramsés Ferreira da Silva, Luiz Carlos da Silva

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Figura 6. Microestruturas das regiões I, II e III da ZTA do aço B, conforme indicado na Figura 4. Análise via microscopia ótica. Energia de soldagem: 1,6 kJ/mm. Aumento original: 500X. Ataque: nital 4%.

Figura 7. Aspecto macrográfico e perfil de dureza Vickers da junta soldada do aço A com energia de soldagem de 1,0 kJ/mm.

Figura 8. Aspecto macrográfico e perfil de dureza Vickers da junta soldada do aço B com energia de soldagem de 1,0 kJ/mm.

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Figura 9. Microestruturas de diferentes regiões da ZTA da junta soldada do aço A, conforme indicado no círculo tracejado na Figura 7. Análise via microscopia ótica. Energia de soldagem: 1,0 kJ/mm. Aumento original: 500X. Ataque: nital 4%.

Figura 10. Microestruturas de diferentes regiões da ZTA da junta soldada do aço B, conforme indicado no círculo tracejado na Figura 8. Análise via microscopia ótica. Energia de soldagem: 1,0 kJ/mm. Aumento original: 500X. Ataque: nital 4%.

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As microestruturas relativas à ZTA nas regiões da face, do centro e da raiz, observadas na região indicada pelo círculo tracejado nas Figuras 7 e 8, são apresentadas nas Figuras 9 e 10, para os aços A e B, respectivamente. Observa-se que a microestrutura da ZTA na região da face da junta soldada do aço A é similar a do aço B, Figuras 9 (a) e 10 (a), diferindo-se na proporção dos constituintes (ferrita e martensita). Nota-se, também, que ambos os aços apresentam microestruturas diferentes na ZTA em regiões do centro e da raiz da junta soldada, Figuras 9 (b), 9 (c), 10 (b) e 10 (c). A explicação para este fato se baseia no efeito do segundo passe de solda sobre a microestrutura gerada pelo passe prévio [7].

As temperaturas de pico alcançadas nas regiões do centro e da raiz da junta soldada não proporcionam o crescimento do grão austenítico, causando seu refinamento e a formação de constituintes de menor dureza [7], tais como ferrita, perlita e bainita, e/ou promovendo a decomposição da martensita do metal base. Estes constituintes, em conjunto ou isolados,

foram observados nas microestruturas das ZTA no centro e na raiz das juntas soldadas dos aços A, Figuras 9 (b) e 9 (c), e B, Figuras 10 (b) e 10 (c).

3.2 Ensaios Mecânicos

Na Tabela 3 são apresentados os resultados obtidos dos ensaios de dobramento das juntas soldadas. De maneira geral, percebe-se que o aço B apresenta melhores resultados de dobramento a 3E-90º que o aço A, principalmente quando utilizada a energia de soldagem de 1,6 kJ/mm. Este comportamento ocorreu, provavelmente, em decorrência do menor CE do aço B, que proporcionou a formação de microestruturas mais dúcteis na sua ZTA, Figuras 6 (b), 6 (c) e 10. Estas microestruturas provavelmente conferiram melhor acomodação da deformação durante os ensaios de dobramento. Ressalta-se que, para a energia de soldagem de 1,6 kJ/cm, a maioria dos corpos de prova do aço B também foi aprovada a 180º.

Tabela 3. Resultados obtidos no ensaio de dobramento das juntas soldadas dos aços A e B, soldadas com aportes de calor de 1,0 e 1,6 kJ/mm.

Aço Aporte de calor (kJ/mm) Tipo de dobramento Número do ensaio

Dobramento

3E

90º 180º

A

1,0

Face

1 Reprovado -

2 Reprovado -

3 Reprovado -

Raiz

1 Reprovado -

2 Reprovado -

3 Reprovado -

1,6

Face

1 Reprovado -

2 Reprovado -

3 Reprovado -

Raiz

1 Reprovado -

2 Reprovado -

3 Reprovado -

B

1,0

Face

1 Aprovado Reprovado

2 Aprovado Reprovado

3 Reprovado -

Raiz

1 Reprovado -

2 Reprovado -

3 Aprovado Reprovado

1,6

Face

1 Aprovado Aprovado

2 Aprovado Aprovado

3 Aprovado Aprovado

Raiz

1 Aprovado Aprovado

2 Aprovado Aprovado

3 Reprovado -

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Soldabilidade de Aços Resistentes à Abrasão da Classe de 450 HB de Dureza

Nas Figuras 11 e 12, apresentam-se os valores de energia absorvida das juntas soldadas dos aços A e B após ensaio de impacto Charpy-V.

Percebe-se que para a energia de soldagem de 1,6 kJ/mm, Figura 11, as juntas soldadas do aço B apresentam valores de energia absorvida superiores aos das juntas soldadas do aço A. Observa-se que, para as juntas soldadas do aço B, os valores de energia absorvida se elevam à medida que se afasta da linha de fusão (LF). Para a energia de soldagem de 1,0 kJ/mm, Figura 12, nota-se que as juntas soldadas do aço B apresentam valores de energia absorvida superiores aos das juntas soldadas do aço A, à exceção dos corpos de prova com entalhe a 2 mm da linha de fusão (LF + 2 mm).

Os maiores valores de energia absorvida após ensaio de impacto Charpy-V para a junta soldada do aço B devem estar relacionados à presença de microestruturas mais tenazes nas regiões avaliadas (LF, LF + 2 mm e LF + 5 mm), propiciadas pelo seu menor CE. A exceção observada para os corpos de prova com entalhe a 2 mm da linha de fusão das juntas soldadas com energia de soldagem de 1,0 kJ/mm pode estar associada à espessura do aço B. Como a sua espessura é menor que a do aço A, a dissipação do calor gerado durante a soldagem ocorre mais lentamente, propiciando um maior crescimento de grão austenítico e a formação de microestruturas mais grosseiras próxima à linha de fusão. Como microestruturas mais grosseiras são deletérias à tenacidade [7], o aço B apresentou menor valor de energia absorvida a 2 mm da linha de fusão.

As juntas soldadas com baixa energia de soldagem (1,0 kJ/mm) apresentaram maiores valores de energia absorvida do que as soldadas com alto aporte (1,6 kJ/mm), possivelmente devido ao refino da microestrutura causado pelo reaquecimento da ZTA do passe prévio, em decorrência do segundo passe de solda [7].

Figura 11. Resultados de energia absorvida das juntas soldadas dos aços A e B com energia de soldagem de 1,6 kJ/mm,

em diferentes posições de entalhe, após ensaio de impacto Charpy-V a 40ºC.

Os menores valores de energia absorvida das juntas soldadas de ambos os aços foram observados para os corpos de prova em que o entalhe encontrava-se na linha de fusão. Este fato pode estar associado às microestruturas mais grosseiras e de menores temperaturas de transformação formadas nesta região, que são

deletérias à tenacidade das juntas soldadas [7]. Na Figura 5 (c), que representa uma região da ZTA da junta soldada do aço A próxima à linha de fusão, nota-se que a microestrutura presente é mais grosseira que a observada na Figura 5 (b), uma região da ZTA mais afastada da linha de fusão. Isto também foi observado para o aço B, Figuras 6 (b) e 6 (c).

Figura 12. Resultados de energia absorvida das juntas soldadas dos aços A e B com energia de soldagem de 1,0 kJ/mm,

em diferentes posições de entalhe, após ensaio de impacto Charpy-V a 40ºC.

4. Conclusões

Para as espessuras avaliadas (9,5 mm para o aço A e 8,0 mm para o aço B), concluiu-se que nenhum dos aços necessita de pré-aquecimento para soldagem, por não terem apresentado trincamento a frio induzido por hidrogênio à temperatura ambiente.

De maneira geral, o aço A apresentou os maiores valores de dureza na ZTA que o aço B, independente da energia de soldagem utilizada.

Percebeu-se que o aço B apresentou melhores resultados de dobramento a 3E-90º, atendendo, inclusive, a especificação do metal base. Este aço apresentou, também, maiores valores de energia absorvida.

Desta forma, concluiu-se que o aço B apresentou melhor soldabilidade que o aço A, muito em função de seu menor CE.

5. Referências Bibliográficas

[1] NEWELL, W. F. Understanding and Using Carbon Equivalent Formulas. WELDING JOURNAL. Setembro/1995, p. 57-58. [2] SUZUKI, H. Comparison of Carbon Equivalents for Steel Weldability. RIVISTA ITALIANA DELLA SOLDATURA. Ano 39, n. 4, julho-agosto/1987, p. 339-349.[3] DEFOURNY, J. Guide to Weldability and Metallurgy of Welding of Steels Processed by Thermomechanical Rolling or by Accelerated Cooling. WELDING IN THE WORLD. Vol. 3, n. 1, 1994, p. 2-33.[4] NORMA JIS Z 3158 – Method of Y Groove Cracking Method. JAPENESE INTERNATIONAL STANDARD, 1993, 6p.

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Gabriel Corrêa Guimarães, Ramsés Ferreira da Silva, Luiz Carlos da Silva

[5] CÓDIGO ASME, Seção IX – Qualificação de Soldagem. THE AMERICAN SOCIETY OF MECHANICAL ENGINEERS, 1980, 212p.[6] NORMA ASTM-A370 – Standard Test Methods and Definitions for Mechanical Testing of Steel Products. AMERICAN SOCIETY FOR TESTING AND MATERIALS INTERNATIONAL, 2009, 47p.[7] SILVA, R. F. Caracterização da Zona Termicamente Afetada de Aço Produzido via Resfriamento Acelerado: 2010, 194p. Dissertação (Mestrado) – Departamento de Engenharia Metalúrgica, Universidade Federal de Minas Gerais.

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369Soldag. Insp. São Paulo, Vol.16, No. 4, p.369-376, Out/Dez 2011

(Recebido em 08/06/2011; Texto final em 17/12/2011).

Influência do Material de Base sobre o Rendimento de Fusão em Soldagem a Arco

(Influence of Base Material on the Melting Efficiency in Arc Welding)

Ruham Pablo Reis1, André Luis Gonçalves da Costa1; Fernanda Mendonça Silveira1; Paulo Rosa da Mota1; Robson José de Souza1, Américo Scotti1

Universidade Federal de Uberlândia, Faculdade de Engenharia Mecânica, Laprosolda, Uberlândia, Minas Gerais, Brasil, [email protected], [email protected]

Resumo

O objetivo deste trabalho foi determinar o comportamento do rendimento bruto de fusão em soldagem a arco frente a diferentes tipos de material de base (aço ao carbono, aço inoxidável e alumínio). Como extensão, objetivou-se também estimar de forma indireta o rendimento térmico do processo em questão usando-se estimação de isotermas por método analítico. Para isto, foram feitas soldagens sobre placas de teste utilizando-se o processo TIG nos três materiais em dois níveis de corrente de soldagem. Foi verificado que o rendimento bruto de fusão é muito baixo (menor que 10%), mas tende a aumentar com a elevação do nível de corrente de soldagem (efeito da dimensão da peça). O alumínio apresentou o menor rendimento de fusão, tendo o aço inoxidável apresentado o melhor aproveitamento do calor imposto. Em relação ao rendimento térmico, a metodologia proposta não se mostrou adequada.

Palavras-chave: Soldagem, Rendimento de Fusão, Rendimento Térmico, TIG CA.

Abstract. The aim of this work was to determine the behavior of the gross melting efficiency in arc welding towards different types of materials (carbon steel, stainless steel and aluminum alloy). An extra objective was to indirectly estimate the thermal efficiency of the process using the estimation of isotherms by analytic methods. For that, welds were carried out over three materials at two welding current levels using the GTAW process. It was verified that the melting efficiency is very low (lower than 10%), yet it rises by increasing the current level (effect of material size). The aluminum alloy presented the lowest melting efficiency in contrast to the highest heat yield of the stainless steel. With respect to the thermal efficiency, the proposed methodology was not adequate.

Key-words: Welding, Melting Efficiency, Thermal Efficiency, AC GTAW.

1. Introdução

Em soldagem de uma forma geral, existe uma grande tendência em se dar importância ao rendimento térmico dos processos de soldagem (η

t), que é a razão entre o calor transferido

para o material a ser soldado (Qimp

) e a energia elétrica fornecida pela fonte de soldagem (E). A Tabela 1 apresenta dados de η

t

compilados por Fuerschbach [1] para diversos processos. Como se vê, cada processo apresenta valores ou faixas de η

t com os

quais pesquisadores podem fazer previsão do ciclo térmico sob o qual a solda estará sujeita e das possíveis alterações metalúrgicas e respectivas propriedades mecânicas decorrentes.

Apesar da importância do rendimento térmico sob o ponto de vista de soldabilidade, o rendimento bruto de fusão (η

bf),

que relaciona o calor que realmente foi utilizado para promover a formação da poça de um dado material (Q

f) com a energia

elétrica fornecida pela fonte de soldagem (E), é muitas vezes pouco explorado. Na verdade, a definição de rendimento de fusão pode alcançar outras abordagens, como a de que relaciona

o calor que realmente foi utilizado para promover a fusão de material com o calor realmente imposto pelo arco de soldagem. Esta definição leva ao termo de rendimento efetivo (ou líquido) de fusão (η

ef), já que na prática seria a razão entre o calor que

realmente foi utilizado para promover a fusão de material (Qf) e a energia da fonte de soldagem (E), mas levando-se em conta o rendimento térmico do processo de soldagem (η

t). Seja o

rendimento bruto ou o rendimento efetivo, ambos são de difícil quantificação (naturalmente maior para o rendimento líquido). Assim, de uma forma geral, a quantidade de trabalhos que estudam o rendimento de fusão é escassa, dando-se muitas vezes ênfase somente ao rendimento térmico [2].

Mas, na verdade, o rendimento de fusão é de suma importância para avaliar a eficiência de um processo sobre as características operacionais do mesmo, por exemplo, casos em que se busca o aumento de produtividade (produzir cordões com o mínimo de fusão do material de base, gastando-se o mínimo de energia, mas completando o cordão com o máximo de velocidade (ou seja, a relação entre taxa de fusão e energia imposta). É importante ressaltar que soldas com baixo rendimento de fusão resultam em aquecimento excessivo do metal de base, aumentando as chances de danos estruturais (trincas e distorções, por exemplo) e micro-estruturais (mudanças metalúrgicas e precipitações de fases, etc.). Fuerschbach e Eisler [3], apesar de não apresentarem

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370 Soldag. Insp. São Paulo, Vol.16, No. 4, p.369-376, Out/Dez 2011

Ruham Pablo Reis, André Luis Gonçalves da Costa; Fernanda Mendonça Silveira; Paulo Rosa da Mota; Robson José de Souza, Américo Scotti

Tabela 1. Rendimentos térmicos para processos de soldagem por fusão [1]

Processo de Soldagem

MIG Laser CO2

TIG Plasma Arco Submerso Eletrodo Revestido

ht

85% 20-90% 67-80% 47-75% 90% 75%

resultados referentes a processos de soldagem a arco, mostraram que para Laser CO

2 o rendimento líquido de fusão varia de 30 a

50% e é função da velocidade de soldagem. Já segundo Karkhin et al. [4], este valor é de cerca de 48%.

A razão para se usar geralmente apenas o ηt, dentre outras,

parece residir na tradição metalúrgica das pesquisas em soldagem, mesmo que a determinação do η

bf possa ser até mais

simples do que a determinação do ηt. Desta forma, o objetivo

deste trabalho é aplicar e avaliar uma metodologia prática de determinação do efeito do material de base sobre o rendimento bruto de fusão em soldagem a arco. Além disso, para comparar resultados deste trabalho com os encontrados na literatura, propõe-se também usar uma metodologia para determinar indiretamente o rendimento térmico do processo.

2. Metodologia e Procedimento Experimental

Na execução dos experimentos, foi utilizada uma mesma condição de soldagem para três materiais diferentes, a saber: aço de baixo carbono, aço inoxidável austenítico e uma liga comercial de alumínio. As dimensões das placas de teste (47 mm x 195 mm x 6,4 mm) foram mantidas constantes para todos os materiais. Para a execução das soldagens, utilizou-se o processo TIG automático em CA com onda quadrada (de forma a se conseguir soldar os três tipos de materiais em mesmas condições), com eletrodo torinado (diâmetro de 2,4 mm), em posição plana e sem material de adição. O gás de proteção utilizado foi argônio puro (comercial). Além disso, a distância eletrodo-peça foi sempre mantida em 2 mm como forma de minimizar possíveis perturbações no arco. Os parâmetros de soldagem, tensão e corrente, foram monitorados por um sistema de aquisição A/D de dados, a uma taxa de 10 kHz por canal e com resolução de 12 bits.

Para a realização da soldagem, foram tomados os devidos cuidados com relação à preparação e fi xação das placas de teste. Estas foram limpas por meio de escovas (apropriadas conforme as características de cada material) para remoção de óxidos e impurezas presentes em suas superfícies. A fi xação foi feita por meio de um suporte de aço carbono, sendo que as chapas foram devidamente apoiadas em 3 roletes que foram posicionados de maneira a minimizar a distorção das mesmas e a perda de calor por condução para o suporte. A Figura 1 mostra o sistema de fi xação utilizado.

Antes de proceder à soldagem, utilizou-se o modelo baseado na teoria de Rosenthal [5] para assegurar que se trabalharia, por opção, sempre na condição de chapa espessa (fl uxo de calor tridimensional). De acordo com o modelo proposto, para a dissipação de calor ser tridimensional, a chapa deve possuir uma espessura mínima. Através da Equação 1, pode-se estimar

a energia máxima que pode ser imposta sobre a chapa (chapa de teste) para que esta ainda seja considerada espessa.

Figura 1. Suporte utilizado para fi xação das placas de teste

(1),

onde h é a espessura da chapa, ρ a densidade do material, c o calor específi co do mesmo, T

f sua temperatura de fusão

(garantia de formação da poça de fusão), T0 a temperatura de

pré-aquecimento (neste caso a ambiente), ηt o rendimento

térmico do processo, vsol

a velocidade de soldagem e o produto UI (tensão pela corrente de soldagem) a potência elétrica fornecida. Segundo o proposto por Rosenthal [4], para que a chapa seja considerada espessa, τ deve ser maior que 0,9.

Considerando o caso do alumínio, que se acreditava ser a situação mais crítica, pelo mesmo possuir a maior condutividade térmica e menor temperatura de fusão (h = 0,64 cm, ρ = 2,8 g/cm3, c = 0,9 J/goC, T

f = 649 oC, T

o = 25 oC) e considerando uma

velocidade de soldagem de 20 cm/min e um rendimento térmico do processo de soldagem TIG CA de 43% [6], da Equação 1 pode-se, então, estimar que a máxima energia de soldagem que pode ser imposta sobre o corpo confeccionado deste material para que o fl uxo de calor seja tridimensional é de cerca de 616 W. Como a tensão efi caz resultante do processo TIG gira em torno de 12 V, pode-se dizer que a corrente máxima de soldagem

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371Soldag. Insp. São Paulo, Vol.16, No. 4, p.369-376, Out/Dez 2011

que pode ser aplicada para assegurar as condições requeridas é de cerca de 50 A.

A partir deste resultado, efetuou-se a soldagem em uma placa de teste de alumínio e verifi cou-se, após análise macrográfi ca, que o objetivo de se conseguir um fl uxo tridimensional havia sido obtido, mas a área fundida obtida tinha dimensões tão reduzidas que não haveria sensibilidade sufi ciente para execução das medições geométricas que seriam posteriormente usadas na determinação do rendimento bruto de fusão.

Como se necessitava de uma área fundida de maiores dimensões, um aumento na energia de soldagem utilizada foi promovido para uma condição em que a penetração resultante não superasse 1/3 da espessura da chapa, ou seja, penetração máxima de 2,1 mm (atendendo-se, ainda, o critério de dissipação tridimensional de calor nos três materiais). Foram, então, feitos testes em dois níveis de corrente de soldagem, 150 e 175 A (que em testes preliminares demonstraram atender a meta de penetração), para cada tipo de material. A Tabela 2 mostra os parâmetros de soldagem utilizados em ambos os níveis de corrente.

As soldagens foram realizadas no centro de cada corpo de prova, sendo que cada cordão foi iniciado e fi nalizado a 10 mm da extremidade das chapas, sendo retiradas em seguida, para análise geométrica, três seções transversais de cada corpo de

prova. Estas amostras foram retiradas sempre com o mesmo espaçamento e descartando as extremidades dos cordões. Os corpos de prova, após a soldagem, foram então seccionados em uma cortadeira metalográfi ca e lixados com lixas de granulação 220, 320, 400 e 600, sendo em seguida atacados quimicamente para a revelação da zona fundida para posterior medição dos parâmetros geométricos (largura, penetração e área fundida) por meio de aquisição digital de imagens e tratamento por softwares comerciais.

A Tabela 3 mostra os parâmetros geométricos obtidos para cada material nos dois níveis de corrente utilizados e as Figuras 2 e 3 ilustram as seções transversais típicas de cada condição de soldagem, nas quais a área fundida foi sombreada para facilitar sua visualização. Pode-se observar que, utilizando o nível de corrente de 150 A, a maior área fundida ocorreu no corpo de prova de aço carbono, seguido pelo de aço inoxidável e fi nalmente pelo de alumínio. No entanto, com a elevação do nível da corrente de soldagem para 175 A, o alumínio passou a apresentar a área fundida mais relevante, vindo a seguir o aço carbono e aço inoxidável. Esta inversão na ordem de grandeza das áreas fundidas pode ter ocorrido devido à possibilidade do fl uxo de calor ter passado a ser bidimensional (chapa fi na) no corpo de prova de alumínio para o nível de corrente de 175 A.

Tabela 2. Parâmetros de soldagem

Corrente (A) Vazão (l/min) vsol

(cm/min) DEP (mm) t + (ms) t – (ms)

150 10 20 2 2 20

175 10 20 2 2 20

Tabela 3. Parâmetros geométricos dos cordões de solda obtidos

Corrente de soldagem(A)

Parâmetro geométrico

Material

Aço carbono Aço inoxidável Alumínio

Média Desvio padrão Média Desvio padrão Média Desvio padrão

Penetração (mm) 1,70 0,04 1,29 0,05 1,12 0,03

150 Largura (mm) 4,49 0,39 5,20 0,05 4,55 0,12

Área fundida (mm2) 5,08 0,51 4,73 0,20 3,64 0,29

175

Penetração (mm) 1,84 0,02 1,66 0,01 1,80 0,13

Largura (mm) 5,46 0,21 5,95 0,46 6,37 0,23

Área fundida (mm2) 6,77 0,22 6,40 0,59 8,14 0,81

Nota: DEP = distância eletrodo-peça, vsol

= velocidade de soldagem e t = tempo em cada polaridade.

Infl uência do Material de Base sobre o Rendimento de Fusão em Soldagem a Arco

Figura 2. Seções transversais dos cordões realizados com 150 A

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Ruham Pablo Reis, André Luis Gonçalves da Costa; Fernanda Mendonça Silveira; Paulo Rosa da Mota; Robson José de Souza, Américo Scotti

Figura 3. Seções transversais dos cordões realizados com 175 A

Em seguida, a partir das áreas fundidas, das propriedades físicas dos materiais e com o auxílio de parâmetros termodinâmicos, as energias necessárias para fundir os volumes dos cordões foram calculadas e usadas para determinar os rendimentos brutos de fusão. Esses cálculos partiram da idéia de que a formação da poça é um processo térmico sob o qual um volume do material de base (não há material de adição) está sujeito, sendo regido pelo aquecimento até a sua temperatura de fusão (calor sensível de aquecimento), pelo calor latente de fusão desse volume, pelo aquecimento entre as temperaturas de fusão e a de evaporação (calor sensível de superaquecimento) e pelo calor latente de vaporização. Das leis da termodinâmica sabe-se que:

(2),

onde Qf é o calor gasto para formação da poça, m

p é a massa

da poça antes de qualquer perda por evaporação, cp é o calor

específi co do material de base numa dada faixa de temperatura, �T

f é a variação de temperatura da ambiente (T

0) até a de fusão

(Tf), L

f é o calor latente de fusão, �T

s é a variação de temperatura

desde a temperatura de fusão (Tf) até a de vaporização (T

v), m

v a

massa vaporizada e Lv é o calor latente de vaporização.

Para esse estudo, a parcela referente ao calor sensível do su-peraquecimento da poça e aquela referente ao calor latente de

vaporização foram assumidos como desprezíveis. Esta simplifi -cação foi adotada uma vez que superaquecimentos, conseqüen-temente evaporações, podem ser tomados como desprezíveis no volume de uma poça de fusão em soldagem, pois o calor para causá-los seria nesse fenômeno consumido para fundir uma maior massa do material, considerando que a velocidade da frente de fusão é igual à velocidade de soldagem, portanto já representada pelo parâmetro m

p. Desprezando também a va-

riação das propriedades físicas dos materiais em questão com a mudança de temperatura e considerando a poça de fusão como uma substância pura e que sua massa pode ser representada em termos de sua densidade (ρ) e volume (V

p), a Equação 3 permite

representar razoavelmente o fenômeno em estudo.

(3).

Considerando um comprimento unitário de cordão, o volume da poça assume numericamente o valor da área fundida (A

f). Então:

(4).

A Tabela 4 apresenta as principais propriedades físicas dos materiais utilizados, várias delas necessárias ao cálculo do calor efetivamente utilizado para a formação da poça.

Tabela 4. Propriedades físicas dos materiais analisados [7]

PropriedadesMaterial

Aço carbono Aço Inoxidável Alumínio

Condutividade térmica (W/cm⋅K) 0,519 0,163 1,37

Calor específi co (J/g⋅ºC) 0,45 0,58 0,9

Temperatura de fusão (ºC) 1550 1410 649

Densidade (g/cm3) 7,87 7,90 2,88

Calor latente de fusão (J/g) 247 265 396

Tabela 5. Calor efetivamente consumido durante a fusão

Corrente de Soldagem (A) Material Calor (J/cm)

150

Aço Carbono 372

Aço Inoxidável 399

Alumínio 97

175

Aço Carbono 496

Aço Inoxidável 539

Alumínio 217

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373Soldag. Insp. São Paulo, Vol.16, No. 4, p.369-376, Out/Dez 2011

Influência do Material de Base sobre o Rendimento de Fusão em Soldagem a Arco

Tabela 6. Valores de tensão e corrente eficazes e potência elétrica

Material Tensão (V) Corrente (A) Potência – UxI (W) Potência Instantânea (W)

Aço Carbono 12,5 150 1875 1654

Aço Inoxidável 11,9 150 1785 1528

Alumínio 10,6 151 1601 1477

Aço Carbono 13,7 174 2384 2079

Aço Inoxidável 12,2 174 2123 1813

Alumínio 10,7 175 1873 1709

Tabela 7. Rendimento bruto de fusão para as condições testadas

Material Corrente (A) Energia (J/cm) Calor (J/cm) Rendimento bruto de fusão (%)

Aço Carbono

150

4962 372 7,51

Aço Inoxidável 4584 399 8,69

Alumínio 4431 97 2,19

Aço Carbono

175

6237 496 7,95

Aço Inoxidável 5439 539 9,90

Alumínio 5127 217 4,24

Já de posse de todos os dados necessários, é possível estimar o calor efetivamente utilizado para a fusão dos diferentes materiais em ambos os níveis de corrente. A Tabela 5 apresenta o resultado deste cálculo. Observa-se que a quantidade de calor consumida para a fusão do alumínio foi bem menor se comparada à quantidade necessária para os dois tipos de aço.

A Tabela 6 mostra os valores de potência elétrica utilizada. Foram utilizados dois métodos de cálculo. Pelo simples produto da corrente eficaz pela tensão eficaz e efetuando a média do sinal de potência obtido através do produto instantâneo de cada valor dos parâmetros elétricos medidos durante a realização dos experimentos. Adotou-se o segundo método, pois este seria mais adequado. Segundo Joseph [8], se os valores de corrente e tensão eficazes forem apenas multiplicados, a tendência é que o calor teoricamente transferido para a chapa seja até 10% mais elevado que o real.

3. Rendimento Bruto de Fusão: Resultado e Discussão

Como já se conhece a potência fornecida pelo processo de soldagem para cada combinação de material e corrente, pode-se calcular e energia gasta para cada uma dessas combinações:

(5),

onde E é a energia elétrica fornecida pela fonte de soldagem, I é a corrente de soldagem, U é tensão de arco, v

sol é a velocidade

soldagem e W é a potência fornecida pelo processo. A Tabela 7 mostra os rendimentos bruto de fusão para cada uma das condições testadas. É importante se destacar que, a rigor, o rendimento efetivo de fusão deveria ser calculado usando a energia imposta pelo processo de soldagem à chapa, o que corresponderia a eliminar o calor perdido para o meio ambiente, representado pelo rendimento térmico de soldagem (relação

entre a energia do processo de soldagem e o calor transferido para a chapa, seja para fundir ou só para aquecê-la). Porém, dada a dificuldade de se determinar este valor com precisão, neste trabalho tratar-se-á do rendimento bruto de fusão, que engloba o rendimento térmico e o rendimento efetivo de fusão.

A Figura 4 ilustra a relação entre o material e o rendimento bruto de fusão. Pode-se perceber que apenas uma parcela bem pequena da energia do arco é transformada em trabalho útil (para fundir a chapa). Entretanto, é importante ressaltar que seria esperado com o uso de TIG CC-, aplicável somente para o aço carbono e aço inoxidável, um maior rendimento bruto de fusão (mesmo que no presente caso, TIG CA, o arco esteve na polaridade positiva somente em 9% do tempo).

É bem provável que o alumínio tenha apresentado o menor rendimento bruto de fusão por possuir o maior calor específico e a maior condutividade térmica dentre os materiais testados, apesar de possuir, no entanto, a menor temperatura de fusão. O calor necessário para aquecer o material seria melhor representado pela capacidade térmica, que é uma relação direta entre o calor específico e a densidade (no caso do alumínio, uma menor densidade compensa na comparação o efeito do seu elevado calor específico). Por outro lado, o alumínio dissipa rapidamente grande parte do calor imposto pelo processo de soldagem, ao invés de aproveitá-lo para promover a sua fusão. Já com o aço inoxidável provavelmente ocorre fenômeno inverso. Como esse material possui uma condutividade térmica bem menor se comparado ao alumínio, o calor imposto é mais bem aproveitado para a fusão, apesar de possuir um ponto de fusão superior ao do alumínio. Pode-se dizer que com o aço carbono ocorre uma condição intermediária com relação às suas propriedades, resultando assim em um rendimento bruto de fusão também intermediário. Dessa forma, em coerência com Fuerschbach e Eisler [3] e Karkhin et al. [4], evidências são mostradas de que a soldagem TIG CA tem um rendimento bruto de fusão bem

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374

Figura 5. Infl uência da corrente de soldagem sobre o rendimento bruto de fusão

4. Rendimento Térmico do Processo: Resultado e Discussão

A partir das áreas fundidas encontradas para cada uma das combinações (tipo de material e nível da corrente de soldagem), é possível determinar um raio equivalente para cada uma dessas áreas (raio de um semicírculo de área igual à área da zona fundida para cada caso) e, através do modelo proposto por Rosenthal [9], estimar o rendimento térmico do processo de soldagem para cada condição testada. O valor do rendimento térmico foi estimado considerando a temperatura de pico como a temperatura de fusão do material em questão para uma distância igual ao chamado raio equivalente. A Tabela 8 mostra os valores das ár eas médias e dos raios equivalentes determinados para cada condição.

Soldag. Insp. São Paulo, Vol.16, No. 4, p.369-376, Out/Dez 2011

Ruham Pablo Reis, André Luis Gonçalves da Costa; Fernanda Mendonça Silveira; Paulo Rosa da Mota; Robson José de Souza, Américo Scotti

inferior a processos tradicionalmente mais efi cientes como, por exemplo, a soldagem a laser.

Nota-se também na Figura 4, com mais destaque (clareza) na Figura 5, que há uma infl uência do valor da corrente (ou da energia de soldagem) sobre o rendimento bruto de fusão. Quanto maior a corrente, maior o rendimento. Possivelmente, a razão para tal é que as placas de teste não trabalharam com a mesma capacidade de dissipação de calor nos dois níveis de energia de soldagem, apesar de cálculos, baseados na equação geral de Rosenthal [9], demonstrarem que a temperatura de pico a 23,5 mm do centro do cordão (extremidade do corpo de prova) foi, para ambos os níveis de corrente, de 25ºC, 25ºC e 32ºC para o aço ao carbono, aço inoxidável e alumínio, respectivamente, isso considerando um rendimento térmico de 43% já referenciado anteriormente. Esta suposição se confi rma pela inclinação das curvas, onde para o alumínio o efeito foi maior, seguido pelo aço inoxidável e pelo aço ao carbono.

Figura 4. Infl uência do tipo de material sobre o rendimento bruto de fusão

Tabela 8. Áreas médias e respectivos raios equivalentes para cada condição

Material Corrente (A) Área média da seção (cm2) Raio equivalente (cm)

Aço carbono

150

0,0508 0,180

Aço Inoxidável 0,0473 0,174

Alumínio 0,0364 0,152

Aço carbono

175

0,0677 0,208

Aço Inoxidável 0,0640 0,202

Alumínio 0,0814 0,228

Tabela 9. Desvio padrão da tensão de arco nas condições testadas

Material Corrente (A) Desvio padrão da tensão (V)

Aço Carbono

150

10,35

Aço Inoxidável 10,69

Alumínio 8,60

Aço Carbono

175

12,59

Aço Inoxidável 10,93

Alumínio 9,41

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375Soldag. Insp. São Paulo, Vol.16, No. 4, p.369-376, Out/Dez 2011

Infl uência do Material de Base sobre o Rendimento de Fusão em Soldagem a Arco

Efetuou-se o cálculo do rendimento térmico para os três materiais nas duas condições de corrente. Para a corrente de 150 A encontrou-se um rendimento térmico de 63,8%, 44,6% e 86,7% e, para a corrente de 175 A, obteve-se 61,4%, 48,3% e 114,2%, sempre respectivamente para aço carbono, aço inoxidável e alumínio. Devido até ao resultado de rendimento acima de 100%, acredita-se que para que essa aproximação seja válida, faz-se necessário que a forma da área fundida se assemelhe a um semicírculo. Como pode se verifi car das Figuras 2 e 3, as áreas fundidas nas placas de teste de aço carbono apresentam forma mais próxima à semicircular, o que acarretaria um erro signifi cativo ao cálculo dos rendimentos térmicos para os outros materiais. Dessa forma assume-se como adequado apenas o cálculo do rendimento térmico para o aço carbono (63,8% para a corrente de soldagem 150 A e 61,4% para 175 A), que corresponde ao referenciado na literatura corrente. Vale ressaltar que a estratégia proposta para estimativa do rendimento térmico pode ser limitada devido ao fato de que os modelos de Rosenthal se tornam menos confi áveis para temperaturas mais altas (placa de teste pequena para uma dada energia), devido à simplifi cação no formato da fonte de calor (neste caso um semicírculo) e aos fenômenos adicionais que ocorrem (fusão e solidifi cação, por exemplo). Entretanto, nota-se que os rendimentos térmicos calculados variaram de forma diretamente proporcional à condutividade térmica dos materiais estudados. Assim, o calor imposto estaria diretamente relacionado à condutividade térmica dos corpos em contato (neste caso o arco elétrico e a chapa), além de depender da área de contato e da resistência térmica de contato entre o arco e a chapa (fatores não avaliados neste trabalho).

Figura 6. Comportamento dinâmico da tensão na soldagem com 150 A (as curvas para cada material estão defasadas

apenas para facilitar a visualização)

5. Avaliação do Comportamento dos Sinais Elétricos

Para se procurar entender razões para a variação entre os rendimentos brutos de fusão, procurou-se estudar o comportamento dos arcos baseando-se nos oscilogramas de

tensão. As Figuras 6 e 7 apresentam o comportamento dinâmico da tensão dos arcos nos experimentos realizados, tanto para o nível de corrente de 150 A bem como para 175 A. De uma forma geral, com relação às tensões no período em que o eletrodo está no pólo positivo, as tensões são menores para o alumínio, seguido de perto pelo aço inoxidável. Ou seja, na soldagem do aço carbono é requerida uma maior tensão de soldagem para manter o arco aberto.

Figura 7. Comportamento dinâmico da tensão na soldagem com 175 A (as curvas para cada material estão defasadas

apenas para facilitar a visualização)

Como tentativa de verifi car de forma mais apurada o comportamento de cada material quando submetido a um determinado nível de corrente de soldagem, efetuou-se o cálculo do desvio-padrão do sinal da tensão em toda a sua extensão. É possível supor, mesmo que qualitativamente, que maiores desvios-padrão representam maior difi culdade de acendimento (picos de reignição) e manutenção (intensidade da tensão) do arco. Os resultados para este cálculo são apresentados na Tabela 9 a seguir. Como se pode perceber, os menores desvios-padrão são para o alumínio, com distinção com pouca signifi cância entre aço inoxidável e aço ao carbono. Desta forma, parece não haver nenhuma relação aparente entre a tensão média de arco ou as tensões em cada polaridade (positiva ou negativa) e o rendimento bruto de fusão.

6. Conclusões

A partir dos resultados e discussões apresentados, as conclusões são as seguintes:

• A metodologia empregada para determinar o rendimento de fusão em processo de soldagem a arco sem adição de material mostrou ter sensibilidade sufi ciente para identifi car diferenças quando se solda materiais diferentes;

• O alumínio apresenta o menor rendimento bruto de fusão, ou seja, grande parte do calor imposto pelo processo de soldagem tende apenas a aquecer o material ao invés de fundi-lo. O aço

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376 Soldag. Insp. São Paulo, Vol.16, No. 4, p.369-376, Out/Dez 2011

Ruham Pablo Reis, André Luis Gonçalves da Costa; Fernanda Mendonça Silveira; Paulo Rosa da Mota; Robson José de Souza, Américo Scotti

inoxidável apresenta melhor rendimento, ficando o aço ao carbono em nível intermediário;

• Entretanto, o rendimento bruto de fusão depende não somente das propriedades termodinâmicas do material, mas também da relação dimensão do material de base/parâmetros de soldagem (maior corrente, mais evidente fica o efeito da espessura da chapa, o que faz aumentar o rendimento de fusão);

• Já com relação ao rendimento térmico, fica clara a dificuldade de efetuar seu cálculo partindo-se da metodologia utilizada (modelo de Rosenthal), que requer que a geometria da poça de fusão se assemelhe ao máximo a um semicírculo, o que não acontece tão facilmente.

7. Agradecimentos

À Universidade Federal de Uberlândia, através do Laboratório de Tribologia e Materiais (LTM), que auxiliou na realização das análises metalográficas, e do Centro para Pesquisa e Desenvolvimento de Processos de Soldagem (Laprosolda), que forneceu o suporte financeiro e de infraestrutura.

8. Referências Bibliográficas

[1] FUERSCHBACH, P. W. Energy transfer efficiencies (ETE) for fusion welding processes. Disponível em: <http://smartweld.sourceforge.net/Pdf_docs/Ener_trans_effic.pdf>. Acesso em: 15 setembro 2011.[2] PÉPE, N.; EGERLAND, S.; COLEGROVE, P.A.; YAPP, D.; LEONHARTSBERGER, A.; SCOTTI, A. Measuring the process efficiency of controlled gas metal arc welding processes. Science and Technology of Welding & Joining, 16(5), p. 412-417, 2011.[3] FUERSCHBACH, P. W.; EISLER, G. R. Effect of very high travel speeds on melting efficiency in laser beam welding. SAE Transactions: Journal of Materials and Manufacturing, 108, 1999.[4] KARKHIN, V. A. et al. Effect of latent heat on thermal efficiency of base metal fusing. In: IIW/CRIST Workshop, 2003, St Petersburg, Russia. p. 318-327.[5] MODENESI, P. J. et al. Introdução à metalurgia da soldagem. Departamento de Engenharia Metalúrgica e de Materiais, UFMG, Belo Horizonte, 2004.[6] CHRISTENSEN, N. et al. Distribution of temperatures in arc welding. British Welding Journal, 12(2), p. 54-75. 1965.[7] MATWEB - Material Property Data. Disponível em: <http://www.matweb.com>. Acesso em: 28 agosto 2004.[8] JOSEPH, A. P. Assessing the effects of GMAW-pulse parameters on arc power and weld heat input. Master of Science Thesis - Graduate School of The Ohio State University, Columbus, 2001.[9] ROSENTHAL, D. Mathematical theory of heat distribution during welding and cutting. Welding Journal, May, p. 220s-234-s. 1941.

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377Soldag. Insp. São Paulo, Vol.16, No. 4, p.377-386, Out/Dez 2011

(Recebido em 18/10/2011; Texto final em 19/10/2011).

Investigação sobre a Eficiência da Fibra de Vidro e da Fibra Cerâmica como Suporte de Solda na Soldagem Unilateral

(Investigation over the Eficiency of Fiber Glass and Ceramic Fiber as Weld Support in One-Sided Welding)

Luiz Cláudio Tatagiba1, Angelus Giuseppe Pereira da Silva2, Ronaldo Paranhos21E&P-SERV/US-SUB –PETROBRAS. Macaé, RJ, Brasil. [email protected].

2UENF-CCT-LAMAV, Campos dos Goytacazes, RJ, Brasil. [email protected].

Resumo

O objetivo deste trabalho foi avaliar uma nova categoria de suporte de solda para a soldagem unilateral do aço carbono, usando tecidos de fibra de vidro e fibra cerâmica. Trata-se de uma proposta de inovação tecnológica, uma evolução do suporte cerâmico convencional. A soldagem unilateral com este tipo de suporte de solda foi executada em chapas de aço carbono com arame tubular (FCAW) e MIG–MAG (GMAW). A eficiência da fibra de vidro e da fibra cerâmica em suportar o metal de solda líquido foi verificada durante a soldagem do passe de raiz. Várias espessuras e combinações de tecidos de fibra de vidro e fibra cerâmica foram testadas, bem como foram identificados pontos de trabalho. As seguintes variáveis do processo foram estudadas: a abertura de raiz, a corrente e a velocidade de soldagem. Os resultados mostram que os materiais à base de fibra de vidro e fibra cerâmica são eficientes para suportar a poça de solda líquida. O modo de fixação do suporte de solda na junta soldada também mostrou ser efetivo. Foi possível estimar uma faixa de operação do processo, com abertura de raiz de 2,0 a 4,0 mm, a energia de soldagem menor que 1,8 kJ/mm, a técnica de soldagem ligeiramente puxando e com pequena oscilação da tocha, espessura do suporte de solda de tecido de fibra de vidro maior que 1,6 mm. Macrogafias da juntas soldadas mostraram que houve penetração nas laterais do chanfro, reforço de solda adequado na raiz e não foram notados defeitos.

Palavras-chave: soldagem unilateral, suporte de solda, fibra de vidro, fibra cerâmica.

Abstract: The objective of this work was to evaluate a new chategory of weld support for the one-sided welding of carbon steel, using fiber glass and ceramic fiber tissues. This is a proposal of techonological innovation proposed, an evolution of the conventional ceramic support. The one-sided welding with this type of weld support was made in carbon steel with FCAW and GMAW. The efficiency of fiber glass and ceramic fiber was verified during the root weld bead. Several thicknesses and combinations of glass and ceramic fibers were tested. Working points were identified. The following variables were studied: root gap, welding current and travel speed. The results show that materials based on fiber glass are effective to support the liquid weld pool. The way the weld support was fixed in the welded joint also shown to be effective. It was possible to estimate a working range of the process, with root gap of 2,0 to 4,0 mm, heat input lower than 1,8 kJ/mm, pull welding technique with some oscilattion of the torch, thickness of the weld support higher than 1,6 mm. Macrographs of the welding joints show that there was penetration on the groove sides, adequate reinforcement in the root and no defects were observed.

Key words: One-sided welding, weld support, fiber glass, ceramic fiber

1. Introdução

O suporte de solda é usado quando o metal base não apresenta massa suficiente para fornecer um adequado anteparo para a poça de solda líquida, ou quando se precisa obter completa penetração da solda em um único passe. Devido à soldagem gerar uma poça de solda de grande volume, que permanece fluida por um relativo período de tempo, torna-se essencial que o metal fundido tenha um suporte até sua total solidificação [1].

Entre os vários métodos para suporte da poça de solda,

o suporte cerâmico tem sido o mais freqüentemente usado na soldagem do aço [1]. A soldagem unilateral com suporte de solda cerâmico é considerada um processo de alta produtividade [2,3], pois elimina a necessidade de virar a peça para soldar o lado oposto suprime trabalhos extras de preparação na montagem antes da soldagem.

O aspecto rígido e frágil da cerâmica impede que esta se molde adequadamente de acordo com os vários formatos de chanfros da soldagem. Sua aplicação é mais favorável para chanfros retilíneos. Em soldas circunferenciais, apenas diâmetros superiores a 600 mm podem receber o suporte cerâmico articulado. [4].

Uma pesquisa bibliográfica [5,6] identificou características e propriedades que a fibra de vidro e fibra cerâmica apresentam que são comuns às cerâmicas, o que permitiria seu potencial

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Luiz Cláudio Tatagiba, Angelus Giuseppe Pereira da Silva, Ronaldo Paranhos

uso como materiais para suporte da poça de solda. Entre estas, ressaltam-se:

- Temperatura de fusão elevada, em torno de 1540° C, ligeiramente superior à do aço;

- Por ser fabricado por processo de fusão da sílica, não gera gases. Evita defeitos no cordão de solda;

- Disponivel no mercado grande variedade de produtos de fibra de vidro e fibra cerâmica, como tecidos e fios contínuos, com diferentes formatos e espessuras;

- Fios contínuos e tecidos de fibra de vidro são produtos de baixo custo, gerando suporte de solda também de baixo custo;

- É flexível e capaz de moldar-se sobre qualquer superfície.Estas características justificam a investigação e uso da fibra

de vidro e da fibra cerâmica como materiais para suporte de solda. O suporte de solda à base de tecido de fibra de vidro, uma variação do suporte cerâmico, é uma perspectiva de produto a ser desenvolvido. Apresenta as principais características da cerâmica aliada à capacidade de moldar-se sobre qualquer superfície, diferencial importante em relação aos produtos hoje existentes.

Esta parte do trabalho testa modelos de suporte de solda à base de tecidos de fibra de vidro e fibra cerâmica, identifica as variáveis do processo e técnica de soldagem, e, por fim, propõe uma faixa de operação do processo. Foi avaliado apenas o passe de raiz. É previsto outro trabalho mostrando a caracterização de uma junta soldada.

2. Materiais e Métodos

O tecido de fibra de vidro usado foi o tipo WR-200 da Texiglass Indústria e Comércio Têxtil, com espessura de 0,21 mm [7]. A fibra cerâmica usada foi o tipo KAOWOOL®700E, nas espessuras de 1,6 mm e 3,2 mm da Morganite Brasil [8]. Ainda, foi usada fita adesiva dupla face Y-5369 do fabricante 3M.

As juntas a serem soldadas com os suportes de solda de fibra de vidro foram feitas em chapas A-36 com dimensões 100 X 100 X 6,4 mm, com chanfro em V e ângulo do bizel de 60o. A abertura da raiz variou de zero a 3 mm. Os processos de soldagem para a confecção das juntas soldadas foram o arame tubular (FCAW) e o MIG-MAG (GMAW). A soldagem foi executada na posição plana. Os dois processos foram usados com a finalidade de alcançar uma faixa de corrente de soldagem entre 130A a 300A. Os consumíveis de soldagem utilizados foram: para o FCAW, arame E71T-1 com diâmetro 1,1 mm e CO

2 como gás de proteção; para o GMAW, arame ER70S-6 com

0,8 mm de diâmetro e gás de proteção 75 % Ar e 25 % CO2. A

vazão do gás foi de 15 l / min. A extensão do eletrodo (stickout) variou de 18 a 25 mm conforme a corrente de soldagem.

A verificação da eficiência da fibra de vidro e da fibra cerâmica em suportar o metal de solda líquido durante o passe de raiz foi feita em duas etapas.

Na primeira etapa, foram confeccionados dois modelos básicos de suporte de solda. Foram usadas diferentes espessuras do tecido de fibra de vidro, que foi obtida com a sobreposição em camadas do tecido de fibra de vidro.

O primeiro modelo foi confeccionado com 4, 6 e 8 camadas

sobrepostas do tecido de fibra de vidro de 50 mm de largura. O segundo modelo teve o acréscimo de uma camada de papel de fibra cerâmica conjugado com o tecido de fibra de vidro.

Para a fixação do suporte nas chapas de teste foi utilizado o próprio tecido de fibra de vidro, com largura de 100 mm, sobre o qual foram costuradas as camadas do suporte com o fio de fibra de vidro 68/4-400. A fita adesiva dupla face Y-5369 foi fixada nas extremidades do conjunto. A Figura 1 mostra o desenho esquemático das vistas de frente e superior destes modelos com as respectivas dimensões. A figura 2 mostra o suporte de solda montado. A Figura 3 mostra o suporte e a chapa antes da montagem do conjunto e montado na chapa pronto para a soldagem.A tabela 1 mostra as características construtivas do suporte de solda e a abertura de raiz usada para os 17 experimentos realizados. Durante a soldagem pelos processos FCAW e GMAW, foram monitoradas a corrente (I), a tensão (V) e a velocidade de soldagem (v). A energia de soldagem (ES) foi calculada conforme ES (kJ/mm)= (V x I x 60)/(v x 1000). Estes valores serão apresentados no item resultados e discussão. Somente o passe de raiz foi executado nesta etapa. A avaliação da qualidade superficial das soldas produzidas foi por meio dos ensaios não destrutivos de inspeção visual e por líquido penetrante.

Figura 1 - Desenho esquemático com as vistas frontal e superior com dimensões dos modelos de suportes de solda à

base de fibra de vidro

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Investigação sobre a Eficiência da Fibra de Vidro e da Fibra Cerâmica como Suporte de Solda na Soldagem Unilateral

Tabela 1 – Características construtivas do suporte de solda e abertura de raiz (etapa 1)

Junta Abertura de raiz (mm) N.º camadas tecido fibra de vidro N.º camadas tecido fibra cerâmicaProcesso de soldagem FCAW

1 0 8 02 3 8 03 2 8 14 3 8 15 3 6 06 0 6 07 3 6 18 3 6 19 2 4 010 0 4 011 3 4 112 2 4 1

Processo de soldagem GMAW13 3 8 014 3 4 015 3 8 116 3 4 117 3 4 1

Figura 2 - (a) Suporte de solda de tecido de fibra de vidro; (b) Suporte de solda de tecido de fibra de vidro conjugado com fibra cerâmica

Figura 3 - (a) Suporte de solda e chapa antes da montagem do conjunto; (b) Suporte de solda montado na chapa pronto para a soldagem.

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Luiz Cláudio Tatagiba, Angelus Giuseppe Pereira da Silva, Ronaldo Paranhos

A etapa 2 consistiu na determinação do campo operacional para utilização do suporte de solda à base de tecido de fibra de vidro e fibra cerâmica. Dois novos tipos de suportes foram confeccionados, com base na experiência adquirida da etapa anterior.

O primeiro modelo de suporte foi preparado com 08 camadas de tecido de fibra de vidro de 0,21 mm cada (1,68 mm de espessura total). O segundo com 4 camadas de tecido de fibra de vidro de 0,21 mm cada e uma camada de papel de fibra cerâmica de espessura 1,6 mm (2,08 mm de espessura total). Em ambos os modelos, as camadas sobrepostas foram unidas por costura com o fio de fibra de vidro 68/4-400. O método de fabricação dos suportes foi similar ao utilizado na etapa anterior. A Figura 4 mostra um suporte preparado para esta etapa.

Figura 4 - Suporte utilizado na segunda fase sem a camada de tecido utilizada para fixação na chapa de teste.

Para a soldagem do passe de raiz foi utilizado o processo de soldagem GMAW em chapas de teste com as mesmas dimensões das utilizadas na etapa anterior. Nesta etapa também foi depositado apenas o passe de raiz. A tabela 2 identifica os 12 experimentos realizados nesta etapa, a abertura de raiz e as características do suporte de solda usado.

Tabela 2 – N.º de juntas soldadas, características construtivas do suporte de solda (etapa 2)

Suporte com 8 camadas de tecido de fibra de vidro de 0,21 mm cada (1,68 mm de espessura total)

Junta Abertura de raiz (mm)18 0,019 2,020 4,027 0,028 2,029 4,0

Suporte com 4 camadas de tecido de fibra de vidro de 0,21 mm cada e uma camada de papel de fibra cerâmica na

espessura de 1,6 mm (2,08 mm de espessura total)Junta Abertura de raiz (mm)

21 0,022 2,023 4,024 0,025 2,026 4,0

O passe de raiz foi avaliado por inspeção visual e por líquido penetrante. Nas amostras consideradas aprovadas, macrografias foram preparadas para verificar o aspecto da seção transversal do passe de raiz de cada junta soldada. As amostras para macrografia foram obtidas por corte transversal ao cordão de solda, lixamento até 600 mesh e a superfície atacada com Nital 10%. As macrografias foram usadas para medir a largura do cordão, a penetração lateral do passe de raiz e o reforço da face do cordão em contato com o suporte de solda, com o auxílio de um paquimetro.

Para determinar um possível campo operacional do processo, foi realizada uma análise qualitativa das seguintes variáveis: número de camadas de fibra de vidro do suporte de solda, abertura de raiz e energia de soldagem. A avaliação gráfica foi usada para delinear um possível campo operacional do processo. Os resultados obtidos na etapa anterior, com o processo de soldagem GMAW, também foram utilizados.

3. Resultados e Discussão

A etapa 1 teve como objetivo verificar a eficiência do tecido de fibra de vidro e da fibra cerâmica em suportar o metal de solda líquido durante a soldagem do passe de raiz em juntas com chanfro em V, simulando a soldagem unilateral. As juntas soldadas foram executadas com a variação dos parâmetros abertura de raiz, corrente de soldagem, velocidade de soldagem, n.º de camadas de tecido de fibra de vidro e de fibra cerâmica, de forma a observar o efeito destas variáveis.

A tabela 3 mostra os parâmetros de soldagem medidos e calculados durante a soldagem, bem como destaca as juntas soldadas que suportaram o metal de solda líquido e também as que não suportaram. Das 12 juntas soldadas pelo processo FCAW somente em 6 o suporte de solda foi capaz de conter o metal de solda líquido. Para o processo GMAW, das 5 juntas soldadas 4 suportaram o metal de solda líquido.

Os resultados mostram que, em vários experimentos, o tecido de fibra de vidro conjugado ou não com fibra cerâmica resistiu à poça de fusão para suportes confeccionados com número de camadas maior ou igual a 04, tanto para o processo GMAW como para o FCAW.

Os ensaios de inspeção visual e líquido penetrante mostraram que, nas juntas que suportaram a poça de solda, houve penetração do passe de raiz e não foram encontradas descontinuidades grosseiras na superfície. As juntas que não suportaram o metal de solda apresentaram perfurações acentuadas, ou seja, o suporte de solda não resistiu ao calor da poça de solda. A figura 5 mostra uma junta soldada pelo processo GMAW que foi considerada aprovada nos ensaios de inspeção visual e líquido penetrante.

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Investigação sobre a Eficiência da Fibra de Vidro e da Fibra Cerâmica como Suporte de Solda na Soldagem Unilateral

Tabela 3 - Características construtivas do suporte de solda e abertura de raiz (etapa 1). Parâmetros de soldagem medidos e calculados durante a execução das soldas.

Processo de soldagem FCAW

JuntaAbertura de raiz (mm)

N.ºcamadas de fibra de vidro

N.ºcamadas de fibra cerâmica

Tensão (V) Corrente (A)Velocidade (mm / min)

Energia soldagem (kJ/mm)

Processo de soldagem FCAW

1 0,0 8 0 32,2 264 338 1,512 3,0 8 0 31,4 262 285 1,73

3 2,0 8 1 29,2 256 171 2,62

4 3,0 8 1 29,2 240 195 2,15

5 3,0 6 0 29,2 248 202 2,15

6 0,0 6 0 29,2 140 223 1,10

7 3,0 6 1 27,2 204 182 1,83

8 3,0 6 1 25,6 244 286 1,31

9 2,0 4 0 25,6 160 246 1,00

10 0,0 4 0 32,0 176 225 1,50

11 3,0 4 1 26,4 168 213 1,25

12 2,0 4 1 26,4 184 200 1,46

Processo de soldagem GMAW

13 3,0 8 0 21,5 152 245 0,80

14 3,0 4 0 21,5 150 107 1,80

15 3,0 8 1 21,5 150 228 0,85

16 3,0 4 1 21,5 150 204 0,95

17 3,0 4 1 21,5 130 151 1,11 Suportou o metal de solda líquido Não suportou o metal de solda líquido

Figura 5 - Junta soldada pelo processo GMAW após (a) inspeção visual e (b) líquido penetrante. A face da solda mostrada é a que esteve em contato com o suporte de solda. Refere-se ao experimento 16.

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Luiz Cláudio Tatagiba, Angelus Giuseppe Pereira da Silva, Ronaldo Paranhos

A técnica de soldagem do passe de raiz com o uso de suporte de solda a base de fibra de vidro e fibra cerâmica também pode ser avaliada durante os experimentos da primeira etapa. Foi concluído que é necessário que o soldador produza uma pequena oscilação da tocha de solda, evitando que o arco concentre-se todo o tempo sobre o suporte de solda. Ainda, é importante adotar a técnica de soldagem “puxando”, posicionando a tocha ligeiramente para a poça de solda líquida. A técnica de soldagem retilínea e com ângulo da tocha reto deve ser evitada, pois direciona o arco elétrico diretamente sobre o suporte de solda, provocando dois inconvenientes: rasgar o suporte de solda devido ao excesso de calor do arco e produzir instabilidade do arco devido ao material do suporte ser não condutor elétrico.

As juntas soldadas pelo processo FCAW de n.º 1, 6 e 10, todas com abertura de raiz igual a 0,0 mm, não houve penetração da solda. A energia de soldagem variou de 1,1 a 1,51 kJ/mm. Nestas juntas não foi possível avaliar a eficiência do tecido de fibra de vidro para suportar o metal de solda líquido.

Todas as juntas soldadas pelo processo FCAW com abertura de raiz de 2,0 mm (juntas 3, 9 e 12) foram aprovadas. Estes suportes foram fabricados com 8 camadas de tecido de fibra de vidro conjugado com 1 camada de fibra cerâmica (junta 3), 6 camadas de tecido de fibra de vidro conjugada com 1 camada de fibra cerâmica (junta 9) e com 4 camadas de tecido de fibra de vidro (junta 12). A energia de soldagem foi de 2,62 kJ/mm, 1,00 kJ/mm e 1,46 kJ/mm, respectivamente.

Das 11 juntas soldadas, com abertura de raiz de 3,0 mm (6 pelo processo FCAW e 5 pelo processo GMAW), 7 suportes de solda à base de tecido de fibra de vidro suportaram o metal de solda líquido, como descrito a seguir:

- Pelo processo FCAW as juntas soldadas 7 e 11 suportaram a poça líquida devido à relativamente baixa energia de soldagem (1,83 a 1,25 kJ/mm) e os suportes terem sido confeccionados com 4 a 6 camadas de tecido de fibra de vidro conjugado com 1 camada de fibra cerâmica. A junta 8 também foi aprovada apesar de o suporte ter sido confeccionado com 6 camadas de tecido de fibra de vidro, porém atribuído à baixa energia de soldagem, de 1,31 kJ/mm. As juntas 2 e 5 foram reprovadas devido à energia de soldagem elevada, 1,73 kJ/mm e 2,15 kJ/mm, e porque foi confeccionado somente com tecido fibra de vidro e conseqüentemente uma espessura total insuficiente. A junta 4 foi reprovada devido à energia de soldagem elevada (2,15 kJ/mm) apesar de o suporte ter sido confeccionado com 8 camadas de tecido de fibra de vidro conjugado com 1 camada de fibra cerâmica.

- Pelo processo GMAW as juntas 13, 15, 16 e 17 foram aprovadas. Isto foi atribuído ao fato que os suportes de solda foram confeccionados com 8 camadas de tecido de fibra de vidro (junta 13), 8 camadas de tecido de fibra de vidro conjugado com 1 camada de fibra cerâmica (junta 15) e 4 camadas de tecido de fibra de vidro conjugado com 1 camada de fibra cerâmica (juntas 16 e 17). Ainda, a energia de soldagem foi relativamente baixa para estes experimentos, entre 0,80 a 1,11 kJ/mm. A junta 14 foi reprovada, pois foi feita com apenas 4 camadas de tecido de fibra de vidro e a energia de soldagem foi relativamente alta, de 1,80 kJ/mm, tendo havido a perfuração do suporte de solda que não resistiu ao calor da soldagem.

Com base nos resultados qualitativos apresentados acima, pode ser concluido que:

a) quanto maior a energia de soldagem e a abertura de raiz, maior deve ser o número de camadas de tecido de fibra de vidro ou fibra cerâmica necessárias. Conseqüentemente, maior a espessura final necessária para suportar a poça de solda líquida.

b) a energia de soldagem excessiva foi fator decisivo para a reprovação das juntas.

c) todos os experimentos com abertura de raiz igual a zero (1, 6 e 10 para o FCAW) não foram aprovados, devido à falta de penetração na raiz, evidenciando a necessidade de uma abertura de raiz mínima para a eficiência do processo.

Outro fato observado nesta etapa foi a efetividade do modo de fixação do suporte de solda à base de tecido de fibra vidro diretamente na junta soldada antes da soldagem. Este tipo de fixação se trata de uma inovação, pois os suportes de solda cerâmicos normalmente são fixados na junta por uma fita adesiva de alumínio [9].

Os resultados da etapa 1 indicam o potencial do tecido da fibra de vidro e fibra cerâmica em suportar a poça de fusão. Não foi observada a formação de gases durante a soldagem e foi verificado um acabamento adequado do cordão de solda, isento de descontinuidades. Estas características são similares aos resultados da soldagem unilateral com o suporte cerâmico convencional observado por Almeida et. al. [10].

A segunda etapa teve por objetivo complementar os resultados obtidos na etapa 1, de forma a delinear um possível campo operacional para a utilização do suporte de solda à base de tecido de fibra de vidro e fibra cerâmica. O processo de soldagem MIG-MAG foi escolhido para ser utilizado nesta fase da pesquisa, devido à necessidade de limitar a energia de soldagem, como observado na etapa anterior.

A tabela 4 mostra as juntas soldadas que suportaram o metal de solda líquido e foram consideradas aprovadas, bem como as que apresentaram problemas e não foram consideradas aprovadas. Ainda, indica os parâmetros de soldagem medidos e calculados durante a soldagem. Das 6 juntas soldadas com o suporte de 08 camadas de tecido de fibra de vidro de 0,20 mm cada (1,6 mm de espessura total) somente 03 suportaram o metal de solda líquido (juntas 19, 20 e 28), porém a junta 19 não foi aprovada nos ensaios subseqüentes. Para as 6 juntas soldadas com o suporte de 4 camadas de tecido de fibra de vidro de 0,2 mm cada e uma camada de papel de fibra cerâmica, 3 juntas suportaram o metal de solda líquido (juntas 22, 25 e 26). Todas as juntas com abertura de raiz igual a zero (18, 21, 24 e 27) apresentaram falta de fusão na raiz.

A figura 6 mostra a junta soldada n.º 28, que foi considerada aprovada nos ensaios de inspeção visual e de líquido penetrante. As macrografias das juntas cujo desempenho em soldagem foi considerado satisfatório na segunda etapa (juntas 20, 22, 25, 26 e 28) são apresentadas na figura 7. Todas apresentaram um formato do cordão de solda satisfatório, com uma adequada geometria do passe de raiz. Observa-se que houve fusão na lateral do chanfro, e que o contato da fibra de vidro com o metal de solda líquido produziu um acabamento adequado na face oposta à deposição do cordão de solda.

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Tabela 4 -Juntas soldadas aprovadas, as reprovadas e parâmetros de soldagem medidos e calculados durante a execução das soldas.

Junta Abertura de raiz (mm) Tensão (V) Corrente (A) Velocidade (mm / min) Energia de soldagem (kJ/mm)

Suporte com 08 camadas de tecido de fibra de vidro de 0,21 mm cada (1,68 mm de espessura total)

18 0,0 21 120 229 0,66

19 2,0 21 114 182 0,79

20 4,0 20 78 79 1,19

27 0,0 22 187 321 0,77

28 2,0 22 207 300 0,91

29 4,0 22 191 229 1,10

Suporte com 4 camadas de tecido de fibra de vidro de 0,21 mm cada e uma camada de papel de fibra cerâmica na espessura de 1,6 mm (2,08 mm de espessura total)

21 0,0 22 185 444 0,55

22 2,0 22 188 314 0,79

23 4,0 22 185 122 2,00

24 0,0 22 177 584 0,40

25 2,0 21 129 166 0,98

26 4,0 21 134 98 1,72

Suportou o metal de solda líquido Não suportou o metal de solda líquido

Tabela 4 - Avaliação dimensional (largura, penetração lateral e reforço) nas macrografias.

Junta Abertura de raiz (mm) Largura do Cordão (mm) Penetração (mm) Reforço (mm)

20 4,0 8,0 2,0 2,6

22 2,0 6,5 2,2 0,8

25 2,0 5,0 1,5 0,7

26 4,0 5,5 0,8 2,0

28 2,0 5,0 1,5 1,0

Figura 6 - Junta soldada n.º 28, após ensaios de (a) inspeção visual e (b) liquido penetrante.

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Luiz Cláudio Tatagiba, Angelus Giuseppe Pereira da Silva, Ronaldo Paranhos

Figura 7 - Macrografias das juntas consideradas aprovadas na segunda etapa (20, 22, 25, 26 e 28).

A Tabela 5 mostra os resultados da avaliação dimensional (largura, penetração lateral e reforço) medida nas macrografias da figura 7. Pode ser observado que a largura do passe de raiz variou de 5,0 a 8,0 mm, a penetração lateral na base do chanfro variou de 0,8 a 2,2 mm, e o reforço do cordão na face em contato com o suporte de solda variou de 0,7 a 2,6 mm.

Os experimentos realizados para o processo GMAW (13 a 17 na etapa 1 e 18 a 28 na etapa 2), foram considerados para estimar um possível campo operacional do processo. A figura 8 mostra a energia de soldagem (kJ/mm) versus a abertura da raiz (mm) para estes 17 experimentos, tendo sido possível delinear qualitativamente um campo operacional do processo. A figura 8 mostra que:

- Para abertura de raiz igual a zero (4 juntas) não houve penetração da solda, portanto, não é adequada para esta técnica de soldagem, devido à restrição construtiva do chanfro.

- Para abertura de raiz de 2,0 mm os dois modelos de suporte suportaram o metal de solda líquido. A energia de soldagem foi relativamente baixa, na faixa de 0,80 a 1,00 kJ/mm em todas as 4 juntas soldadas.

- Para abertura de 3,0 mm também os dois modelos de suporte em 4 juntas soldadas suportaram o metal de solda líquido, com a energia de soldagem na faixa de 0,80 a 1,10 kJ/mm. Em uma junta o suporte de solda não suportou a poça de solda, que se rompeu durante a soldagem. Isto foi atribuído à excessiva energia de soldagem de 1,80 kJ/mm.

- Para abertura de 4,0 mm, das 4 juntas soldadas, duas foram reprovadas, uma com energia de soldagem relativamente baixa e outra relativamente alta, 1,1 e 2,0 kJ/mm respectivamente, indicando que a abertura de raiz de 4,0 mm é o limite máximo que pode ser usado, mesmo assim com algum critério.

- Os experimentos que obtiveram sucesso com o suporte com 4 camadas de tecido de fibra de vidro estavam conjugados com uma camada de fibra cerâmica;

- A técnica de soldagem com oscilação da tocha e ligeiramente puxando foi considerada adequada um bom resultado na soldagem. Esta técnica direciona a pressão exercida pelo arco durante a transferência do metal de solda para a poça de solda e para as laterais do chanfro no metal de base, pois a fibra de vidro não é condutora elétrica.

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385Soldag. Insp. São Paulo, Vol.16, No. 4, p.377-386, Out/Dez 2011

a Eficiência da Fibra de Vidro e da Fibra Cerâmica como Suporte de Solda na Soldagem Unilateral

Legenda:

4 camadas de tecido de fibra de vidro aprovado 4 camadas de tecido de fibra de vidro reprovado

8 camadas de tecido de fibra de vidro aprovado 8 camadas de tecido de fibra de vidro reprovado

Figura 8 - Gráfico delineando um possível campo operacional determinado pela análise qualitativa

Tabela 5 - Faixa operacional de soldagem da raiz para avaliação da junta soldada com o suporte de solda à base de fibra de vidro

Abertura de raiz (mm) 2,0 a 4,0

Energia de soldagem (kJ/mm) Menor que 1,80

Técnica de soldagem Pequena oscilação e puxando.

Material do suporte de solda Tecido de fibra de vidro

N.º de camadas / espessura (mm) do suporte de solda Maior que 8 / maior que 1,7 mm

Com o comportamento observado acima, foi possível estimar uma faixa de operação para soldagem, válida para a posição plana, chanfro com ângulo de 60º, processo GMAW, arame ER70S-6 de 0,8 mm de diâmetro, gás de proteção Ar-CO

2

25%, vazão de 13 a 15 l/min, apresentado na tabela 5.Esta faixa operacional mostra semelhança com parâmetros

utilizados para a soldagem com o suporte cerâmico convencional [10,11]. Observa-se ainda que os resultados dos ensaios não-destrutivos, para os experimentos realizados na faixa operacional, não detectaram descontinuidades como inclusões, trincas, poros e mordeduras ao longo do cordão de solda. As macrografias apresentaram penetração nas laterais do chanfro, reforço de solda adequado na raiz e não foram notadas descontinuidades. A dureza do passe de raiz é adequada, indicando que a deposição de passes sucessivos deve ser benéfica às propriedades da junta soldada.

4. Conclusões

O estudo realizado neste trabalho, sobre a investigação da

fibra de vidro e fibra cerâmica como materiais para suporte de solda, pode-se concluir que:

Materiais à base de fibra de vidro e cerâmica mostraram ser eficientes para suportar a poça de fusão. Não houve formação de gases durante a soldagem e proporcionou um cordão de solda com acabamento adequado, isento de descontinuidades.

A espessura do suporte de solda deve ser acima de 1,6 mm ou 8 camadas de tecido de fibra de vidro com 0,2 mm espessura.

O modo de fixação do suporte de solda na junta soldada com tecido de fibra de vidro provou ser efetivo como alternativa a fita adesiva de alumínio utilizado em suporte cerâmico.

Foi possível estimar uma faixa de operação para soldagem com os testes realizados, que demonstrou a eficiência do suporte de tecido à base de fibra de vidro: abertura de raiz de 2,0 a 4,0 mm, a energia de soldagem menor que 1,8 kJ/mm, a técnica de soldagem com pequena oscilação e ligeiramente puxando.

5. Agradecimentos

Os autores agradecem ao CNPq por auxílios concedidos.

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6. Referências Bibliográficas

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(Recebido em 27/10/2011; Texto final em 27/10/2011).Artigo originalmente publicado no CONSOLDA 2009

a Manuscrito traduzido e adaptado do trabalho vencedor do prêmio “Henry Granjon 2009 Categoria A do International Institute of Wel-ding, publicado originalmente em “Welding in the World no 01-02, vol. 55, pp. 13-24, 2010.

Rebitagem por Fricção (“FricRiveting”). Desenvolvimento de uma Nova Técnica de União para Juntas Híbridas do Tipo Polímero-Metal. Parte I: Processo e Microestrutura1

(Friction Riveting (FricRiveting). Development of a New Joining Technique for Polymer-Metal Hybrid Joints. Part I: Process and Microstructure

Sergio T. Amancio-FilhoHelmholtz-Zentrum Geesthacht, Institute of Materials Research, Materials Mechanics, Solid-State Joining Processes Department,

Advanced Polymer-Metal Hybrid Structures Group, Geesthacht (Alemanha), [email protected]

Resumo

A rebitagem por fricção (do Inglês “Friction Riveting”) é uma nova técnica de união pontual desenvolvida para a fabricação de estruturas híbridas do tipo polímero-metal. Nesta técnica, um rebite metálico cilíndrico é usado para unir um ou mais componentes termoplásticos. O processo de união ocorre através da plastificação e forjamento da extremidade do rebite via calor friccional, oriundo da rotação e pressão axial do rebite em contato com os componentes a serem unidos. Vantagens dessa nova técnica de união são, entre outras, ciclos de união curtos associados com a ausência ou diminuição do tempo de preparação das superfícies dos componentes, ausência de emissões tóxicas, e simplicidade operacional. Juntas rebitadas por fricção apresentam elevada resistência mecânica. Nesse artigo a viabilidade da técnica foi demonstrada através de um estudo de caso em juntas de polieterimida com rebites de alumínio 2024-T351. Juntas com elevada resistência mecânica (com valores médios de até 93% da resistência à tração do rebite) foram produzidas e caracterizadas em termos de microestrutura (microscopia ótica, de varredura e por microtomografia computadorizada).

Palavras-chave: estruturas híbridas, rebitagem, soldagem por fricção, termoplásticos, ligas leves.

Abstract: The Friction Riveting (FricRiveting) technique is a new alternative spot joining process developed for polymer-metal hybrid structures. In the technique, a cylindrical metallic rivet is used to join one or more thermoplastic-metal components by means of plasticizing and deforming the tip of the rotating rivet through frictional heating. Advantages of this new technique are short joining cycles, minimal sample preparation, absence of environmental emissions and simple operability. Friction riveted joints have enhanced mechanical performance. This study demonstrates the feasibility of FricRiveting by analyzing a case-study joint on polyetherimide / aluminum alloys. Sound joints on polyetherimide/aluminum 2024-T351 with elevated mechanical strength (up to 93% of the rivet strength) were successfully produced and characterized in terms of microstructure (light optical and scanning microscopy and computer microtomography).

Key-words: hybrid structures, riveting, friction welding, thermoplastic polymers, lightweight alloys.

1. Introdução

Nos últimos anos, o uso de estruturas multimateriais do tipo polímero-metal (também conhecidas como macrocompósitos polímero-metal) tem crescido em aplicações industriais, principalmente devido à melhor performance, redução de peso e de custos [1]. Essa classe de materiais é caracterizada pela presença de interface(s) sólida(s), normalmente com um acentuado gradiente de propriedades – em outras palavras, caracterizada por elevada heterogeneidade interfacial. Exemplos de aplicação podem ser encontrados nos setores industriais automotivos [2], naval [5], aeroespacial [6], ferroviário [8] e de engenharia civil [9].

Um componente ideal não deveria conter juntas, as quais geralmente levam a uma redução na resistência mecânica devido a mudanças locais térmicas, estruturais ou geométricas relacionadas ao processamento. No entanto, o tamanho de um componente é comumente limitado pelo seu processo de fabricação, e no caso de multimateriais o conceito de componente livre de juntas é irreal. A união polímero-metal é alvo recente de pesquisas e há pouca informação disponível a respeito. Recentemente Messler Jr. [11] reportou que os processos de união para estruturas multimateriais são por fixação (ou ancoramento) mecânica, colagem, e alguns processos de soldagem (nesse caso, apenas para estruturas com juntas similares). Além disso, outras técnicas como métodos híbridos de união (colagem com adesivo combinada com ancoramento mecânico ou soldagem),

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rebitagem de polímeros e moldagem de plásticos sobre partes metálicas perfuradas são atualmente exploradas [13].

Esses métodos são geralmente específicos para uma dada aplicação, apresentando elevados custos operacionais relativos a procedimentos pré e pós-união, ou ainda gerando conseqüências nocivas ao meio ambiente devido ao descarte de substâncias químicas ou geração de emissões gasosas. Além do mais, as técnicas atuais ainda estão buscando seus nichos de mercado sem êxito total. Como conseqüência disso o mercado de pesquisa e desenvolvimento está aberto a técnicas inovadoras de união e fabricação, como a Rebitagem por Fricção (do Inglês “Friction Riveting” ou na sua forma abreviada, FricRiveting), novo processo de união pontual descrito no presente artigo. A técnica de FricRiveting foi desenvolvida recentemente [16] e patenteada pela Helmholtz-Zetrum Geesthacht (Alemanha) em 2007 [17]. O método exibe potencial para satisfazer as necessidades tecnológicas e de mercado no âmbito das estruturas híbridas polímero-metal, oferecendo juntas resistentes obtidas de uma maneira simples, rápida e menos danosa ao ambiente , devido à ausência de emissões gasosas. A técnica atraiu recentemente a atenção da comunidade internacional de pesquisa e desenvolvimento em processos de união com polímeros [18], da indústria européia [19] e mundial [20], o que reitera o caráter inovador do FricRiveting como uma técnica alternativa de união e fabricação.

O objetivo desse artigo é reportar os princípios da técnica e a aplicabilidade do FricRiveting através da análise dos resultados das juntas de materiais comercialmente disponíveis: polieterimida (PEI) amorfo e liga de alumínio AA2024-T351. Os principais aspectos do processo de Friction Riveting são descritos nesse artigo sob a ótica dos parâmetros e variáveis do processo e da microestrutura. As análises em termos de história térmica do processo e propriedades mecânicas serão apresentadas em uma segunda parte desse artigo (Parte II).

2. Materiais e Métodos

2.1. Materiais

Placas de polieterimida (PEI ULTEM 1000, GE Plastics) extrudadas, de 5 e 13,4 milímetros de espessura, e rebites cilíndricos (com ou sem rosca) de AA2024-T351 foram usados para produção de juntas pontuais em uma placa (para teste de tração) e juntas de placas sobrepostas (para testes de cisalhamento). O PEI é um termoplástico de engenharia amorfo (Figura 1) caracterizado por elevada resistência mecânica e rigidez, tanto à temperatura ambiente (em torno de 100 MPa) quanto a temperaturas superiores (em torno de 50% da resistência à temperatura ambiente quando submetido a temperaturas entre 170 e 190 ºC [21]), boa resistência térmica a longo prazo (entre 35 e 160 ºC [22]), excelente estabilidade dimensional e boa resistência química a uma ampla gama de substâncias, incluindo hidrocarbonetos, alcoóis não-aromáticos e fluidos halogenados [23]. Adicionalmente, apresenta elevada temperatura de transição vítrea (215 a 220ºC [23]), elevado Índice de Oxigênio (aproximadamente 47%) e baixa formação de fumaça [22]. As temperaturas de processamento normalmente variam de

350 a 425 ºC para moldagem por injeção, com encolhimento consideravelmente baixo (0,005 a 0,007 cm/cm [24]). Essas propriedades tornam o PEI uma boa escolha para estruturas de aeronaves [25], principalmente em painéis de assoalho, iluminação, assentos e outras estruturas secundárias e terciárias.

Figura 1. Estrutura molecular do PEI.

A liga comercial de alumínio AA2024-T351 é uma liga ternária (Al-Cu-Mg) endurecivel por precipitação. Essa liga é comumente utilizada para fabricação de chapas, barras, componentes forjados e anéis laminados [27]. A liga 2024-T351 geralmente exibe resistência à corrosão razoável, médias a boas resistência ao trincamento por corrosão sob tensão e trabalhabilidade, e boa usinabilidade. Para o presente trabalho, rebites de 5 milímetros de diâmetro, com perfil de rosca M5, foram usinados de barras de 10 milímetros de diâmetro de AA2024-T351 trefiladas. A composição química dos rebites produzidos pode ser vista na Tabela 1. A resistência à tração média nominal das barras utilizadas para produção dos rebites usinados é 425 MPa, com alongamento média de 8% [27].

Tabela 1. Composição química nominal das barras de AA2024-T351 utilizadas para fabricação dos rebites

% peso

Cu Mg Si Mn Fe Zn Cr Ti Al

4,2 1,6 0,15 0,8 0,25 0,03 0,01 0,01 bal.

A microestrutura dos rebites de AA2024-T351 é mostrada na Figura 2. Os grãos são notadamente alongados e orientados na direção de trefilação (Figuras 2A e 2B). Pontos pretos vistos na Figura 2B, principalmente no interior dos grãos, são relativos a partículas secundárias e a intermetálicos. Essas partículas são identificadas como compostos intermetálicos de Al

2Cu-q

e partículas secundárias de AlMgCuC (0,93% Mg; 0,73% Cu; 0,20% C) [16]. O PEI é um polímero amorfo e transparente, não sendo possível desse modo nenhuma visualização microestrutural através de microscopia ótica.

2.2. Métodos

2.2.1. Técnicas Analíticas

As micrografias das amostras foram obtidas da secção transversal do centro das juntas, preparadas através de

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Rebitagem por Fricção (“FricRiveting”). Desenvolvimento de uma Nova Técnica de União para Juntas Híbridas do Tipo Polímero-Metal. Parte I: Processo e Microestrutura

procedimento metalográfico tradicional de lixamento, polimento e ataque químico, e analisadas por microscopia ótica de luz refletida/polarizada. Amostras cilíndricas de 15 milímetros de diâmetro foram usinadas do centro das juntas, para Microtomografia Computadorizada (mCT) por Luz Síncrotron, no Hamburger Synchrotronstrahlungslabor (HASYLAB-DESY, Hamburg, Alemanha). A reconstrução volumétrica das amostras e a análise quantitativa foram realizadas com o software VGstudiomax (Volume Graphics, Alemanha). A Figura 3 apresenta a esquematização do teste microtomográfico.

Figura 2. Microestrutura dos rebites de AA2024-T351 com rosca M5: aumento de 50X (A) e 200X (B). Ataque eletrolítico:

“Barker”, 200 mL de água destilada, 5 g de ácido fluobórico.

Figura 3. Esquematização do teste de microtomografia utilizado.

2.2.2. Equipamento e Procedimento de União

O equipamento utilizado para produção das juntas consiste em uma máquina de soldagem por fricção (RSM 200, Harms & Wende, Alemanha) conectada a um sistema de medição de força (Kistler GmbH, Alemanha) para medidas de torque. A Figura 4 ilustra o equipamento descrito.

Figura 4. Esquema do equipamento utilizado.

Juntas de PEI / AA2024-T351 por FricRiveting foram produzidas adotando-se a seguinte faixa de parâmetros: 10000 a 21000 rpm (1050 a 2200 rad/s); 0,3 a 5 s; e 8 a 19,5 bar. A qualidade das juntas foi avaliada em termos da razão de aspecto do rebite (quociente entre a profundidade atingida pelo rebite no interior do polímero e a largura de sua ponta deformada) e do grau de defeitos térmicos na região da junta.

3. FricRiveting: Princípios da Técnica

O conceito do FricRiveting é baseado nos princípios de interação (ou ancoramento) mecânico somados aos de soldagem por fricção, em que a energia sob a forma de calor friccional é fornecida através da rotação de um dos elementos da junta (normalmente o rebite cilíndrico).

O processo é esquematicamente descrito na Figura 5, através de uma junta pontual, onde um rebite metálico cilíndrico (com ou sem rosca) pode ser inserido em uma ou mais placas poliméricas. Essa configuração poderia ser adotada, por exemplo, na produção de insertos metálicos em produtos plásticos. Antes da união, os componentes são fixados no equipamento. Em seguida inicia-se a rotação do rebite, e sua pressão contra a superfície do componente polimérico (Figura 5A). Na fase de aquecimento, a elevada velocidade de rotação e a força axial aplicada aquecem o polímero por fricção, e uma fina camada plastificada/amolecida é criada em torno da ponta do rebite (Figura 5B). Este começa a penetrar na placa polimérica, expelindo uma rebarba de polímero plastificado/amolecido para fora da região da junta. Quando a fase de aquecimento está completa, a ponta do rebite torna-se plastificada (amolecida à temperaturas abaixo do temperatura de fusão da liga metálica). Isto ocorre devido a um aumento local de temperatura sustentado pela baixa condutividade térmica e alto coeficiente de expansão térmica do polímero plastificado/amolecido em contanto com a área friccionada.

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Nesse estágio a força axial é aumentada (dando início à fase de forjamento), enquanto que a rotação do rebite é desacelerada. A ponta plastificada do rebite expulsa o resto de material amolecido em direção à rebarba, e encontra resistência da parte fria da placa polimérica; desse modo, o rebite se deforma, assumindo um diâmetro maior do que o diâmetro inicial (Figura 5C). Após o resfriamento sob pressão, a junta é consolidada através do ancoramento devido à deformação do rebite dentro do componente plástico, assim como pelas forças de adesão na interface polímero-metal (Figura 5D). O material na rebarba pode tanto permanecer oculto em cavidades feitas na cabeça do rebite, ou removido posteriormente. É possível se obter geometrias de juntas polímero-metal sobrepostas hermeticamente seladas através de perfurações adicionais na parte metálica, as quais permitem a penetração do rebite e criação de linhas de solda entre o rebite e os componentes metálicos para ancoramento adicional (Figura 6).

Figura 5. Etapas do processo de FricRiveting para juntas sobrepostas monorrebitadas: Posicionamento das partes a

serem unidas (A); penetração do rebite nos componentes de base (B); desaceleração da velocidade de rotação e forjamento

da ponta plastificada do rebite (C); e consolidação da junta após resfriamento do material plastificado (D).

Figura 6. Esquema de uma possível configuração metal-polímero fabricada por FricRiveting.

3.1. FricRiveting: Parâmetros e Variáveis de Processo

Os parâmetros e variáveis de processo no FricRiveting são análogos àqueles comumente encontrados na soldagem for fricção [28], [29], devido à similaridade entre esses processos. Os principais parâmetros de processo para o FricRiveting são Velocidade de Rotação, Tempo de União e Pressão de União. As principais variáveis são Tempo de Aquecimento, Razão de Penetração (“Burn-Off”), Taxa de Penetração (“Burn-Off-Rate”), Temperatura e Torque Friccional.

3.1.1. Parâmetros de Processo

A Velocidade de Rotação é a velocidade angular do rebite cilíndrico. É um parâmetro importante na evolução da temperatura e nos fenômenos associados (controle da viscosidade do polímero fundido/amolecido, formação de defeitos térmicos, etc.), auxiliando na geração de calor friccional. O Tempo de União compreende a soma dos tempos de fricção (segmento t0 – FT no diagrama da Figura 7) e de forjamento (segmento FT – FOT da Figura 7); além de ser um fator determinante para a velocidade de união, também influencia o nível de defeitos volumétricos relacionados ao processamento termomecânico, através do controle da energia térmica aplicada na camada polimérica fundida/amolecida. A Pressão de União é a soma da pressão de fricção (segmento tf – FP no diagrama da Figura 7) e de forjamento (segmento FP – FOP da Figura 7). Esse parâmetro está relacionado com a distribuição de pressão normal aplicada sobre a área friccionada. Assim como a Velocidade de Rotação e o Tempo de União, é um parâmetro que também contribui para o aquecimento da região friccionada e para o controle da velocidade de união, apesar de que seu papel principal reside nas fases de controle do forjamento do rebite e de consolidação.

3.1.2. Variáveis de Processo

O Tempo de Aquecimento é o intervalo entre o contato inicial entre o rebite e o componente de base (“touch down”), e o momento em que a velocidade de rotação cessa (segmento t0 – HT da Figura 7). Essa variável é representativa do regime de aporte térmico e proporciona uma estimativa do grau de plastificação do material; é também um indicativo do grau de mudanças estruturais induzidas termicamente no material (por exemplo, degradação ou envelhecimento físico no polímero, e fenômenos de recozimento no metal). A Razão de Penetração (“Burn-Off”) é uma variável correspondente ao nível de inserção do rebite nos componentes de base e seu comprimento consumido (deformado); é obtido da curva de monitoramento do deslocamento axial, desde o contato inicial do rebite até o fim do curso de união (segmento tf – BO da Figura 7). Juntamente com o Tempo de Aquecimento, essa variável propicia uma boa estimativa do grau de plastificação do rebite durante a união. A Taxa de Penetração (“Burn-Off-Rate”) pode ser interpretada como sendo a velocidade de união média durante a rebitagem por fricção. É calculada pelo quociente entre a Razão de Penetração e o Tempo de Aquecimento, proporcionando uma aproximação média da velocidade real de união.

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Rebitagem por Fricção (“FricRiveting”). Desenvolvimento de uma Nova Técnica de União para Juntas Híbridas do Tipo Polímero-Metal. Parte I: Processo e Microestrutura

Figura 7. Esquematização do diagrama de monitoramento experimental, indicando os principais parâmetros e variáveis do

FricRiveting.

A Temperatura Média de Processo fornece uma estimativa das mudanças na viscosidade do polímero amolecido, a qual é – juntamente com a taxa de deformação – diretamente relacionada com as condições de fricção e a geração de calor. Essa é uma variável chave para explicar mudanças microestruturais e das propriedades na área de união. O Torque Friccional não apenas é uma ferramenta de estimativa do comportamento reológico do polímero amolecido e do grau de plastificação do rebite.

Este serve também para ajudar na identificação de anomalias no processo tais como o mau funcionamento do equipamento ou mau acabamento superficial (por exemplo, restos de fluidos remanescentes da fabricação das chapas, os quais alteram as condições friccionais) dos componentes antes da união.

3.2. FricRiveting: Propriedades das Juntas

3.2.1. Microestrutura

O perfil tridimensional das juntas de PEI/AA2024 foi determinado através de testes de microtomografia (mCT). A Figura 8 mostra a estrutura 3D interna de uma junta rebitada. Três segmentos volumétricos distintos puderam ser separados através análise computadorizada de imagens. O volume de PEI representou o maior volume; uma segunda porção com tamanho intermediário contém a ponta deformada do rebite (também chamada de zona de ancoramento – AZ), como mostra a Figura 8. Um terceiro e diminuto volume contendo falhas termomecânicos (vazios relacionados à material termicamente alterado, evolução de voláteis e ar aprisionado) foi observado no volume de PEI principalmente em volta da espessura não deformada do rebite. Ao longo desses três volumes tridimensionais, há cinco zonas microestruturais típicas: a zona do polímero termicamente afetada (PHAZ), a zona do polímero termomecanicamente afetada (PTMAZ), a zona do metal termicamente afetada (MHAZ), a zona do metal termomecanicamente afetada (MTMAZ) e a zona de ancoramento (AZ). A Figura 9 ilustra as diferentes zonas microestruturais em uma junta de FricRiveting.

As zonas microestruturais do FricRiveting podem ser melhor compreendidas através de análise metalográfica. A Figura 10 exibe a secção transversal de metalografia para a

Figura 8. Resultados dos testes de mCT mostrando junta com inserção metálica, em PEI/AA2024. Três diferentes subdivisões volumétricas são representadas do topo à base da figura, no lado direito: o volume não afetado de PEI, o volume de PEI contendo

polímero termomecanicamente afetado e a ponta deformada do rebite de AA2024-T351 (zona de ancoramento).

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junta produzida com 21000 rpm, 3 s e 11 bar. Uma primeira observação é a identificação de duas interfaces distintas: uma metal-polímero, e uma polímero-polímero (linha pontilhada esquematizada na Figura 10D). Enquanto a interface metal-polímero é composta pela interface formada entre a MTMAZ na zona de ancoramento e a PTMAZ, a interface polímero-polímero é marcada pela presença de uma linha de solda entre a PHAZ e o polímero consolidado na PTMAZ. Segundo análise prévia [30], considera-se que as interfaces são ancoradas por forças de adesão. Investigações mais profundas estão sendo conduzidas com o intuito de se compreender esses mecanismos de adesão.

Figura 9. Esquematização das zonas microestruturais típicas encontradas em juntas de FricRiveting.

Na MHAZ, a estrutura do metal do rebite é apenas tratada termicamente. Nessa zona, diferentes fenômenos de recozimento podem ocorrer, como recuperação, recristalização e superenvelhecimento, assim como alguns mecanismos de endurecimento tal qual envelhecimento e reprecipitação, dependendo do tipo de liga, tempo de aquecimento e temperatura máxima. A microestrutura pode não se alterar visualmente, apesar das propriedades mecânicas locais poderem ser modificadas pelo calor.

Por outro lado, a microestrutura da MTMAZ se altera como resultado do aquecimento e da severa deformação imposta. Nessa zona o material plastificado do rebite pode sofrer recuperação e/ou recristalização dinâmica ou mesmo reprecipitação, dependendo das temperaturas críticas e deformações a que o material é submetido por um determinado período de tempo. A fusão do material em larga escala geralmente não é observada, apesar de fusão incipiente poder ocorrer nas superfícies friccionadas. A microestrutura ótica é normalmente caracterizada por refinamento parcial de grãos, característica da recristalização e recuperação dinâmicas (Figura 10B), e pelo realinhamento dos

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Sergio T. Amancio-Filho

grãos do material de base na direção do fluxo de material forjado e plastificado (Figura 10C).

A AZ é a zona onde a ponta deformada do rebite está localizada. Devido à deformação plástica severa, geralmente assume um formato parabolóide (Figuras 8 e 10A), cujo diâmetro externo é maior do que o diâmetro original do rebite. Essa região geralmente suporta cargas impostas à junta através de interferência mecânica (ancoramento) com o polímero do elemento de base. Para ligas com ponto de fusão mais elevado, o calor friccional pode não ser suficiente para plastificação total da ponta do rebite e a formação da AZ. Nesse caso, elementos de encaixe ou de protrusão adicionados ao rebite podem contribuir para o maior ancoramento do mesmo.

Na PHAZ (Figura 10D) as temperaturas de processo não atingiram a temperatura de amolecimento do polímero (temperatura de transição vítrea – T

g – para polímeros amorfos,

ou de fusão – Tm – para os semi-cristalinos). Geralmente

essa zona não pode ser identificada por microscopia, no caso de polímeros amorfos como o PEI. No entanto, a estrutura do polímero é afetada pelo calor, e conseqüentemente as propriedades mecânicas locais como a microdureza (resultados apresentados na Parte II desse trabalho). Exemplos dessas possíveis alterações são: cristalização/crescimento de cristalitos induzidos pelo aquecimento (no caso de polímeros semi-cristalinos) e envelhecimento físico (no caso de polímeros amorfos).

A PTMAZ forma-se como conseqüência da deformação cisalhante e do calor. Essa zona compreende a fina camada de polímero fundido/amolecido consolidada em torno do rebite. Como a PTMAZ forma uma linha de solda com a PHAZ, geralmente pode ser visualizada por microscopia (Figura 10D). Nessa região a temperatura atinge valores bem mais altos do que T

g ou T

m, freqüentemente próximos da temperatura de

degradação termomecânica do polímero, porém com tempos curtos de duracao, o que reduz a quantidade de material degradado.

Os vazios e defeitos associados aos altos níveis de temperatura e deformação na PTMAZ (Figura 8) podem ser originados da formação de voláteis (como água absorvida), ar aprisionado devido à elevada viscosidade de alguns polímeros fundidos/amolecidos, do encolhimento devido a diferenças no coeficiente de expansão linear, e da degradação térmica [31]. Esses defeitos podem prejudicar a resistência mecânica, e podem ser reduzidos através da otimização dos parâmetros de processo. Apesar dos defeitos na PTMAZ das juntas de PEI/AA2024 freqüentemente existirem, eles não afetam determinantemente a performance mecânica da junta (como demonstrado em [32]. Adicionalmente, as propriedades mecânicas locais na PTMAZ podem ser ligeiramente influenciadas por reorientação das cadeias poliméricas devido ao fluxo de material.

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Rebitagem por Fricção (“FricRiveting”). Desenvolvimento de uma Nova Técnica de União para Juntas Híbridas do Tipo Polímero-Metal. Parte I: Processo e Microestrutura

Figura 10. Microestrutura de uma secção transversal de PEI/AA2024-T351 rebitada por fricção (21000 rpm, 3 s e 11 bar): macrografia da secção transversal sem ataque químico obtida com microscópio ótico (A); foto detalhada da região B indicada em A, mostrando a distribuição de grãos parcialmente recristalizados dinamicamente na MTHAZ (ataque eletrolítico em solução de Barker – 200 mL de água destilada, 5 g de ácido fluorobórico 35%) (B); ampliação da região C em A, mostrando o realinhamento de grãos do material base na direção de fluxo do material no rebite metálico forjado e plastificado (C); e micrografia detalhando a região D em A (D) – as

zonas de transição (linhas de interface) para MTMAZ, PTMAZ e PHAZ estão indicadas pelas linhas tracejadas.

4. Conclusões

A viabilidade do nova técnica de FricRiveting (rebitagem por fricção) para estruturas multimateriais polímero-metal foi demonstrada no presente estudo. Através da análise de um estudo de caso para juntas de PEI/AA2024-T351, em que as variáveis e parâmetros de processo foram estudadas jntamente com os seus fenômenos microestruturais típicos.

A microestrutura do conjunto é altamente influenciada pela a temperatura, deformação resultante da rotação do rebite

e pela força axial imposta durante o processo. Exemplos disso, são transformações metalúrgicas estáticas e dinâmicas (recristalização e recuperação) e alterações macromoleculares (por exemplo a degradação térmica) presentes nas diferentes zonas microestruturais na área de união.

Na segunda parte desse artigo (Part. II), a temperatura processual (via termometria e termografia) e desempenho mecânico (ensaios de tração, cisalhamento e microdureza) serão discutidos visando complementar o entendimentos dos fenômenos que ocorrem no FricRiveting.

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5. Agradecimentos

Os autores gostariam de agradecer o apoio financeiro proporcionado pelo Conselho Nacional de Pesquisa CNPq – Brasil e à DAAD (Alemanha). Os autores ainda são gratos ao Engenheiro C. Bueno e a Engenheira Camila Rodrigues (UFSCar, São Carlos) pela ajuda com a tradução dos termos técnicos e formatação do artigo.

6. Referências

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[32] AMANCIO S.T., BECKMANN F., DOS SANTOS J.F., Synchrotron X-ray computer microtomographic and light optical microscopic investigation of strength and microstructure of polymer-metal joints produced by FricRiveting, In: TMS 2009 Annual Meeting & Exhibition, 2009, San Francisco, CA, USA, 15 Fevereiro 2009, pp. 5-13.

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(Recebido em 27/10/2011; Texto final em 27/10/2011), Artigo originalmente publicado no CONSOLDA 2009

a Manuscrito traduzido e adaptado do trabalho vencedor do prêmio “Henry Granjon 2009 Categoria A do International Institute of Wel-ding, publicado originalmente em “Welding in the World no 01-02, vol. 55, pp. 13-24, 2010.

RebitagemporFricção(“FricRiveting”).DesenvolvimentodeumaNovaTécnicadeUniãoparaJuntasHíbridasdoTipoPolímero-Metal.ParteII:PropriedadesTérmicaseMecânicas1

(FrictionRiveting(FricRiveting).DevelopmentofaNewJoiningTechniqueforPolymer-MetalHybridJoints).ParteII:ThermalandMechanicalProperties

Sergio T. Amancio-FilhoHelmholtz-Zentrum Geesthacht, Institute of Materials Research, Materials Mechanics, Solid-State Joining Processes Department,

Advanced Polymer-Metal Hybrid Structures Group, Geesthacht (Alemanha), [email protected]

Resumo

Este artigo tem como objetivo complementar a primeira parte do estudo já publicado (Parte I), ilustrando a viabilidade da técnica FricRiveting, através da análise da temperatura processual (via termometria e termografia) e desempenho mecânico (via ensaios de tração, cisalhamento e microdureza) de juntas produzidas a partir de polieterimida (PEI) com rebites de alumínio 2024-T351. Os resultados deste estudo mostram que a máxima temperatura de processo é próxima da temperatura de fusão do rebite de alumínio e temperatura de transformações térmicas do PEI (300ºC a 500ºC); altas temperaturas de processamento e altas taxas de deformação, implicam em excelente performance de ancoramento do rebite; e consequentemente, ótimas propriedades mecânica das juntas. Essas evidências, reforçam o grande potencial de aplicação do FricRiveting como nova técnica de união e fabricação de juntas de termoplásticos avançados e ligas leves.

Palavras-chave: estruturas híbridas, rebitagem, soldagem por fricção, termoplásticos, ligas leves.

Abstract: This present manuscript complements the work presented in the firs part of the study (Part I) tackling the feasibility of the Friction Riveting (FricRiveting). This paper reports on the thermal history (the process temperature evaluated by thermometry and infrared thermography) and mechanical performance (tensile strength, lap shear strength and microhardness) of polyetherimide (PEI) / aluminium 2024-T351 joints. The results showed average process temperatures within 300ºC to 500ºC. These are values close to the melting temperature of the aluminium rivet and the thermal degradation range of PEI. The high temperatures and shear rate induce the formation of the deformed tip of the rivet (anchoring zone) responsible for the high anchoring efficiency of the rivet, and consequently, excellent mechanical properties of joints. The FricRiveting was demonstrated to be well adequate to hybrid engineering thermoplastic and lightweight alloy joints.

Key-words: hybrid structures, riveting, friction welding, thermoplastic polymers, lightweight alloys.

1.Introdução

Estruturas híbridas de metal-polímero são cada vez maisencontradas em aplicações industriais devido ao seu melhordesempenho, redução de peso e redução de custos [1]. Estasestruturas são, atualmente, encontradas em carros [2, 3],navios[4],aviões[5]etrens.Atecnologiadeuniãoéachavedo processo de produção de estruturas metal-polímero, masaindaéumcampodepesquisadepoucainformaçãodisponível.Recentemente,MesslerJr.[6]reportouqueosprocessosdeuniãoparaestruturasmultimateriaissãoosdefixação(ouancoramento)mecânica, colagem, e alguns processos de soldagem (nessecaso,apenasparaestruturascomjuntassimilares).Alémdisso,outrastécnicascomométodoshíbridosdeunião(colagemcomadesivocombinadacomancoramentomecânicoousoldagem),

rebitagemdepolímerosemoldagemdeplásticos sobrepartesmetálicasperfuradastemsidoatualmenteexploradas[7].

A técnica de FricRiveting (do Inglês “Friction Riveting”)foidesenvolvidarecentemente[8]epatenteadapelaHelmholtz-ZebtrumGeesthacht(Alemanha)em2007[9].Ométodopermitea produção de juntas estruturais resistentes do tipo polímero-polímero e metal-polímero, obtidas de umamaneira simples,rápida e menos danosa ao ambiente, com grande potencialparasatisfazerasnecessidades tecnológicasedemercadodasestruturashíbridasdepolímero-metal.

Oatual artigo visa complementar a primeira parte doestudojápublicado(ParteI),emqueaviabilidadedatécnicaderebitagemporfricçãofoiilustradasobaóticadosvariáveiseparâmetros deprocesso,ecaracterizaçãomicroestruturaldasjuntasdepolieterimidacomrebitesdealumínio2024-T351.Na

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primeirapartedesseestudo,observou-sequeamicroestruturado conjunto é altamente influenciada pela a temperatura,deformaçãoeforçaaxialresultantesdainteraçãodorebitecomos componentes a serem unidos, levando a transformaçõesmetalúrgicas e alterações macromoleculares nas diferenteszonasmicroestruturaisnaáreadeunião.Asegundapartedesseestudoconcluiaanálisedeviabilidadedatécnica,apresentandoa caracterização das juntas de poliéterimida/alumínio 2024-T351 em termos de temperatura processual (via termometriae termografia)edesempenhomecânico(viaensaiosdetração,cisalhamentoemicrodureza).

2.MateriaiseMétodos

2.1.Materiais

Placas de polieterimida (PEI ULTEM 1000, GE Plastics)extrudadas, de 5 e 13,4 milímetros de espessura, e rebitescilíndricos (com ou sem rosca) de AA2024-T351 foramusados para produção de juntas pontuais em uma placa (parateste de tração) e juntas de placas sobrepostas (para testes decisalhamento).OPEIéumtermoplásticodeengenhariaamorfo(Figura 1) caracterizado por elevada resistência mecânica erigidez, tantoà temperaturaambiente (em tornode100MPa)quantoatemperaturassuperiores(emtornode50%daresistênciaàtemperaturaambientequandosubmetidoatemperaturasentre170e190ºC[10]),boaresistênciatérmicaalongoprazo(entre35 e 160 ºC [11]), excelente estabilidade dimensional e boaresistênciaquímicaaumaamplagamadesubstâncias,incluindohidrocarbonetos,alcoóisnão-aromáticosefluidoshalogenados[12]. Adicionalmente, apresenta elevada temperatura detransiçãovítrea(215a220ºC[12]),elevadoÍndicedeOxigênio(aproximadamente 47%) e baixa formação de fumaça [11].As temperaturas de processamento normalmente variam de350 a 425 ºC paramoldagempor injeção, com encolhimentoconsideravelmente baixo (0,005 a 0,007 cm/cm [13]). Essaspropriedades tornam o PEI uma boa escolha para estruturasde aeronaves [13], principalmente em painéis de assoalho,iluminação,assentoseoutrasestruturassecundáriaseterciárias.

A liga comercial de alumínio AA2024-T351 é umaliga ternária (Al-Cu-Mg) tratável termicamente. Essa ligaé comumente utilizada para fabricação de chapas, barras,componentes forjados e anéis laminados [15]. A liga 2024-T351geralmenteexiberesistênciaàcorrosãorazoável,médiasa boas resistência ao trincamento por corrosão sob tensão etrabalhabilidade,eboausinabilidade.Paraopresentetrabalho,rebites de 5milímetros de diâmetro, comperfil de roscaM5,foram usinados de barras de 10 milímetros de diâmetro deAA2024-T351 trefiladas. A composição química dos rebitesproduzidos pode ser vista naTabela 1.A resistência à traçãomédianominaldasbarrasutilizadasparaproduçãodosrebitesusinadosé425MPa,comalongamentomédiade8%[15].

Figura1.EstruturamoleculardoPEI.

Amicroestrutura dos rebites deAA2024-T351 émostradanaFigura2.Osgrãossãonotadamentealongadoseorientadosnadireçãodetrefilação(Figuras2Ae2B).PontospretosvistosnaFigura2B,principalmentenointeriordosgrãos,sãorelativosa partículas secundárias e a intermetálicos. Essas partículassão identificadas como compostos intermetálicos deAl2Cu-qepartículassecundáriasdeAlMgCuC(0,93%Mg;0,73%Cu;0,20% C) [8]. O PEI é um polímero amorfo e transparente,não sendo possível desse modo nenhuma visualizaçãomicroestruturalatravésdemicroscopiaótica.

Figura2.MicroestruturadosrebitesdeAA2024-T351comroscaM5:aumentode50X(A)e200X(B).Ataqueeletrolítico:“Barker”,200mLdeáguadestilada,5gdeácidofluobórico.

2.2.Métodos

2.2.1.TécnicasAnalíticas

As medições de temperatura foram feitas através determopares Cr-Ni do tipo-K (Figura 3A, Thermocoax,Alemanha) embutidos nas placas de PEI, e também de umacâmeradeinfravermelho(Figura3B,Jenoptik,Alemanha).

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Sergio T. Amancio-Filho

Tabela1.ComposiçãoquímicanominaldasbarrasdeAA2024-T351utilizadasparafabricaçãodosrebites

%pesoCu Mg Si Mn Fe Zn Cr Ti Al

4,2 1,6 0,15 0,8 0,25 0,03 0,01 0,01 bal.

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Rebitagem por Fricção (“FricRiveting”). Desenvolvimento de uma Nova Técnica de União para Juntas Híbridas do Tipo Polímero-Metal. Parte II: Propriedades Térmicas e Mecânicas

Figura3.A:Esquemadeposicionamentodostermoparesnajunta;B:Mediçãodetemperaturaporinfravermelhona

superfíciedajunta(rebarbadepolímero).Umaproteçãonegrafoiusadaparareduzirdistúrbiosnaemissividadeassociadosà

semi-transparênciadoPEI.

2.2.2.CaracterizaçãoMecânica

A dureza Vickers das amostras foi medida com omicrodurômetroUT100(BAQGmbH,Alemanha).Osmapasdedurezadapartemetálicadasjuntasforamobtidosdeáreascomaproximadamente400mm2,compreendendoovolumedorebiteimerso na placa polimérica. Os parâmetros de teste adotadosforam1,96N(200gf)decargadeendentação,5sdeaplicaçãodecargae0,5mmdedistânciaentreendentaçõesconsecutivas,deacordocomanormaASTME384-992e1[16].Amicrodurezadopolímerofoiobtidautilizando-secargade0,98N(100gf)etempodeaplicaçãode15s,segundoCallejaeFakirov[17].

OstestesdetraçãodasjuntasdePEI/AA2024-T351forambaseados emVDI2230Parte 1 [18], comumavelocidadedatravessade0,5mm/min,a21ºC,erealizadosemumamáquinauniversal de tração Instron 1195 (50 kN). A resistência aocisalhamento de juntas monorrebitadas (com rebite de 5 mmdiâmetro, sem rosca) foi avaliada segundo a norma ASTMD5961[19],comumavelocidadedetravessade2mm/min,a21ºC,emumamáquinadetraçãoZwick-Roell1484(200kN).AFigura4apresentaasdimensõesdoscomponentesdasjuntasedoscorposdeprovasubmetidosaostestesmecânicosdescritos.

Figura4.Representaçãodoscomponentesdasjuntas(rebiteeplacapolimérica)utilizadosparaproduçãodoscorposde

provaparatestesdetração(A)ecisalhamento(B).

2.2.3.EquipamentoeProcedimentodeUnião

Oequipamentoutilizadoparaproduçãodasjuntasconsisteemumamáquinadesoldagemporfricção(RSM200,Harms&Wende,Alemanha)conectadaaumsistemademediçãodeforça(KistlerGmbH,Alemanha)paramedidasdetorque.AFigura5ilustraoequipamentodescrito.

Figura5.Esquemadoequipamentoutilizado.

Juntas de PEI / AA2024-T351 por FricRiveting foramproduzidasadotando-seaseguintefaixadeparâmetros:10000a21000rpm(1050a2200rad/s);0,3a5s;e8a19,5bar.Aqualidadedasjuntasfoiavaliadaemtermosdarazãodeaspectodorebite(quocienteentreaprofundidadeatingidapelorebitenointeriordopolímeroealarguradesuapontadeformada)edograudedefeitostérmicosnaregiãodajunta.

3.FricRiveting:FasesdoProcessoeGeraçãodeCalor

Oprocessode rebitagempor fricçãopodeserdecompostoem fases referentes aos diferentes estágios de aquecimento eaodeslocamentoaxialdorebiteemfunçãodotempodeunião.Essa analogia é comumente adotada em outros processos deunião baseados em fricção comona soldagempor rotação deplásticos [20]. O processo pode ser dividido em cinco fasesprincipais, como esquematizado na Figura 6. Na Fase I, oprincipalmecanismodeaquecimentoéafricçãoCoulombiana(noestadosólido);africçãoCoulombianaéencontradatambémem outros processos de soldagem por fricção [21].Acredita-sequea fricçãonoestadosólidonoprocessodeFricRivetingédo tipopolímero-polímero,emqueas rugosidadesdometalpenetramnopolímero,sendoassimcriadoumfilmesólidodepolimeroaderidoaometal,quepassaa ser friccionadocontraa superficie polimérica desgastada. Geralmente, o coeficientedeatritodinâmicodecaicomarotaçãoecomotempo,devidoao deslizamento do filme de polímero na superfície dometal(geralmenteparapolímerosdúcteis)ouporcausadepequenaspartículas poliméricas dispersas que atuam como lubrificante[22] (geralmente para polímeros vítreos). Durante esse curtoestágio,odeslocamentoaxialdorebiteévirtualmentenulo(P-I,Figura6).

O regime de fricção muda de sólido para o estadofundido quando o calor friccional é suficiente para a fusão/

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amolecimentodopolímeronainterface.Essefenômenomarcao iníciodaDissipaçãoViscosaemEstadoTransiente,ouFaseII (P-II, Figura 6). Durante esse estágio, o calor friccional ébasicamente gerado por cisalhamento interno no polímerofundido/amolecido, devido ao desentrelaçamento das cadeiaspoliméricas[23].Duranteessafaseorebitecomeçaapenetrarnaplacapolimérica,àmedidaqueodeslocamentoaxialcrescedemodonão-linearcomotempo.

Figura6.FasesdoprocessodeFricRiveting:P-I,FricçãoCoulombiana;P-II,DissipaçãoViscosaemEstadoTransiente;P-III,DissipaçãoViscosaemEstadoEstacionário;P-IV,Fase

deForjamentodoRebite;eP-V,FasedeConsolidação.

NaFaseIII,ouDissipaçãoViscosaemEstadoEstacionário,háumequilíbrioentreataxadefusão/amolecimentodopolímerologoabaixodapontadorebiteemrotação,eataxadeexpulsãodematerialfundido(expelidocomorebarba).Conseqüentemente,o deslocamento axial aumenta linearmente com o tempo.Aofinal desse estágio, o nível desejadodeplastificaçãodapontado rebite é alcançadoeoprocesso estáprontopara a fasedeforjamento.

Na Fase IV, ou Fase de Forjamento do Rebite, a rotaçãoé desacelerada e a pressão axial (pressão de forjamento) éelevada.Como resultado, a espessura da camadade polímerofundido/amolecidoébruscamentereduzidalogoabaixodapontadorebite.Háumaumentonovolumedarebarbadevidoàadiçãoextradematerialexpelido.Dessemodoataxadedeslocamentoaxial aumenta (vermudançade inclinaçãodacurvana regiãoP-IV,Figura6).Apontadorebiteédeformada,assumindoumaconfiguraçãoparabolóide.

NaFasedeConsolidação,ouFaseV,ajuntasolidificasobpressão constante. O deslocamento atinge um valor máximo,tornado-se constante (P-V, Figura 6). O polímero fundido/amolecido consolida-se ao redor do rebite, gerando umainterfaceunidaporadesão.

Do ponto de vista analítico, a geração de calor pode serestimada pela Equação 1. Esse modelo analítico, baseadonos dados experimentais, decompõe o calor devido à fricção

em estado sólido e viscosa durante a fase de aquecimento,calculando o calor totalmédio (Qtotal) sendo gerado na áreafriccionadaduranteessafase,comomostradoaseguir[8]:

(1)

onde:

méocoeficientedefricção;P(r)éadistribuiçãodepressãoaxialnaregiãofriccionada;ηéaviscosidadedopolímerofundido/amolecido;η

0éaviscosidadedopolímerosob tensãonula (umavariável

quetendeaserconstanteabaixastaxasdedeformação;béocoeficientededependênciadapressãoaxialcomh;V max é a máxima velocidade tangencial de rotação na áreafriccionada;V axmax éamáximavelocidadeaxial(ouaTaxadePenetração);

Héaespessuramédiadacamadadepolímeroconsolidada.

Daequaçãodomodelo,pode-seconcluirqueavelocidadederotação(representadaporV

max)temumainfluênciaquadrática

sobre o aquecimento; a pressão axial (representada porP(r))complementa a contribuição à geração de calor, apesar deem menor grau do que a velocidade de rotação. Estudoscomplementaressobreamodelagemtérmicadoprocessoserãopublicadasfuturamente.

3.1.FricRiveting:PropriedadesdasJuntas

3.1.1.HistóricodeTemperatura

OHistóricodeTemperaturanoFricRivetingédependentedosmateriaisdebaseedageometriadajunta.Emoutraspalavras,a história térmica é resultado do equilíbrio entre o aporte e adissipação térmica. Dessemodo, não apenas a condutividadetérmica,mas também as propriedades reológicas do polímerofundido/amolecido– comoaviscosidade– e onível de calorfriccionalsustentadopelavelocidadederotação,tempodeuniãoepressãodeunião,irãoinfluenciaratemperaturadoprocesso.

AevoluçãodatemperaturadurantearebitagemporfricçãodePEI/AA2024foiavaliadanoscomponentespoliméricos(comtermoparesembutidosemposiçõespré-determinadasnocentrodajunta,comomostraFigura3B).Sabe-sedeoutrosprocessosdesoldagembaseadosemfricção[24]queamediçãodiretadatemperaturarealnaáreafriccionadaémuitocomplicadadevidoaomovimentorelativodassuperfíciesemcontato.Considerandoas curtas fases de aquecimento presentes no FricRiveting e abaixa condutividade térmica do polímero, é aceitável quea temperatura no material de rebarba seja praticamente amesma da área friccionada. Portanto pode-se assumir que astemperaturas máximas médias obtidas através de termografiaporinfravermelhorepresentamatemperaturamédiaatingidanaáreafriccionada.

Amédiadastemperaturasmáximasmedidaspelostermoparese por termografia no infravermelho estiveram entre 300 e500ºC.AFigura7apresentaumexemplodemonitoramentodatemperatura,obtidoparaumajuntaproduzidacom21000rpm,

VVV

axtotalrP

HrPQ

max

0

max

max 1ln)(32

)( ⋅

++⋅

⋅+

⋅⋅=

βηηη

µ

m

W2

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3 s e 11 bar.As médias das temperaturas máximas medidaspelos termopares estiveram em uma faixa aproximada de 30a65ºCparaos termoparesH1,H3eH4e350ºCparaH2.Astemperaturas mais altas foram medidas com o termopar H2,localizadonospontosmaispróximosdocentrodorebiteedaárea friccionada. Esse fato indica que a temperatura tende aaumentarquandoseaproximadaprincipaláreafontedecalor–assuperfíciesematrito.

A faixa de temperatura experimental medida é deaproximadamente 50 a 95% do ponto de fusão do rebite dealumínioecompreendeafaixadealterações térmicasdoPEI.Desse modo, espera-se que tanto fenômenos metalúrgicoscomplexos no rebite quanto alterações macromoleculares nopolímeroocorramduranteoprocesso.Aanálisedatemperaturade processo ajuda a basear as alteracoes microsestruturaisapresentadasnaPart1dessetrabalho[25].

Figura7.MédiasdastemperaturasmáximasobtidasparaumajuntaPEI/AA2024produzidacom21000rpm,3se11barpor

FricRiveting.

3.1.2.ResistênciaMecânicaLocaldasJuntas

A distribuição demicrodureza em uma junta rebitada porfricção é função das mudanças estruturais associadas como processamento termomecânico, como discutido na seçãoanterior.AFigura 8 exibe uma sobreposição esquemática dosresultados experimentais de mapeamento de microdureza deuma junta monorrebitada em PEI (placas extrudadas de 13,4mmdeespessura)ealumínioAA2024-T351(rebitescomperfilderoscaM5).

Como comportamento geral, pode-se observar umdecréscimo na microdureza em comparação com o materialde base nas porção do rebite inseridas no polímero, e umacréscimodamesmanovolumedopolímeroemtornodorebite.OdiminuiçãodamicrodurezadaMHAZénormalmentemenordoquenaMTMAZ(HV-MHAZ~95%eHV-MTMAZ~85%dadurezamédia domaterial de base), comomostra a porçãoesquerdadomapademicrodurezadaFigura8,nasposições1e2,respectivamente.EnquantoquenaMHAZnenhumamudançavisual namicroestrutura ocorre, naMTMAZ há parcialmente

refinamento e/ou recristalização dinâmica de grãos [25]. Essefatoserelacionacomosmenoresvaloresdemicrodureza,ondeorecozimentofoimaisintensonasregiõesdorebitepróximasàssuperfíciesfriccionadas.

Após observação dos resultados do mapeamento demicrodureza no polímero, representados no lado direito daFigura8,notou-sequeas regiõesao redordo rebite sofreramum aumento demicrodureza em comparação com omaterialde base (HVPHAZ ~ 110% da durezamédia de 284,0 ± 4,5MPareferenteaoPEIdebase).Acredita-sequeessasalteraçõesgeraisdedurezanaPHAZsãodevidoaoenvelhecimentofísicoe/ou endurecimento devido à perda de água estrutural típicasdo polímero em questão. Estudos aprofundados estão sendorealizadosparamelhorentendimentodessafenomenologia.

Figura8.EsquematizaçãodadistribuiçãodemicrodurezadajuntadePEI/AA2024-T351.

3.1.3.ResistênciaMecânicaGlobaldasJuntas

3.1.3.1.TestesdeTração

AresistênciaàtraçãodasjuntasdePEI(placasde13,4mmdeespessura)eAA2024(rebitescomroscaM5)foideterminadadepoisdeumaseleçãodeumconjuntootimizadodeparâmetrosdeuniãoreferentesàsamostrasproduzidas;aseleçãodajuntaotimizadaseguiuoprocedimentodescritonaseçãoEquipamentoeProcedimentodeUnião.

As condições de união selecionadas para a fabricação doscorposdeprovade tração foram21000 rpm,3 s e8bar,queproduziramumajuntacomumamelhorrazãodeaspectoparaorebiteeníveisreduzidosdedefeitos.AFigura9mostraacurvamédia dos testes de tração dosmateriais de base (rebite comroscaM5,eplacasdePEIde13,4mmdeespessura),bemcomoacurvamédiadostestesdetraçãoedecisalhamentodasjuntas.Deumamédiade5 amostras, calculou-seuma forçamáximade traçãode6068±163Nparaas juntas, enquantoqueparaosrebitesessevalorfoide6524±162;oalongamentomédiaderupturadasjuntasfoide11,9±1,2%,e8,9±1,5%parao

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materialdebase.Afalhadajuntaocorreuporfraturanaporçãodorebiteexternaàáreadeunião(Figura10D).Osvaloresderesistênciaà traçãodas juntasapresentaramaproximadamente93%daresistênciaàtraçãodosrebitescomroscaM5.

Essesresultadospodemsermaisprofundamentecompreen-didoscomoauxíliodaanálisefractográfica.AsFiguras10Ae10BexibemorebitedeAA2024-T351fraturado;aFigura11Ae11BmostraocorpodeprovadePEIfraturado.Tantoorebitequantoasjuntasfalharamdemodosimilar.Nota-sequeafraturaem tração da junta iniciou-se no primeiro filete de rosca em-butidonaplacapolimérica,umcomportamentotípicodejuntasrosqueadascomparafusosfalhandoporfraturadúctilsemem-pescoçamento (Figura10Ce10D).Esse tipode fraturasegueapropagaçãode trincaa45ºporduasou trêsvoltasnofilete,devidoaoacúmulodeesforçosassociadoaoseveromecanismodeconcentraçãodetensõesnaárearosqueada.Alémdisso,umtrincamentosecundárioestávelocorreuaoredordaAZnovolu-medopolímero(indicadopelassetasnaFigura10C).Essetipodefraturajustificaaelevadaperformancesobtraçãoapresentadaporessajunta.

Figura10.Corposdeprovadetraçãofraturados:rebitecomroscaM5(A);superfíciedefraturaparaorebitemostradoemA(B);porçãodorebite(juntamentecomazonadeancoramento)presoàplacadePEI(C),comsetasindicandoafrentedetrincamento

secundárioestável;eporçãoexternadorebitemostrandoalocalizaçãodafraturanaporçãoexternadomesmo.

Figura9.ResultadosmédiosdoscincocorposdeprovatestadosemtraçãoecisalhamentoparaasjuntasdePEI/AA2024-T351rebitadasporfricção(21000rpm,3s,8bar).AscurvasmédiasparaasplacasextrudadasdePEIpuroeparaosrebites(rosca

M5)sãofornecidasparacomparação.

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3.1.3.2.TestesdeCisalhamentosobTensão

Acombinaçãootimizada dos parâmetros de processo paraos corpos de prova de cisalhamento (placas de PEI de 5mmdeespessuramonorrebitadascomrebitesdeAA2024-T351de5mmdediâmetro)foiamesmaqueautilizadaparaoscorposdetração(21000rpm,3s,e8bar).

NaFigura9ascurvasmédiasdetensãodetraçãoemfunçãodadeformaçãodasplacasdePEIedetensãodecisalhamentopor deformação para os corpos monorrebitados podem serobservadas.TantooPEIpurocomoasplacasdePEIrebitadaspor fricção falharam demaneira frágil.A Figura 11Amostraum corpo de PEI fraturado, em que praticamente nenhumempescoçamentopôdeserobservado. Issoéum indicativodanatureza frágil desse material. Adicionalmente mostrados naFigura11B,microfibrilamentosmúltiplos (multiplecrazing)–microtrincas tipicamente encontradas em polímeros frágeis –

Figura11.CorposdeprovafraturadosparaasplacasextrudadasdePEIpuro(A);superfíciedefraturadoscorposfraturadosdeA(B)–microfibrilamentosmúltiplos(multiple crazing)doscorposdeA,indicandofraturafrágil;vistamacroscópicamostrandoumcorpodeprovadePEI/AA2024paracisalhamento(C);vistadetalhadadaplacainferiordeC(D);edeformaçãoplásticalocalizada

(bearing)ocorrendonaporçãopoliméricadajuntaemtornodorebite(nãomostradonafoto)(E).

embasamasuposiçãodefraturafrágil.A fratura frágil tambémfoiobservadanaplaca inferiorde

PEI dos corpos de cisalhamento sob tensão (Figuras 11C e11D).Apesardafalhaprimáriaterseiniciadopordeformaçãoplástica localizada (bearing) em torno do rebite em ambas asplacasdePEI(Figura11E),atrincaterminalocorreuporfraturacatastrófica frágil (net-tension) na placa de PEI inferior. Esseé um tipo de mecanismo de fratura satisfatório para juntasplásticasrebitadas,considerandoqueafraturacatastróficapodeserevitadaatravésdeinspeçõesregulares.

A média das resistências máximas ao cisalhamento sobtensão atingiu valores de 77,5 ± 0,1 MPa, correspondendoa aproximadamente 70% da resistência de uma placa dePEI (111,7 ± 1,9MPa). Esse resultado é relativamente bom,considerandoqueoPEIéaltamentesensívelaentalhesequeo furo ocasionado pelo rebite na placa polimérica age comoconcentradordetensões.

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4.Conclusões

No presente estudo, juntas de PEI/AA2024-T351 foramproduzidas por Fricreviting e caracterizadas em termos depropriedades mecânicas e temperatura processual atravésda determinação dos mecanismos de adesão, evolução datemperaturae resistênciamecânicasobsolicitaçãode traçãoecisalhamentosobtensãoemcondiçõesestáticas.

As máximas temperaturas de processo chegam até 500ºCe correspondem a aproximadamente 95% da ponto de fusãodo rebite de alumínio, e compreende a faixa de temperaturade degradação do polímero base. A elevada eficiência deancoramento do rebite, está de acordo com as teorias decomportamentomecânico de juntas rebitadas por fricção, quecorrelacionam resistências superiores com maiores largura eprofundidadedazonadeancoramento.Alémdisso,foramobtidosresultadossatisfatórioscomrelaçãoaosvaloresderesistênciaàtraçãodas juntas que apresentaramaproximadamente93%daresistência à tração dos rebites utilizados.A performance dasjuntassobsolicitaçãoporcisalhamentosobtensãoapresentaramaproximadamente 70% da resistência do polímero puro e afraturafrágilpornet-tensionnaplacadepolímeroinferiorfoiomecanismodefalhapredominanteparaasjuntas.

Como uma técnica de união alternativa para estruturaspolímero-metal encontradas em aplicações industriais, comoaeronáuticas e automotivas, o FricRiveting apresenta asseguintes vantagens e limitações: Vantagens – a) Pouca ounenhumanecessidade de limpeza ou preparação de superfíciedoscomponentesdajunta;b)Nãoobrigatoriedadedepré-furos;c)Juntashermeticamenteseladaspodemserobtidasatravésdaescolha do conjunto certo de parâmetros; d)Apenas o acessounilateralàsplacasaseremrebitadasénecessário;e)Auniãoé independentedaposição (tantoverticalcomohorizontal); f)Número reduzidode estágiosdoprocesso e curtos temposdeunião,oquepotencialmentepodelevarareduçãodecustosnaprodução; g) uma vasta gama demateriais podem ser unidos[8];h)Maquináriosimplesebarato,assimcomoapossibilidadede aplicações robóticas; i) Boas performances mecânicas detraçãoedecisalhamentodasjuntas.Limitações–a)Oprocessopermite apenas a produção de juntas pontuais; b)O processonão é aplicável para polímeros termofixos sem a seleção deconfiguraçõesotimizadasdejuntas;c)Háumaespessuramínimadetrabalhoparaasplacaspoliméricas,damesmamaneiraquenosprocessostradicionaisdeinteração(ancoramento)mecânico.Atravésdaexperiênciapráticaobservou-sequeodiâmetrodorebite deve ter aproximadamente ametade da espessura a serunidaparaqueumancoramentomecânicoótimosejaatingido;d)Assimcomoemestruturassoldadas,coladasourebitadas,asjuntasrebitadasporfricçãonãosãoremontáveis.

Os resultados gerados no presente trabalho mostraram opotencial dessa nova técnica de união. Outros estudos aindasãonecessáriosparaque sepossadesenvolveroatual estágiode compreensão do conjunto de fenômenos que ocorrem noFricRiveting. Isso favorecerá a futura transferência industrialdessanovatécnicadeunião,quedemonstrousersimples,rápidae financeiramente eficiente para a união de termoplásticosavançados e ligas leves. Atualmente a técnica esta sendo

investigada pela indústria aeronáutica européia, e resultadospositivosjáforamobtidosemjuntasdecompósitodefibradecarbonoedevidrocomligasdetitânio,resultadosessesaserempublicadosposteriormente.

5.Agradecimentos

Os autores gostariam de agradecer o apoio financeiroproporcionado pelo Conselho Nacional de Pesquisa CNPq –BrasileàDAAD(Alemanha).OsautoresaindasãogratosaoEngenheiroC.BuenoeaEngenheiraC.Rodrigues(UFSCar,SãoCarlos) pela ajuda coma traduçãodos termos técnicos eformataçãodoartigo.

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Notas para os autores

Soldagem & InspeçãoEscopo

A Revista Soldagem & Inspeção é o canal de comunicação científico da Associação Brasileira de Soldagem (ABS), com o objetivo de divulgar artigos originais sobre o desenvolvimento científico e tecnológico das áreas de conhecimento que envolvem a Soldagem, a Inspeção e Afins. Artigos de Revisão ou “Letters” sobre temas atuais e/ou controversos são também publicados pelo Periódico. Artigos originalmente publicados nos Congressos Brasileiros de Soldagem, promovidos pela Associação Brasileira de Soldagem (CONSOLDA - ABS), terão prioridade de publicação. Entretanto, os editores também incentivam a submissão de artigos diretamente à redação da revista. Todos os artigos candidatos à publicação passam pela avaliação de uma comissão Editorial, necessitando ter parecer favorável de pelo menos 2 membros. A Revista Soldagem & Inspeção é publicada trimestralmente, com circulação abrangendo principalmente os países de língua portuguesa e espanhola. Desta forma, são aceitos artigos em português, castelhano e inglês. A submissão de um artigo implica que o mesmo não tenha sido ainda publicado em outros periódicos e que não esteja submetido para publicação em outro veículo. Ao submeter um artigo, os autores acordam de que os direitos autorais do mesmo, assim que aceito para publicação, são transferidos para a Revista Soldagem & Inspeção, tornando-se de propriedade da Revista seu conteúdo e ilustrações. O conteúdo dos artigos é de total responsabilidade dos autores e não devem apresentar qualquer conflito com os interesses de outros pesquisadores, empregadores e instituições ou empresas financiadoras. A distribuição do periódico é realizada exclusivamente aos associados da ABS e na forma de doação para as bibliotecas das Instituições de Ensino e Pesquisa e empresas afins com a área de soldagem e inspeção.

Normas para Submissão de Artigos (buscar em http://www.abs-soldagem.org.br/s&i/ um texto mais completo e explicativo sobre a norma e modelo para apresentação)

1. Organização do Manuscrito

O manuscrito deverá conter: Título do Trabalho (na língua original do trabalho e em inglês); Autor(es) e instituição(ões) de trabalho; Resumo na língua original do trabalho; Palavras-chave; Resumo e palavras-chave em inglês; Texto principal; Agradecimentos (opcional); e Referências Bibliográfica.

1.1 Texto principal

O texto principal deverá ser organizado em seções numeradas consecutivamente. Cada seção poderá ser organizada em subseções, numeradas de acordo com o sistema decimal. Em caso excepcional, as subseções poderão ainda ser divididas em sub-subseções, numeradas de acordo com o sistema decimal. Sempre

que possível, o texto principal do artigo deverá ter as seguintes seções, cujos títulos aqui são apenas sugestivos: Introdução (em que o autor demonstra o estado da arte e a motivação, ou seja, o embasamento teórico/experimental, o que já se fez sobre o assunto e limitações ainda persistentes, concluindo com o objetivo do trabalho – nunca repetindo o resumo no tocante ao que se fez no trabalho em questão); Materiais e Métodos (em que o autor descreve a(s) metodologia(s) usada(s) para alcançar os objetivos e os insumos e equipamentos utilizados); Resultados e Discussão (em que o autor apresenta os dados resultantes e faz a análise dos mesmos, visando suportar as conclusões); Conclusões;

a) Unidades do sistema internacional (SI) deverão ser adotadas no texto. No caso de unidades compostas, o uso de frações ou raízes deverá ser evitado, usando-se em seu lugar o expoente correspondente (p. ex. J.mol-1.K-1 ou MPa.m½ ). Frações numéricas deverão ser escritas no modo decimal, à exceção de ½, ¼ e ¾, para os quais existem caracteres ASCII.

b) As referências deverão ser numeradas consecutivamente, à medida que forem sendo citadas, com os números contidos entre colchetes, p. ex. [1], [1,2], [1,3-5], etc.. A mesma numeração deverá ser utilizada ao final do artigo para listar as referências. Ver no item 1.2 deste procedimento o formato de apresentação da lista de referencias.

c) Os dois primeiros elementos devem conter um título, posicionado abaixo (caso da figura) ou acima dos mesmos (caso da tabela), com a sua identificação por números de forma seqüencial (conforme a ordem de aparecimento), seguida da descrição sucinta do seu conteúdo. As equações devem seguir as regras gramaticais de um texto quanto a parágrafos e pontuação, só que posicionadas à parte. Também devem ser identificas por números seqüências, conforme ordem de aparecimento. As referências às equações, tabelas e figuras no texto devem ser feitas com as respectivas palavras por extenso, seguida pelo número da mesma, sempre com a primeira letra maiúscula, mesmo que não se esteja iniciando uma frase (são nomes próprios).

1.2 Referências Bibliográficas

As referências indicadas no texto devem ser listadas em ordem correspondente ao sistema numérico adotados nas citações (não confundir com bibliografia, que se refere a outras fontes em que o mesmo assunto é tratado, mas que a listagem em artigos científicos é dispensada). Os autores devem privilegiar a norma da ABNT (NBR 6023/2002) para indicação de referências bibliográficas. Não usar grifo, negrito ou itálico. Citar até 3 autores, pelo último nome, seguido das iniciais dos prenomes (mais de 3 autores citar o primeiro + et al.). Nomes dos autores separados por ponto e vírgula. O nome do periódico

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ou congresso pode ser resumido, desde que se use a abreviatura oficial dos mesmos. Não se deve usar comunicação verbal na lista de referências, já que não há como o leitor buscá-la.

2. Preparação do Manuscrito e Encaminhamento àComissão Editorial

Os autores devem enviar o manuscrito por meio eletrônico (e-mail ou CD) para a secretaria da revista ([email protected]) na forma de arquivos *.doc (word for windows) ou *.rtf (“rich text format”). Em caso de mais de um autor, o responsável pela correspondência deverá ser identificado com uma nota de rodapé com os dizeres: “Autor para quem toda a correspondência deve ser encaminhada”. Ao enviar o texto final aprovado, as figuras não deverão ser inseridas no texto, mas sim enviadas como arquivos separados, um para cada figura, juntamente com um arquivo contendo os títulos de todas as figuras. Os formatos preferidos são JPEG (usar alta qualidade, ao menos 600dpi) ou TIFF. Outros formatos poderão ser aceitos mediante consulta. Reproduções xerográficas não serão aceitas. Como a publicação final é em preto e branco, evitar cores ou garantir que ao serem convertidas não ficarão indistintas.

2.1 Formatação Eletrônica do Texto

Papel: Formato A4 (297 x 210 mm), com margens de 25 mm (esquerda, direita, superior e inferior). Artigo com tamanho máximo de 10 páginas.

Texto base: Fonte Times New Roman (Symbol para caracteres gregos), tamanho 10pts. Texto com alinhamento justificado, com recuo 0,5 cm (6 espaços) no início de cada parágrafo. Separação simples entre linhas e entre parágrafos. Separação com uma linha em branco antes e após títulos e subtítulos, figuras, tabelas e equações. Desabilitar controle de quebra de parágrafo (linhas órfãs e viúvas).

Título do Trabalho: Na primeira linha da página, sendo a primeira letra de cada palavra sempre em maiúsculo (exceto artigos e preposições), ocupando no máximo 2 linhas. Se a língua original do trabalho não for o inglês, deixar um espaço em branco e repetir, sob o título original, o título em língua inglesa, entre parênteses. Alinhamento centralizado, fonte Times New Roman em negrito (bold), tamanho 11 pts (título em inglês tamanho 10). Separação com duas linhas em branco para a identificação dos autores.

Autores: Listar de forma seqüencial todos os autores (nome e sobrenomes), separando-os por vírgula. Colocar uma numeração crescente (1, 2, 3, ...) em sobrescrito (sem parênteses) após o último sobrenome de cada autor, sem espaço, para relacionar com a instituição de trabalho (repetir o mesmo número se a instituição de trabalho for a mesma para mais de um autor). Fazer a identificação da(s) instituição(coes) de trabalho na(s) linha(s) abaixo. Fonte Times New Roman em itálico, tamanho 10 pts. Alinhamento centralizado e espaçamento de linha simples.

Instituições de trabalho: Descritas pelo nome em extenso da Instituição, seguido pelo Departamento/Setor, cidade, estado, país (não colocar endereço) e e-mail do(s) autor(es), logo abaixo da(s) linha(s) dos autores. Colocar a numeração correspondente a cada autor, em sobrescrito, sem espaço e sem parênteses, antes do nome de cada Instituição. Colocar uma descrição de Instituição por linha. O e-mail do primeiro autor é obrigatório, sendo opcional para os demais. Quando da mesma Instituição, os e-mails dos demais autores devem vir seqüencialmente, separados por vírgula. Fonte Times New Roman em itálico, tamanho 10 pts. Alinhamento centralizado e espaçamento de linha simples. Separação entre a última instituição e o resto do texto (resumo) por duas linhas em branco.

Resumo: Inicia-se com a palavra “Resumo” (sem aspas e só a primeira letra em maiúsculo) em negrito e centalizada, fonte Times New Roman, tamanho 10 pts. Após um espaço simples, iniciar o texto do resumo em único parágrafo, sem recuo no início, fonte Times New Roman, em itálico, tamanho 10 pts. Alinhamento justificado e espaçamento de linha simples. Máximo de 200 palavras. Separação com uma linha em branco para a lista de palavras-chave.

Palavras-chave: representando o conteúdo do artigo, devem figurar antecedidas da expressão “Palavras-chave” (sem aspas, em negrito e seguida por dois pontos), separadas entre sí por ponto e finalizadas também por ponto (NBR 6022/2003 da ABNT). Iniciar todas as palavras-chave por letra maiúscula. Máximo 5 palavras, simples ou compostas. Alinhamento pela esquerda, fonte Times New Roman, tamanho 10 pts, em itálico. Deixar duas linhas em branco.

Abstract iniciar com a palavra “Abstract” (sem aspas e só a primeira letra em maiúsculo) em negrito, fonte Times New Roman, tamanho 10 pts, seguida por dois pontos. Na mesma linha, iniciar o texto do abstract em único parágrafo, fonte Times New Roman, sem negrito e em itálico, tamanho 10 pts. Alinhamento justificado e espaçamento de linha simples. Separação de um espaço para a lista de Key-words. Iniciar com a palavra “Key-words” (sem aspas e em negrito), seguido de dois pontos, e da lista das palavras-chave em inglês (mesmas regras para as palavras-chave). Alinhamento pela esquerda, fonte Times New Roman, tamanho 10 pt, em itálico. Deixar dois espaços em branco para iniciar com o texto.

Títulos e sub-títulos de itens: Numerado de forma seqüencial, com no máximo no segundo nível de sub-itens, separado do título/sub-título por um ponto e um espaço (por exemplo, 1. ou 1.1. ou 1.1.1.). A primeira letra de cada palavra sempre em maiúsculo (exceto artigos e preposições). Alinhamento pela esquerda. Fonte Times New Roman em negrito (bold), tamanho 10 pts. Separação entre o título e os textos anterior e posterior por uma linha em branco.

Equações: As equações deverão ser editadas usando-se os recursos existentes no editor de texto (p. ex. MS Equation Editor) e numeradas consecutivamente (os números, sem o

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uso de palavras, deverão estar contidos entre parênteses e posicionados junto à margem direita). Usar Times New Roman (Symbol para caracteres gregos), tamanho 10pts. Separação com espaço simples entre a equação e o texto anterior e posterior à mesma. Deve-se evitar equações que ocupem mais do que a dois quintos da largura útil de uma página.

Tabelas: As tabelas deverão ser inseridas no texto, na posição que o autor considerar mais conveniente, e numeradas seqüencialmente, de acordo com a ordem em que forem citadas no texto principal. Toda tabela deverá conter um título, posicionado sempre acima (antes) da tabela (sem espaço), com a descrição sucinta do seu conteúdo. Usar no título e conteúdo fonte Times New Roman (Symbol para caracteres gregos), tamanho 10pts. Os símbolos usados na mesma ou outras notas e esclarecimentos poderão vir logo abaixo da tabela, sem espaço, em itálico. Deve-se evitar tabelas com mais de 8 colunas (devem ocupar pouco menos do que a metade da largura útil de uma página). Separação com espaço simples entre o título/última linha da tabela ou das notas ou simbologias e o parágrafo anterior e posterior à tabela.

Figuras: Toda figura deverá conter um título, posicionado sempre abaixo da mesma (sem espaço), com a descrição sucinta do seu conteúdo (fonte Times New Roman e Symbol para caracteres gregos, tamanho 10pts). Separação com espaço simples entre a margem superior/título da figura e os parágrafos anterior e posterior à mesma. Os textos constantes das figuras (incluindo as identificações dos eixos nos gráficos e legendas) deverão ter um tamanho suficiente para que a figura seja legível após a redução para o tamanho final de publicação. Figuras correspondentes a macro-micrografias deverão ter alta resolução (ao menos 600 dpi) e deverão conter uma escala (μm ou mm) para indicar o aumento da foto no canto inferior direito da mesma.

Lista de Referências Bibliográficas: As referências devem aparecer alinhadas à margem esquerda (sem recuo) e de forma a se identificar individualmente cada documento referenciado no texto pelos mesmos números entre colchetes ([1], ..., [4], etc.). Alinhamento justificado, fonte Times New Roman, tamanho 10 pts, em espaço simples.

3. Seleção, Avaliação e Aprovação de Artigos para Publicação

Membros do corpo Editorial da Revista Soldagen & Inspeção analisarão todos os trabalhos submetidos, incluindo aspectos de relevância do tema, originalidade, forma de apresentação de resultados, etc e emitirão parecer à redação da revista em formulário próprio, identificando o trabalho e com apenas uma das seguintes recomendações:

Trabalho não recomendado para publicação.

Trabalho recomendado para publicação com restrições.

Trabalho recomendado para publicação.

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Sumário/Contents

Editorial/Forewords

Ronaldo Paranhos..................................................................……………………………………………….....309

Artigos técnicos/Technical Papers Caracterização e Avaliação da Resistência à Corrosão na Soldagem de tubulação de Aço Inoxidável Duplex UNS S31803 pelo Processo a Arco (Characterization and Evaluation of Corrosion Resistance of Welded Joint of Duplex Stainless Steel Pipe UNS S31803 by Submerged Arc Process)Juan Manuel Pardal, Guttemberg C. de Souza, Sérgio Souto Maior Tavares, Maria da P. Cindra Fonseca, Miguel L. Ribeiro Ferreira, Leandro M. Martins, Omar A. Samra Filho......................................................................310

Avaliação da Microestrutura e Propriedades Mecânicas de Metais de Solda Obtidos por Processos de Soldagem Manual e Automatizado utilizado na Soldagem de Aço API 5L X80.(Evaluation of Microstructure and Mechanical Properties of weld metals obtained by Manual and Automated Welding Process used in the Welding of API 5L X80 Steel)Siderley Fernandes Albuquerque, Theophilo Moura Maciel, Marco Antônio dos Santos, Alexandre Queiroz Bracarense...................................................................................................................................................322

Soldagem TIG de Elevada Produtividade: Infl uência dos Gases de Proteção na Velocidade Limite para Formação de Defeitos(High Productivity TIG Welding: Infl uence of Shielding Gases on the Limit Speed for Defect Formation)Mateus Barancelli Schwedersky, Jair Carlos Dutra, Marcelo Pompermaier Okuyama, Régis Henrique Gonçalves e Silva................................................................................................................................................................333

Aplicabilidad del Monitoreo de Emisiones del Arco Eléctrico Para el Control de Calidad en el Proceso MAG-S(Applicability of Monitoring of Electric Arc Emissions for Quality Control in MAG-S Process)Eber Huanca Cayo, Sadek Crisóstomo Absi Alfaro.....................................................................................341

Comparação do Desempenho Operacional e das Características do Cordão na Soldagem com Diferentes Arames Tubulares em Polaridade Negativa(Comparison of Operational Performance and Bead Characteristics when Welding with Different Tubular Wires in Negative Polarity)Cícero Murta Diniz Starling, Paulo José Modenesi, Tadeu Messias Donizete Borba..................................350

Soldabilidade de Aços Resistentes à Abrasão da Classe de 450 HB de Dureza(Weldability of Abrasion-Resistant Steels of 450 HB Hardness)Gabriel Corrêa Guimarães, Ramsés Ferreira da Silva, Luiz Carlos da Silva..................................................360

Infl uência do Material de Base sobre o Rendimento de Fusão em Soldagem a Arco(Infl uence of Base Material on the Melting Effi ciency in Arc Welding)Ruham Pablo Reis, André Luis Gonçalves da Costa; Fernanda Mendonça Silveira; Paulo Rosa da Mota; Robson José de Souza, Américo Scotti........................................................................................................369

Desafi o Tecnologico:

Investigação sobre a Efi ciência da Fibra de Vidro e da Fibra Cerâmica como Suporte de Solda na Soldagem Unilateral(Investigation over the Effi ciency of Fiber Glass and Ceramic Fiber as Weld Support in One-Sided Welding)Luiz Cláudio Tatagiba, Angelus Giuseppe Pereira da Silva, Ronaldo Paranhos..............................................377

Convidado/Invited:

Rebitagem por Fricção (“FricRiveting”). Desenvolvimento de uma Nova Técnica de União para Juntas Híbridas do Tipo Polímero-Metal. Parte I: Processo e Microestrutura(Friction Riveting (FricRiveting). Development of a New Joining Technique for Polymer-Metal Hybrid Joints. Part I: Process and Microstructure Sergio T. Amancio-Filho............................................................................................................................387

Rebitagem por Fricção (“FricRiveting”). Desenvolvimento de uma Nova Técnica de União para Juntas Híbridas do Tipo Polímero-Metal. Parte II: Propriedades Térmicas e Mecânicas(Friction Riveting (FricRiveting). Development of a New Joining Technique for Polymer-Metal Hybrid Joints). Parte II: Thermal and Mechanical PropertiesSergio T. Amancio-Filho..............................................................................................................................396