Vol.16, No. 4, Out/Dez 2011 - Pós

Transcrição

Vol.16, No. 4, Out/Dez 2011
Soldagem
&
Inspeção
1
Editor
Prof. Alexandre Queiroz Bracarense, UFMG, Belo Horizonte, Brasil - [email protected]
Editores Associados:
Américo Scotti, UFU, Uberlândia, Brasil
Cícero M. Diniz Starling, UFMG, Belo Horizonte, Brasil
Ivan G. Machado, UFRGS, Porto Alegre, Brasil
Marcelo de S. Q. Bittencourt, IEN, Rio de Janeiro, Brasil
Paulo José Modenesi, UFMG, Belo Horizonte, Brasil
Corpo Editorial:
Anderson Geraldo, UTFPr, Ponta Grossa, Brasil
Antonio J. Ramirez, LNLS, Campinas, Brasil
Augusto J. de Almeida Buschinelli, UFSC, Florianópolis, Brasil
Carlos E. Rodrigues, UFERSA, RN, Brasil
Carlos Eduardo Iconomos Baixo, UFSC, Brasil
Cuauhtémoc Maldonado Zepeda, UMSNH, Morelia, México
Eduardo de Magalhães Braga, UFPA, Belém, Brasil
Hélio Cordeiro M, UFC, Ceará, Brasil
Ivani S. Bott, PUC-RJ, Rio de Janeiro, Brasil
Jair Carlos Dutra, UFSC, Florianópolis, Brasil
Jesualdo Pereira Faria, UFC, Fortaleza, Brasil
Jimy Silgado, LNLS, Campinas, Brasil
Julio Blanco Fernández, UR, Logroño, Espanha
Linton Carvajal Ortega, USACH, Santiago, Chile
Louriel Oliveira Vilarinho, UFU, Uberlândia, Brasil
Luísa Quintino, ISQ, Lisboa, Portugal
Ronaldo Paranhos, UENF, Campos, Brasil
Sadek C. Absi Alfaro, UnB. Brasilia, Brasil
Sergio Brandi, USP, São Paulo, Brasil
Stephen Liu, Colorado School of Mines, Golden, USA
Mauro Losz, AKSTEEL, Middletown, EUA
Moises Oliveira, EMBRACO, Brasil
Paulo Villani Marques, UFMG, Belo Horizonte, Brasil
Rafael Fernandes Fuentes, UCLV, Santa Clara, Cuba
Regis Silva, UFSC, Florianópolis, Brasil
Ronaldo Cardoso Junior, ESAB, Belo Horizonte, Brasil ADHOC
Rosa Miranda, FCT, Caparica, Portugal
Sadek Crisostomo Absi Alfaro, UnB, Brasília, Brasil
Sergio Luiz Henke, LACTEC, Brasil
Sérgio Rodrigues Barra, SENAI Cimatec, Salvador, Brasil
Theophilo Moura Maciel, UFCG, Campina Grande, Brasil
Valtair A. Ferraresi, UFU, Uberlândia, Brasil
Vladimir Ponomarev, Patton Welding Institute, Kiev, Ucrânia
Volkmar Schuler, Ulm University, Ulm, Alemanha
Yukio Kobayashi, UNESP, Bauru, Brasil
Assistente Editorial
Thacielle Felizardo
Produção Gráfica e Impressão
Arte por Arte Comunicações
Manoel Barletta Garcia
Luisa 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 finas 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: • Energy Technology Data Exchange (ETDE) (www.etde.org/etdeweb);
• WELDASEARCH - The Welding Institute (www.twi.co.uk);
• Scielo (http://www.scielo.br/si)
• Science Citation Index Expanded – SciSearch (Thomson Reuters); • Metals Abstracts/METADEX, Engineered Materials Abstracts, Corrosion
Abstracts and Aluminum Industry Abstracts (CSA) (www.csa.com);
• 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 científicas líderes nos países que não têm o inglês como língua oficial.
Tiragem: 1000 exemplares
Associação Brasileira de Soldagem
Rua Dr. Guilherme Bannitz, 126 - cj. 42
04532-060 - Itaim Bibi - São Paulo - Brasil
Tel.: 11/3045-5040 Fax: 11/3045-8578
e-mail: [email protected]
site: www.abs-soldagem.org.br
Soldag. Insp. São Paulo, Vol.16, No. 4, Out/Dez 2011
DIRETORIA DA ABS
Erasmo G. Lima - Presidente
Carlos Augusto Macedo Junior - Vice Presidente
Daniel M. de Almeida - Diretor Executivo
Marcos Antonio Tremonti - Diretor de Educação e Treinamento
Edson Silva Urtado - Diretor Financeiro
José Antônio Cunha - Diretor de Marketing
Américo Scotti - Diretor Técnico
2
Soldagem & Inspeção (S&I)
ISSN 0104-9224 (printed)
ISSN 1980-6973 (on-line)
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 Paranhos
Diretor de Projetos e Inovação da UENF
Prof. Associado do LAMAV-CCT-UENF.
309
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
1
Universidade Federal Fluminense, Programa de Pós-Graduação em Engenharia Mecânica - PGMEC, Niterói, RJ, Brasil.
([email protected])
2
Universidade Federal Fluminense, Departamento de Engenharia Mecânica, Niterói, RJ, Brasil.
3
Böhler 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
(Recebido em 27/08/2011; Texto final em 20/09/2011).
Artigo originalmente publicado no COTEQ 2011
310
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 (Cr2N)
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
Soldag. 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
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.
Figura 1. Características dimensionais e geométricas do bisel
da tubulação de AID [8].
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).
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
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
Classificação
AID
Composição química (% em peso). Fe balanço.
Cr
Ni
Mo
Mn
Si
N
Cu
W
C
P
S
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
311
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
Tabela 3. Procedimento de soldagem empregado.
Passe
1
2
3
4
5
6
7
8
9
10
11
12
13
14
15
16
17
18
19
20
21
22
23
24
25
26
27
28
29
30
31
32
33
34
35
36
37
38
39
40
41
42
43
44
45
46
47
48
49
50
51
312
Processo
GTAW
SAW
Camada
Tensão (V)
Corrente de Soldagem (A)
Velocidade (cm/min)
Aporte Térmico (kJ/mm)
1
2
3
3
4
4
5
5
5
6
6
6
7
7
7
7
8
8
8
8
8
9
9
9
9
9
10
10
10
10
10
10
11
11
11
11
11
12
12
12
12
12
13
13
13
14
14
14
14
14
14
10
11
11
11
31
30
30
29
29
30
30
30
29
29
29
29
29
29
29
27
27
27
27
27
27
27
27
27
27
27
27
27
27
27
27
27
27
27
27
27
27
27
27
27
27
27
27
27
27
27
27
110
120
125
125
300
290
290
290
290
290
290
290
290
290
290
290
290
290
290
290
300
280
280
280
280
280
280
280
280
280
280
280
280
280
280
280
280
280
280
280
280
280
280
280
280
280
280
280
280
280
280
5,3
8,1
10,1
9,0
40,1
40,5
40,3
40,1
41,0
40,7
41,0
40,3
40,1
40,1
39,8
40,7
40,7
40,3
40,5
39,8
39,8
40,7
40,5
40,1
40,7
40,1
43,8
43,2
43,8
43,2
43,2
43,8
43,8
43,5
43,5
43,5
43,9
47,4
46,8
46,6
46,0
47,5
45,5
47,7
48,3
47,6
48,0
48,0
47,7
48,0
48,0
1,25
0,97
0,82
0,92
1,39
1,29
1,29
1,26
1,23
1,28
1,27
1,29
1,26
1,26
1,27
1,24
1,24
1,25
1,25
1,18
1,22
1,11
1,12
1,13
1,11
1,13
1,04
1,05
1,04
1,05
1,05
1,04
1,04
1,04
1,04
1,04
1,03
0,96
0,97
0,97
0,99
0,95
1,00
0,95
0,94
0,95
0,95
0,95
0,95
0,95
0,95
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.
313
Samra Filho
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
314
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 (δi) 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 mVSCE.
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, procedeuse 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
foram imersas por 24 horas em uma solução aquosa contendo
100 g de cloreto férrico hexa-hidratado (FeCl3.6H20) 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.
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 7. Croqui do local da extração dos cps [11].
Figura 9. Macrografia da junta soldada.
Figura 8. Croqui mostrando a região de corte dos cps.
3. Resultados e Discussão
A Figura 9 apresenta a macrografia da seção transversal
A Tabela 4 apresenta os valores de limite de resistência
(σLR) obtidos durante o ensaio de cps retirados transversalmente
à junta soldada. Os valores de σLR 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
T1
T2
Dimensões
(mm)
19,1 x 32,5
19,1 x 32,8
Carga: Fr
(N)
500139
495236
Área
(mm2)
620,4
624,1
σLR
(MPa)
806,2
794,9
Fratura
MB
MB
Figura 10. (a) Fratura do cp no MB. (b) Aspecto da fratura do cp após ensaio de tração.
315
Samra Filho
Tabela 5. Propriedades mecânicas do metal de solda.
Dimensões iniciais
CP
1
Carga
Tensão
Dimensões Finais
Li
Di
Ai
(mm) (mm) (mm2)
Fe (N)
Fr (N)
σLE
(MPa)
σLR
Lf
Df
Af
(MPa) (mm) (mm) (mm2)
50,0
84566
104835
672,9
834,1
12,7
125,7
60
10,6
88,4
Deformação
Al
(%)
RA
(%)
20
30
Tabela 6. Resultados obtidos no ensaio de dobramento.
CP
DL 1
DL 2
DL 3
DL 4
Dimensões (mm)
10,00 x 33,60
10,00 x 33,61
10,00 x 33,60
10,00 x 33,60
Resultados
Sem descontinuidades
Descontinuidade: 2,5mm de comprimento
Figura 11. (a) Realização do ensaio de dobramento. (b) Estado da superfície dos cps após ensaio.
Na Tabela 5 estão apresentadas as propriedades mecânicas
(limite de escoamento (σE), de resistência (σLR), alongamento
(Al) e redução de área (RA)) resultantes do cp do metal de
solda. Ressalta-se que os valores de limite de escoamento (σLE),
de resistência (σLR) e alongamento (%) encontram-se acima dos
valores especificados para metais de solda contendo 25Cr-9Ni4Mo, 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
316
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 encontraramse 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.
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 12. Perfil de durezas levantado ao longo da seção
transversal em diversas regiões da junta.
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 CP
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
Enchimento → CMS
Enchimento → LF
Enchimento → LF + 2 mm
Enchimento → LF + 5 mm
Raiz → CMS
Raiz → LF
Raiz → LF + 2 mm
Raiz → LF + 5 mm
Valores de Energia Absorvida (J)
1º
74
93
150
199
66
97
105
171
2º
61
70
138
186
71
75
108
219
3º
66
82
152
156
84
120
100
238
Média
67
82
147
180
74
97
104
209
±
10
17
11
33
14
33
6
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].
317
Samra Filho
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.
318
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.
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 Cr2N, menores que 3 mm, na
ZTA da raiz. Por outro lado, a Figura 19(b) mostra a presença de
uma colônia de Cr2N 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
Nitrogênio
Tabela 9. Teores de elemento de liga na raiz (MSGTAW) e no
enchimento (MSSAW) da junta soldada.
Localização
Elemento
Químico
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
(%) em peso
MB
0,1641
MSGTAW MSSAW
0,1795
0,2046
MSSAWD
0,1911
Os teores de nitrogênio contidos no metal de solda são
maiores do que aqueles encontrados no metal de base. Notase 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).
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.
319
Samra Filho
Tabela 10. Valores da temperatura crítica de pites nas diferentes
regiões da junta analisada.
Posição
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.
Resultados - 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
Tabela 11. Valores da perda de massa segundo norma ASTM G48 [15].
Peso (g)
Perda de Massa
CP
Dimensões do Cp
(mm)
Área
Total
(m2)
Inicial (I)
Final (F)
(I - F) (SBM)
g/(m2)
(NORSOK)
Posição (0º) A1
C = 67,78 L =
25,40 E = 13,71
0,05998
181,7847
181,7810
0,0037
0,6168
Isento
Posição (0º) A2
C = 68,00 L =
25,45 E = 14,66
0,06201
196,0558
196,0549
0,0009
0,1451
Isento
Posição (90º) A1
C = 67,60 L =
25,40 E = 14,07
0,00605
188,1947
188,1927
0,0020
0,3305
Isento
Posição (90º) A2
C = 67,46 L =
25,42 E = 14,30
0,00608
189,9392
189,9346
0,0046
0,7558
Isento
Posição (180º) A1
C = 68,00 L =
25,38 E = 13,94
0,00605
186,8796
186,8792
0,0004
0,0661
Isento
C = 67,60 L =
25,55 E = 14,82
0,00624
200,0636
200,0631
0,0005
0,0800
Isento
C = 67,60 L =
25,40 E = 14,11
0,00615
195,7149
195,7144
0,0005
0,0812
Isento
C = 67,60 L =
25,40 E = 14,12
0,00615
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.
320
Pites de
Corrosão
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
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.
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.
6. Referências Bibliográficas
[1] REICK, W.; POHL, M.; PADILHA, A.F. O desenvolvimento
dos aços inoxidáveis ferríticos-austeníticos com microestrutura
duplex. In: CONGRESSO ANUAL DA ASSOCIAÇÃO
BRASILEIRA DE METALURGIA E MATERIAIS, 47. 1992,
Belo Horizonte. Anais. Belo Horizonte: ABM, 1992. Vol 48,
Nº409.
[2] PARDAL, J.M. Efeitos dos tratamentos térmicos nas
propriedades mecânicas, magnéticas e na resistência à
corrosão de aços inoxidáveis superduplex. Tese de Doutorado,
Universidade Federal Fluminense, 2009.
[3] MUTHUPANDI, V.; SRINIVASAN, P. B.; SESHADRI, S.
K.; SUNDARESAN, S. Effect of weld metal chemistry and heat
input on the structure and properties of duplex stainless steels
welds. Mat. Sci. and Eng. A., A358: 9-16, 2003.
[4] PARDAL, J.M.; TAVARES, S.S.M.; FARIA, R.A. Aços
inoxidáveis Duplex (austeno-ferríticos) microestrutura e
propriedades. Metalurgia & Materiais. 2008; 64: 624-626.
[5] NOWACKI, J.; RYBICKI, P. The influence of welding heat
input on submerged arc welded duplex steel joints imperfections.
Journal of Materials Processing Technology. 2005; 164-165:
1082-1088.
[6] SIEURIN, H; SANDSTRÖM, R. Austenite reformation in
the heat-affected zone of duplex stainless steel 2205. Mat. Sci.
and Eng. A., A418: 250-256, 2006.
[7] SIEURIN, H; SANDSTRÖM, R. Fracture toughness of a
welded duplex stainless steel. Engineering Fracture Mechanics.
2006; 73: 377-390.
[8] ASME B31.3-2008: Process Piping.
[9] ASME IX -2007: Welding and Brazing Qualifications.
[10] ASTM E 23-05: Standard Test Methods for Notched Bar
Impact Testing of Metallic Materials.
[11] SBM SPF92033A1: Fabrication, Welding and Erection
Specification.
[12] IMAGE TOOL Version 3.0. Department of Dental
Diagnostic Science at The University of Texas Health Science
321
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
1
Universidade Federal de Campina Grande-UFCG, DEM, LABSOL, Campina Grande, Paraíba, Brasil
2
Universidade 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%CO2 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%CO2 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].
Artigo originalmente publicado no CONSOLDA 2010
322
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,
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.
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.
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.
323
Siderley Fernandes Albuquerque, Theophilo Moura Maciel, Marco Antônio dos Santos, Alexandre Queiroz Bracarense
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.
Corrente de Soldagem (A)/ Tensão (V)/ Velocidade de Sodagem (mm/s)/ Aporte Térmico (kJ/mm)
PS
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%CO2 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
324
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,
API 5L X80.
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.
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.
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
Tabela 3. Composição química dos metais de solda para os procedimentos M1 e M2.
C
0,117
Mn
Si
P
1,102 0,227 0,017
S
Al
V
Cr
Mo
Cu
Ni
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
0,047
1,753
0,197
0,015
0,015
0,036
0,023
0,147
0,208
Ni
0,029 0,017
Tabela 5. Composição química dos metais de solda para o procedimento R2.
C
Mn
Si
0,064
1,584
0,158
P
S
Al
V
Cr
0,014 0,015 0,027 0,015 0,146
Mo
Cu
Ni
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
Manual
Robotizado
Grãos colunares
Grãos reaquecidos
M1
56
44
M2
40
60
R1
64
36
R2
72
28
325
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.
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 µm e 16,1 µm respectivamente,
enquanto que os processos M2 e R2 apresentaram os maiores
valores (28,26 µm e 20,4 µm) 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
GG
(µm)
GG
(ASTM)
GF
(µm)
GF
(ASTM)
M1
15,43
8,7
5,90
11,5
M2
28,26
7,0
6,48
11,3
R1
16,11
8,6
5,37
11,8
R2
20,43
7,9
4,70
12,2
PS
Manual
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
326
Robotizado
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)).
API 5L X80.
Soldag. Insp. São Paulo, Vol.16, No. 4, p.322-332,
Out/Dez 2011
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.
327
Figura 5. Microcontituintes presentes nos metais de solda obtidos pelos processos M1(a), M2 (b), R1 (c) e R2 (e).
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
328
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].
API 5L X80.
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. Observase 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
329
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).
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.
330
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.
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.
• 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 E71T1C 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
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 póssoldagem, 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.
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 LRSSUFMG pela realização da soldagem e a UAEM-UFCG por
oferecer a infra-estrutura necessária para realização da pesquisa.
6. Referências
[1] WESSEL, J. K. “Handbook of Advanced Materials” ISBN
0-471-45475-3 Copyright ⓒ 2004 John Wiley & Sons, Inc.
[2] ZHAO, M-C, YANG, K., SHAN, Y., The Effects of ThermoMechanical Control Process on Microstructures and Mechanical
Properties of a Commercial Pipeline Steel, Materials Science
and Engineering A, v. 335, p. 14-20, 2002.
[3] AMERICAN PETROLEUM INSTITUTE - API 5L,
“Specification for Line Pipe. Washington, 42nd ed. January
2000. 153 p.
[4] MEI, P. R.; SILVA, A. L. C. Cap. 2: Decomposição da
Austenita e Curvas TTT. Aços e Ligas Especiais, Eletrometal
S.A. Metais Especiais, Sumaré - SP, n. 2, p. 47-92, 1988.
[5] ZHANG, Z.; FARRAR, R. A. Influence of Mn and Ni on
the microestructure and toughness of C-Mn-Ni Weld Metals.
Welding Journal, May 1997. 183s-196s.
[6] GRONG, O. Metallurgical modelling of welding. The
Institute of Materials - Materials modelling Series. Cambridge,
p. 581. 1994.
[7] MARQUES, P. V.; MODENESI, P. J.; BRACARENSE, A. Q.
Soldagem - Fundamentos e Tecnologia. 1. ed. Belo Horizonte:
Editora da UFMG, v. 1, 2005. 363 p.
[8] OHNO, A. Solidificação dos metais; tradutores Paulo da
Silva Pontes, Nivaldo Lemos Cupini. São Paulo : Livr. Ciências
e Tecnologia, 1988.
[9] MOEINIFAR, S., KOKABI, A.H., MADAAH HOSSEINI
H.R. Role of tandem submerged arc welding thermal cycles on
properties of the heat affected zone in X80 microalloyed pipe
line steel/ Journal of Materials Processing Technology 211
331
(2011) 368–375.
[10] MATSUDA, F., IKEUCHI, K., FUKADA, Y., HORII,
Y., OKADA, H., SHIWAKU, T., SHIGA, C., SUZUKI, S.
Review of Mechanical and Metallurgical Investigations of M-A
Constituent in Welded Joint in Japan. Trans. JWRI, Vol. 24
(1995), No.1.
[11] PARANHOS, R. P. R., “Como criar um ambiente de
inovação na Pesquisa em tecnologia da soldagem no Brasil?”
Soldagem Insp. São Paulo, Vol. 13, No. 2, p. 166-171, Abr/Jun
2008.
[12] ORDOÑEZ, R. E. C. Soldagem e Caracterização das
Propriedades Mecânicas de Dutos de Aço API 5L X80 com
Diferentes Arames Tubulares, 2004. 130 p. Dissertação
(Mestrado) – Faculdade de Engenharia Mecânica, Universidade
Estadual de Campinas, Campinas. 2004.
[13] CALOI, G. Análise da Soldabilidade do Aço API 5L
X80 Por Meio dos Testes Tekken e de Implante, 2008, 145 p.
Dissertação (Mestrado) – Departamento de Ciência dos
Materiais e Metalurgia, Pontifícia Universidade Católica do Rio
de Janeiro: 2008.
[14] PINTO, P. M. A. S. Soldagem Circunferencial de Tubo
API 5L X80 Empregando Processos Manual / Semi-automático,
2006, 113 p. Dissertação (Mestrado) – Departamento de Ciência
dos Materiais e Metalurgia, Pontifícia Universidade Católica do
Rio de Janeiro: 2006.
[15] RAMIREZ, J. E. Characterization of High-Strength Steel
Weld Metals: Chemical Composition, Microestructure, and
Nonmetallic Inclusions. Welding Journal, Vol. 87, No 3, p. 6575, Mai/2008.
[16] ROCHA, D. B. Estudo da Soldabilidade do tubo API 5L X80
Utilizando os Processos de Soldagem: MAG com Transferência
Controlada e Eletrodo Tubular, 2010, 219 pp. Dissertação
(Mestrado) – Departamento de Engenharia Metalúrgica e de
Materiais, Escola Politécnica da Universidade de São Paulo:
2010.
[17] ASTM E562. Standard Test Method for Determining
Volume Fraction by Systematic Manual Point Count. American
Society for Testing and Materials - ASTM E562-08, 2008.
[18] ASTM E23. Standard Test Methods for Notched Bar Impact
Testing of Metallic Materials. American Society for Testing and
Materials - ASTM E23-02a, 2001.
[19] MONTEIRO, L. S. Estudo de Ciclos Térmicos em Juntas
Soldadas de um Aço de Alta Resistência e Baixa Liga Através
do Método “in Situ”. Unicamp. São Paulo - SP, p. 89p. 2004.
(Dissertação de Mestrado).
[20] THAULOW, C.; PAAUW, A.; GUTTORMSEN, K. The
Heat Affected Zone Toughness of Low Carbon Micro Alloyed
Steel. Welding Journal, v. 66, n. 9, p. 266s – 279s, September
1987.
[21] LAITINEN, R. Improvement of Weld HAZ Toughness
at Low Heat Input by Controlling the Distribution of M-A
Constituents. University of Oulu- Academic Dissertation. Oulu,
Finland, p. 204. 2006. (ISBN:951-42-8001-6/ ISSN: 03553213).
[22] BHADESHIA, H. K. D. H.; HONEYCOMBE, R. W. K.
Steels – Microstructure and Properties. 3. ed. [S.l.]: Published
by Elsevier Ltd., 2006.
332
[23] VISHNU, P. R. Solid-State Transformation in Weldments.
ASM Handbook - Welding, Brazing and Soldering, Metals Park,
Ohio, v. 6, p. 70-87, 1984.
[24] LI, Y.; BAKER, T.N. Effect of the morphology of the
martensite-austenite phase on fracture of the weld heat affected
zone in vanadium and niobium microalloyed steels. Materials
Science and Technology, 26 (9). pp. 1029-1040. ISSN 02670836. 2010.
[25] MATSUDA, F., IKEUCHI, K.; FUKADA, Y.; HORII, Y.;
OKADA, H.; SHIWAKU, T.; SHIGA, C.; SUZUKI, S. Review
of Machanical and Metallurgical Investigations of M-A
Constituent in Welded Joint in Japan. Trans. JWRI, Vol. 24, No.
1. Welding Research, 1995.
[26] MATSUDA, F.; IKEUCHI, K.; OKADA, H.; HRIVNAK,
I.; PARK, H. Effect of M-A Constituent on Fracture Behavior of
780 and 980 MPa Class HSLA Steels Subjected to Weld HAZ
Thermal Cycles. Trans. JWRI, Vol. 23, No. 2. Welding Research,
1994.
[27] KOMIZO, Y.; FUKADA, Y. CTOD Properties and M-A
Constituent in the HAZ of C-Mn Microalloyed Steel. Quarterly
J. JWS, 6-1 (1988) p.41.
[28] ENDO, S.; SUGA, M.; TSUKAMOTO, H.; MATSUMOTO,
K.; ISHIKAWA, H. Effect of Microstructure on HAZ Toughness
of Steel Plate for Offshore Structure. Tetsu-to-hagane, 72-12
(1986)s1157.
[29] EVANS, G. M. The Effect of Maganese on the
Microestructure and Properties of C-Mn All-Weld Metal
Deposits. Welding Journal, March 1980. 67s-75s.
[30] EVANS, G. M. Effect of Chromium on the Microestructure
and Properties of CMn All-Weld Metal Deposits. Welding &
Metal Fabrication, August/September 1989. 346-358.
[31] GRONG, O.; MATLOCK, D. K. Microstructural
development in mild and lowalloy steel weld metals. International
Metals Reviews, 31, n. 1, 1986. 27-48.
[32] JORGE, J. C. F.; SOUZA, L. F. G.; REBELLO, J. M. A. The
effect of chromium on the microestructure/toughness relationship
of C-Mn Weld Metal deposits. Materials Characterization, Vol.
47, 2001. 195-205.
[33] BUBNOFF, D. V.; VENTRELLA, V. A. Relação entre
microestrutura / tenacidade ao impacto do metal de solda do
aço API X-70 soldado por eletrodo revestido AWS E8010 – G.
Congresso Brasileiro de Ciência dos Materiais - CBECIMAt.
Ilha Solteira – SP: [s.n.]. 2002.
[34] EASTERLING, K. Introduction to Physical Metallurgy of
Welding. 2. ed. Butterworth-Heinemann: [s.n.], 1992.
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
Universidade Federal de Santa Catarina, Departamento de Engenharia Mecânica, Laboratório de Soldagem, Florianópolis, Santa
Catarina, Brasil.
3
Universidade Federal de Santa Catarina, Programa de Pós-graduação em Engenharia de Produção e Sistemas, Florianópolis, Santa
Catarina, Brasil.
1
[email protected]; ²[email protected]; [email protected]; [email protected]
1;2;4
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 H2 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 H2 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
333
Mateus Barancelli Schwedersky, Jair Carlos Dutra, Marcelo Pompermaier Okuyama, Régis Henrique Gonçalves e Silva
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
334
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
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]).
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].
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
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 H2 presente durante a soldagem, e
também depende: da microestrutura do material, sendo que o
H2 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 H2; e também das
condições de soldagem, em particular a taxa de solidificação. De
fato, é esperado que um aumento na taxa de solidificação (como
335
Figura 4. Condutividade dos gases em função da temperatura (esquerda) [8]. Condutividade térmica de algumas misturas argônio
hidrogênio em função da temperatura (direita) [7].
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 H2 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-H2. 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-H2 (esquerda)
e o resultado da medição da área fundida na secção transversal
para diferentes teores de H2 no gás de proteção (direita). As
336
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-H2 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-H2 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
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-H2 com teor de
15% de hidrogênio foi o fator chave que possibilitou obtenção
da velocidade de soldagem elevada sem o aparecimento de
humping.
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 H2 ao Ar.
Diante dessa falta de informação da literatura corrente
sobre o aparecimento de defeitos na soldagem TIG de elevada
velocidade utilizando misturas Ar-H2, 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-H2.
4.
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-H2. 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 ArH2 resultou em velocidade de soldagem muito superior ao Ar
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-H2 com 5, 10 e 15% em
volume molar de hidrogênio. Os gases puros foram de padrão
337
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)
, a entalpia de fusão, em J/mm³ (Quantidade de
Sendo:
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%H2, 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%H2 e Ar+15%H2 apresentaram cordões
sem aparecimento de humping em todas as correntes testadas.
Para a mistura Ar+15%H2 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°.
338
Figura 8. Quantidade de metal fundido para os diferentes gases (esquerda). Tensão do arco para os diferentes gases (direita).
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-H2, 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 H2 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-H2
confirmaram a mesma tendência apresentada nos trabalhos [78], sendo que a tensão do arco foi proporcionalmente maior
conforme era maior o teor de H2 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 H2 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]. Notase também que as misturas Ar-H2 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 H2 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 H2 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 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
339
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 H2 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-H2 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 ArH2 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 H2 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 H2 na mistura gasosa, foi possível verificar
elevada formação de porosidade nos ensaios de cordão sobre
chapa com a mistura Ar+15%H2, 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 H2 é um gás inflamável e
explosivo, por isso, sua utilização mesmo em misturas deve ser
feita considerando as devidas precauções de segurança.
6.
Conclusões
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 H2 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. 296306, 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 highalloy 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.
O arco com o processo TIG utilizando como gás de
proteção misturas Ar-H2 proporciona eficiência de fusão muito
mais elevada do que para o caso do Ar puro, e inclusive mais
340
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)
1
Eber Huanca Cayo1, Sadek Crisóstomo Absi Alfaro
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
341
Eber Huanca Cayo, Sadek Crisóstomo Absi Alfaro
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
342
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%).
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
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.
Perturbaciones
Figura 3. Experimentos de soldadura con perturbaciones
inducidas
343
Figura 4. Hardware y Equipos usados en la Experimentación.
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
344
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
y la potencia del arco
que
sonido producido
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
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:
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
).
(3)
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
345
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
346
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
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
347
Figura 10. Experimento con perturbación 2
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
348
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.
based on optimization algorithms and spectral synthesis for arcwelding quality assurance. In: Optics Express. 2007, Vol. 5, no.
4, p. 1884-1889.
[4] CAYO, H.C.; ALFARO, S.C.A. Non-Intrusive GMA
Welding Process Quality Monitoring System Using Acoustic
Sensing, Sensors, 9, 2009 p. 7150-7166.
[5] SIMPSON, S.W.; HUGHES, P. Prospects for Fault
identification and control in welding using signature images, N.
S. W. 2006, School of electrical and Information Engineering,
University of Sydney, Australia
[6] BINGUL, Z.; COOK, G.E. Dynamic Modeling of GMAW
Process. In: Proceeding of the 1999 IEEE International
Conference on Robotics & Automation, Detroit, MI, USA.
1999. p. 3059-3064.
[7] WU, C.S.; POLTE, T.; REHFELDT, D. A Fuzzy Logic
System for Process Monitoring and Quality Evaluation in
GMAW. In: Supplement to the Welding Journal, February 2001.
p. 33-38.
[8] HERMANS, M.J.; DEN, O.G. Process Behavior and
Stability in Short Circuit Gas Metal Arc Welding. In: Welding
Research Supplement, April 1999, p. 137-141.
[9] ADOLFSSON, S.; BAHRAMI, A.; BOLMSJÖ, G.;
CLAESSON, I. Quality Monitoring in Robotized Spray GMA
Welding. In: Inst. J. for the Joining of Materials 10 (1/2), 1998.
[10] GRAD, L.; GRUM, J.; POLAJNAR, I.; SLABE, J.M.
Feasibility study of acoustic signals for on-line monitoring in
short circuit gas metal arc welding. In: International Journal
of Machine Tools and Manufacture Volume 44, Issue 5, April
2004, p. 555-561.
[11] DROUET, M.G.; NADEAU, F. Pressure Waves due to
Arcing Faults in a Substation. In: IEEE Transactions on Power
Apparatus and Systems, 1979, 5, p. 98.
[12] DROUET, M.G.; NADEAU, F. Acoustic measurement of
the arc voltage applicable to arc welding and arc furnaces. In: J.
Phys. E: Sci. Instrum., 1982, 15, p. 268-269.
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
[1] KRALJ, V., Biocybernetic investigations of hand movements
of human operator in hand welding, IIW/IIS Doc. 212-140-68,
1968.
[2] TAM, J.; HUISSOON, J. Developing Psycho-Acoustic
Experiments in Gas Metal Arc Welding. In; Proceedings of the
IEEE, International Conference on Mechatronics & Automation,
Niagara Falls, Canada. 2005, p. 1112-1117.
[3] MIRAPEIX, J.; COBO, A.; GONZÁLEZ, D.A.; LÓPEZHIGUERA, J.M. Plasma spectroscopy analysis technique
349
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
Universidade Federal de Minas Gerais, Departamento de Engenharia de Materiais e Construção, Belo Horizonte, Minas Gerais,
Brasil, [email protected]
2
Universidade Federal de Minas Gerais, Departamento de Engenharia Metalúrgica e de Materiais, Belo Horizonte, Minas Gerais,
Brasil, [email protected]
3
Universidade Federal de Minas Gerais, Engenheiro Metalurgista, Belo Horizonte, Minas Gerais, Brasil, [email protected]
*
Autor para quem toda a correspondência deve ser encaminhada
1
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: E70C3M) 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%CO2 e 100%CO2) 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%CO2 and 100%CO2) 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
Artigo originalmente publicado no COBEF
350
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
Comparação do Desempenho Operacional e das Características do Cordão na Soldagem com Diferentes Arames Tubulares em Polaridade Negativa
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: E71T5/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.
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%CO2 e 100%CO2), 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 (vs) 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.
351
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.
Arame
Tubular
Rutílico
Gás
Proteção
75%Ar-25%CO2
100%CO2
Básico
75%Ar-25%CO2
100%CO2
“Metal Cored”
75%Ar-25%CO2
100%CO2
w
(m/min)
7
9
7
9
7
9
7
9
7
9
7
9
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 (TDtubular) dos arames tubulares depende da
eficiência de deposição (jtubular) e da velocidade de alimentação
(w), Equação 1:
TDtubular = 0,06. jtubular . (Atubular . rtubular . w)
352
(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, rtubular 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 Atubular como rtubular 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 Ap – área de
penetração.
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.
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:
w = α I + β s I 2 (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
353
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%CO2) 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%CO2).
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%CO2) 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%CO2) e as maiores
flutuações na tensão do arco ocorreram para o arame rutílico
(para proteção por 75%Ar-25%CO2), 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%CO2, 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 %).
354
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
(TDtubular) e dureza Vickers (HV) na zona fundida (intervalo de confiança: 95 %).
w – velocidade de alimentação nominal do arame.
Arame Tubular
Rutílico
Gás Proteção
75%Ar-25%CO2
100%CO2
Básico
75%Ar-25%CO2
100%CO2
“Metal
Cored”
75%Ar-25%CO2
100%CO2
w (m/min)
7
9
7
9
7
9
7
9
7
9
7
9
H (kJ/mm)
0,84
0,84
1,11
1,12
0,90
0,97
1,33
1,43
1,27
1,25
1,59
1,61
jtubular (%)
84
87
72
64
91
90
69
67
89
97
62
59
TDtubular (kg/h)
2,44
3,25
2,09
2,39
2,66
3,38
2,02
2,52
3,01
4,22
2,10
2,57
HV (98,1 N)
259 ± 16
235 ± 9
179 ± 4
182 ± 5
227 ± 8
207 ± 6
150 ± 7
163 ± 2
174 ± 3
167 ± 3
124 ± 2
128 ± 3
355
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, Pmax – penetração máxima,
Ad – área depositada, Ap – área de penetração e d – diluição.
Arame Tubular
Rutílico
Gás Proteção
75%Ar-25%CO2
100%CO2
Básico
75%Ar-25%CO2
100%CO2
“Metal
Cored”
75%Ar-25%CO2
100%CO2
w
(m/min)
W
(mm)
h
(mm)
Pmax
(mm)
Ad
(mm2)
Ap
(mm2)
d
(%)
7
9
7
9
7
9
7
9
7
9
7
9
9,3
10,1
11,3
12,1
10,6
11,7
10,4
10,8
11,8
12,3
16,0
13,9
2,7
2,9
2,4
2,4
3,1
3,0
2,8
2,2
3,0
3,3
1,8
2,1
0,6
1,0
1,6
1,7
1,0
1,3
2,6
2,9
1,5
2,5
2,8
3,4
18,0
20,2
16,3
16,5
21,0
20,4
16,4
13,5
22,5
24,6
16,3
17,7
3,5
4,6
12,1
16,7
6,0
9,0
15,7
23,1
12,5
17,7
32,1
33,4
16,4
18,6
42,5
50,2
22,3
30,5
48,9
63,1
35,7
41,8
66,3
65,4
Tabela 4. Fração volumétrica dos microconstituintes presentes na zona fundida. Intervalo de confiança: 95 %.
Arame
Tubular
Rutílico
Gás
Proteção
75%Ar-25%CO2
100%CO2
75%Ar-25%CO2
Básico
100%CO2
“Metal
Cored”
75%Ar-25%CO2
100%CO2
w
(m/min)
7
9
7
9
7
9
7
9
7
9
7
9
PF(G)
(%)
2,2±0,6
4,5±1,0
26,7±2,6
25,3±2,3
12,7±1,7
14,5±2,2
20,9±2,6
20,7±2,7
18,0±1,8
16,5±2,0
12,6±1,5
15,4±1,8
PF(I)
(%)
0,2±0,2
0,1±0,1
6,7±1,2
6,5±1,1
2,6±0,7
1,8±0,7
5,1±1,1
3,9±1,0
4,5±1,1
5,0±1,1
10,5±1,7
12,1±1,9
AF
(%)
32,8±2,3
27,6±2,3
28,6±2,6
30,0±2,9
27,6±1,9
25,9±2,3
13,5±2,2
12,6±2,0
28,6±3,5
33,1±3,5
9,6±1,4
7,7±1,6
FS(NA)
(%)
58,0±2,5
61,5±2,6
24,8±2,7
23,5±2,3
48,6±2,5
50,6±2,8
40,4±2,8
41,3±3,1
37,7±3,1
33,8±3,4
48,1±2,2
47,5±2,4
FS(A)
(%)
6,9±1,2
6,7±1,2
13,2±1,9
14,6±2,1
8,5±1,4
7,2±1,1
20,2±2,7
21,5±2,7
11,2±1,9
11,6±1,9
19,2±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%CO2) 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.
356
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%CO2 (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
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%CO2 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%CO2 (para as duas velocidades de alimentação do arame)
os maiores valores de largura, penetração máxima, área de
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%CO2 (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%CO2 (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%CO2). As melhores estabilidades operacionais e que
também resultaram em cordões com boa aparência superficial
e com isenção de respingos ocorreram para o arame básico
357
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%CO2). 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%CO2. 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%CO2).
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%CO2. 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%CO2.
Alternativamente, para uma mesma velocidade de alimentação do arame, uma boa aparência superficial do cordão, associada 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%CO2.
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%Ar25%CO2 e 100%CO2) 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%CO2, 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%CO2, os
358
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
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%CO2.
• 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%CO2.
• 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%CO2.
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.
[1] MARQUES, P.V.; MODENESI, P.J.; BRACARENSE, A.Q.
Soldagem Mig/Mag e com Arame Tubular. In: MARQUES,
P.V.; MODENESI, P.J.; BRACARENSE, A.Q. Soldagem:
Fundamentos e Tecnologia. 1a. ed., Belo Horizonte: UFMG,
2005. p.233-261.
[2] AMERICAN WELDING SOCIETY. Welding Process. In:
AMERICAN WELDING SOCIETY. Welding Handbook, v.2,
8th ed., Miami: AWS, 1991. p.158-190.
[3] STARLING, C.M.D.; MODENESI, P.J. Proposed Model for
the Fusion of Tubular Wires, Welding International, London,
v.22, p.817-825, 2008.
[4] STARLING, C.M.D.; MODENESI, P.J. Metal Transfer
Evaluation of Tubular Wires, Welding International, London,
v.21, p.412-420, 2007.
[5] STARLING, C.M.D.; MODENESI, P.J. Avaliação da
Velocidade de Fusão do Arame na Soldagem FCAW com
Eletrodo Negativo, Soldagem & Inspeção, São Paulo, v.10, n.1,
p.31-37, 2005.
[6] STARLING, C.M.D.; MODENESI, P.J. Efeito da Polaridade
do Eletrodo na Velocidade de Fusão de Arames Tubulares,
Soldagem & Inspeção, São Paulo, v.10, n.3, p.101-108, 2005.
[7] STARLING, C.M.D. et al. Avaliação da Velocidade de Fusão
de Arames Tubulares, Soldagem & Inspeção, São Paulo, v.9, n.1,
p.31-37, 2004.
[8] OLIVEIRA, J.E.M.; BRACARENSE, A.Q. Estudo da
Morfologia do Cordão de Solda Obtido com o Processo Arame
Tubular em Diferentes Posições de Soldagem. In: CONGRESSO
NACIONAL DE SOLDAGEM, 29, 2003, São Paulo. Anais...
São Paulo: Associação Brasileira de Soldagem, 2003, 12p.
[9] ARAÚJO, W.R. Comparação entre a Soldagem Robotizada
com Arame Sólido e “Metal Cored” - A ocorrência do “Finger”:
2004. 79p. Dissertação (Mestrado) - Curso de Pós-Graduação
em Eng. Mecânica, Escola de Engenharia da Universidade
Federal de Minas Gerais, Belo Horizonte.
[10] BRAGA, E.M.; MOTA, C.A.M.; FARIAS, J.P. Uma
Contribuição ao Estudo da Soldagem a Arame Tubular
Autoprotegido em Corrente Pulsada. In: ENCONTRO
NACIONAL DE TECNOLOGIA DA SOLDAGEM, 24,
1998, Fortaleza. Anais... São Paulo: Associação Brasileira de
Soldagem, 1998. 10p.
[11] BLACKMAN, S. et al. Pulsed MIG Welding with GásShielded Flux Cored Wires - MIG Synergic Update, Welding
& Metal Fabrication - Special Supplement, p.12-14, april 1998.
[12] SVOBODA, H. et al. Efecto de los Parámetros de Soldadura
sobre las Propiedades de los Depósitos Ferríticos Aleados al
C-Mn-Ni Obtenidos con Alambres Tubulares de Relleno Rutílico
y Metálico. In: CONGRESSO NACIONAL DE SOLDAGEM,
29, 2003, São Paulo. Anais... São Paulo: Associação Brasileira
de Soldagem, 2003. 12p.
[13] VENTRELLA, V.A. Microestrutura e Tenacidade do Aço
API 5LX – Grau 70 Soldado com Arame Tubular AWS E-81T1Ni1 e Eletrodo Revestido AWS E-8010-G. In: CONGRESSO
BRASILEIRO DE ENGENHARIA E CIÊNCIA DOS
MATERIAIS, 26, 2004, Porto Alegre. Anais... Porto Alegre:
Associação Brasileira de Ciências Mecânicas, 2004. 15p.
[14] SANTOS NETO, N.F.; TREVISAN, R.E. Caracterização
de Juntas de Aço API 5L X-70 Soldadas pelo Processo de
Soldagem a Arco com Arame Tubular Autoprotegido. In:
CONGRESSO NACIONAL DE SOLDAGEM, 30, 2004, Rio de
Janeiro. Anais... São Paulo: Associação Brasileira de Soldagem,
2004. 8p.
[15] FALS, H.C.; TREVISAN, R.E. Características do
Trincamento Assistido pelo Hidrogênio de um Aço Microligado
Soldado pelo Processo FCAW. In: ENCONTRO NACIONAL
DE TECNOLOGIA DA SOLDAGEM, 24, 1998, Fortaleza.
Anais... São Paulo: Associação Brasileira de Soldagem, 1998.
10p.
[16] STARLING, C.M.D.; MODENESI, P.J.; BORBA, T.M.D.
Bead Characterization on FCAW Welding of a Basic Tubular
Wire, Welding International, London, v.24, p.485-498, 2010.
Bead Characterization of FCAW of a Rutilic Fluxed Core Wire,
Welding International, London, v.25, p.825-837, 2011.
Caracterização do Cordão na Soldagem FCAW com um Arame
Tubular “Metal Cored”, Soldagem & Inspeção, São Paulo, v.16,
p.285-300, 2011.
[19] STARLING, C.M.D.; MODENESI, P.J.; BORBA,
T.M.D. Comparison of Operational Performance and Bead
Characteristics when Welding with Different Tubular Wires,
Welding International, London, v.24, p.579-592, 2010.
[20] INTERNATIONAL INSTITUTE OF WELDING. IIW Doc.
n. IX-1533-88; Guide to the Light Microscope Examination of
Ferritic Steel Weld Metals. 1988. 20p.
[21] AMERICAN SOCIETY FOR TESTING AND
MATERIALS, Philadelphia. ASTM E562-89; Standard Test
Method for Determining Volume Fraction by Systematic
Manual Point Count. Philadelphia, 1989. Annual Book of ASTM
Standards, p. 502-507.
[22] LESNEWICH, A. Control of Melting Rate ands Metal
Transfer - Part I, Welding Journal, Miami, n.8, p.343s-353s,
1958.
[23] LANCASTER, J.F. The Physics of Welding. 2.ed. Pergamon
Press & International Institute of Welding, 1986. 340p.
359
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
Usiminas, Centro de Tecnologia Usiminas – Unidade Ipatinga, Ipatinga, Minas Gerais, Brasil. [email protected],
[email protected], [email protected]
1
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
360
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
Tabela 1. Composição química e sua especificação para os aços avaliados (A e B), assim como o CE e a espessura das chapas.
Elementos químicos (em % peso)
Aço
CE
Espessura
(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
-
-
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
(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% CO2) de 12 L/min.
Decorridas 12 horas da realização da solda de teste, verteuse 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 utilizando-se aportes de calor de 1,0 e 1,6 kJ/mm. O processo e o
consumível de soldagem utilizados foram os mesmos emprega-
361
Gabriel Corrêa Guimarães, Ramsés Ferreira da Silva, Luiz Carlos da Silva
dos na realização do ensaio Tekken, assim como a vazão e a proporção da mistura gasosa. Na Figura 2 e na Tabela 2 apresentamse, respectivamente, a geometria do chanfro e os parâmetros de
soldagem empregados.
Desta forma, concluiu-se que nenhum dos aços necessita de préaquecimento 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
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
1
2
Nº de passes
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.
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.
3.1 Ensaio Tekken
Observou-se que não houve trincamento a frio para ambos os
aços após realização de ensaio Tekken à temperatura ambiente.
362
Figura 3. Aspecto macrográfico e perfil de dureza Vickers da
junta soldada do aço A com energia de soldagem de 1,6 kJ/mm.
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%.
363
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%.
junta soldada do aço A com energia de soldagem de 1,0 kJ/mm.
364
junta soldada do aço B com energia de soldagem de 1,0 kJ/mm.
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%.
Soldag. Insp. São Paulo, Vol.16, No. 4, p.360-368,
Out/Dez 2011
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%.
365
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), diferindose na proporção dos constituintes (ferrita e martensita). Notase, 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, percebese 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.
Dobramento
Aço
Aporte de calor (kJ/mm)
Tipo de dobramento
Face
1,0
Raiz
A
Face
1,6
Raiz
Face
1,0
Raiz
B
Face
1,6
Raiz
366
Número do ensaio
3E
90º
180º
1
Reprovado
-
2
Reprovado
-
3
Reprovado
-
1
Reprovado
-
2
Reprovado
-
3
Reprovado
-
1
Reprovado
-
2
Reprovado
-
3
Reprovado
-
1
Reprovado
-
2
Reprovado
-
3
Reprovado
-
1
Aprovado
Reprovado
2
Aprovado
Reprovado
3
Reprovado
-
1
Reprovado
-
2
Reprovado
-
3
Aprovado
Reprovado
1
Aprovado
Aprovado
2
Aprovado
Aprovado
3
Aprovado
Aprovado
1
Aprovado
Aprovado
2
Aprovado
Aprovado
3
Reprovado
-
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].
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.
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
[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.
367
[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.
368
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 (ηt), 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 ηt
compilados por Fuerschbach [1] para diversos processos. Como
se vê, cada processo apresenta valores ou faixas de ηt 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 (ηbf),
que relaciona o calor que realmente foi utilizado para promover
a formação da poça de um dado material (Qf) 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 (ηef), 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 (ηt). 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
369
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
ht
MIG
Laser CO2
TIG
Plasma
Arco Submerso
Eletrodo Revestido
85%
20-90%
67-80%
47-75%
90%
75%
resultados referentes a processos de soldagem a arco, mostraram
que para Laser CO2 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 ηbf 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.
a energia máxima que pode ser imposta sobre a chapa (chapa de
teste) para que esta ainda seja considerada espessa.
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 fixação 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 fixação 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
fixação 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 (fluxo 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
370
Figura 1. Suporte utilizado para fixação das placas de teste
(1),
onde h é a espessura da chapa, ρ a densidade do material,
c o calor específico do mesmo, Tf 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, Tf = 649 oC, To = 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 fluxo de calor seja tridimensional é de cerca de 616
W. Como a tensão eficaz resultante do processo TIG gira em
torno de 12 V, pode-se dizer que a corrente máxima de soldagem
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
Nota: DEP = distância eletrodo-peça, vsol = velocidade de soldagem e t = tempo em cada polaridade.
Tabela 3. Parâmetros geométricos dos cordões de solda obtidos
Material
Corrente de soldagem
(A)
150
175
Aço carbono
Parâmetro geométrico
Aço inoxidável
Alumínio
Média
Desvio padrão
Média
Desvio padrão
Média
Penetração (mm)
1,70
0,04
1,29
0,05
1,12
0,03
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
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
6,77
0,22
6,40
0,59
8,14
0,81
Área fundida (mm )
2
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 verificou-se, após análise macrográfica,
que o objetivo de se conseguir um fluxo tridimensional havia
sido obtido, mas a área fundida obtida tinha dimensões tão
reduzidas que não haveria sensibilidade suficiente 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 finalizado a 10 mm
da extremidade das chapas, sendo retiradas em seguida, para
análise geométrica, três seções transversais de cada corpo de
Desvio padrão
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 metalográfica 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 finalmente 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
fluxo de calor ter passado a ser bidimensional (chapa fina) no
corpo de prova de alumínio para o nível de corrente de 175 A.
Figura 2. Seções transversais dos cordões realizados com 150 A
371
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:
vaporização foram assumidos como desprezíveis. Esta simplificação foi adotada uma vez que superaquecimentos, conseqüentemente 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 mp. Desprezando também a variação 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 (Vp), a Equação 3 permite
representar razoavelmente o fenômeno em estudo.
(3).
(2),
Considerando um comprimento unitário de cordão, o volume da
poça assume numericamente o valor da área fundida (Af). Então:
onde Qf é o calor gasto para formação da poça, mp é a massa
da poça antes de qualquer perda por evaporação, cp é o calor
específico do material de base numa dada faixa de temperatura,
�Tf é a variação de temperatura da ambiente (T0) até a de fusão
(Tf), Lf é o calor latente de fusão, �Ts é a variação de temperatura
desde a temperatura de fusão (Tf) até a de vaporização (Tv), mv a
massa vaporizada e Lv é o calor latente de vaporização.
Para esse estudo, a parcela referente ao calor sensível do superaquecimento da poça e aquela referente ao calor latente de
(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]
Propriedades
Condutividade térmica (W/cm⋅K)
Material
Aço carbono
Aço Inoxidável
Alumínio
0,519
0,163
1,37
Calor específico (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)
150
175
372
Material
Calor (J/cm)
Aço Carbono
372
Aço Inoxidável
399
Alumínio
97
Aço Carbono
496
Aço Inoxidável
539
Alumínio
217
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)
Aço Carbono
Aço Inoxidável
150
Alumínio
Aço Carbono
Aço Inoxidável
175
Alumínio
Energia (J/cm)
Calor (J/cm)
Rendimento bruto de fusão (%)
4962
372
7,51
4584
399
8,69
4431
97
2,19
6237
496
7,95
5439
539
9,90
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, vsol 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
373
Figura 4. Influência do tipo de material sobre o rendimento
bruto de fusão
Figura 5. Influência da corrente de soldagem sobre o
rendimento bruto de fusão
inferior a processos tradicionalmente mais eficientes como, por
exemplo, a soldagem a laser.
Nota-se também na Figura 4, com mais destaque (clareza)
na Figura 5, que há uma influência 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 confirma pela inclinação das
curvas, onde para o alumínio o efeito foi maior, seguido pelo aço
inoxidável e pelo aço ao carbono.
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 áreas médias e dos raios equivalentes determinados para
cada condição.
Tabela 8. Áreas médias e respectivos raios equivalentes para cada condição
Material
Corrente (A)
Área média da seção (cm2)
Raio equivalente (cm)
0,0508
0,180
0,0473
0,174
Alumínio
0,0364
0,152
Aço carbono
0,0677
0,208
0,0640
0,202
0,0814
0,228
Aço carbono
Aço Inoxidável
150
175
Aço Inoxidável
Alumínio
Tabela 9. Desvio padrão da tensão de arco nas condições testadas
Material
Corrente (A)
Aço Carbono
Aço Inoxidável
10,35
150
10,69
Alumínio
8,60
Aço Carbono
12,59
Aço Inoxidável
Alumínio
374
Desvio padrão da tensão (V)
175
10,93
9,41
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 verificar 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
significativo 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 confiáveis para temperaturas mais altas (placa
de teste pequena para uma dada energia), devido à simplificação
no formato da fonte de calor (neste caso um semicírculo) e aos
fenômenos adicionais que ocorrem (fusão e solidificação, 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).
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 verificar 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 dificuldade 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 significância
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
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
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 suficiente para identificar 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
375
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.
[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. 412417, 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.
376
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 Paranhos2
E&P-SERV/US-SUB –PETROBRAS. Macaé, RJ, Brasil. [email protected].
2
UENF-CCT-LAMAV, Campos dos Goytacazes, RJ, Brasil. [email protected].
1
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
377
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.
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
CO2 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
378
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
Investigação sobre a Eficiência da Fibra de Vidro e da Fibra Cerâmica como Suporte de Solda na Soldagem Unilateral
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.
Junta
1
2
3
4
5
6
7
8
9
10
11
12
13
14
15
16
17
Tabela 1 – Características construtivas do suporte de solda e abertura de raiz (etapa 1)
Abertura de raiz (mm)
N.º camadas tecido fibra de vidro
N.º camadas tecido fibra cerâmica
Processo de soldagem FCAW
0
8
0
3
8
0
2
8
1
3
8
1
3
6
0
0
6
0
3
6
1
3
6
1
2
4
0
0
4
0
3
4
1
2
4
1
Processo de soldagem GMAW
3
8
0
3
4
0
3
8
1
3
4
1
3
4
1
379
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.
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.
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
18
0,0
19
2,0
20
4,0
27
0,0
28
2,0
29
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
21
0,0
22
2,0
23
4,0
24
0,0
25
2,0
26
4,0
380
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.
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.
Junta
Abertura 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)
1
2
3
0,0
3,0
2,0
8
8
8
0
0
1
32,2
31,4
29,2
264
262
256
338
285
171
1,51
1,73
2,62
4
3,0
8
1
29,2
240
195
2,15
5
6
7
8
9
3,0
0,0
3,0
3,0
2,0
6
6
6
6
4
0
0
1
1
0
29,2
29,2
27,2
25,6
25,6
248
140
204
244
160
202
223
182
286
246
2,15
1,10
1,83
1,31
1,00
10
0,0
4
0
32,0
176
225
1,50
11
12
3,0
2,0
4
4
1
1
26,4
26,4
168
184
213
200
1,25
1,46
152
150
150
150
130
245
107
228
204
151
0,80
1,80
0,85
0,95
1,11
Processo de soldagem GMAW
13
14
15
16
17
3,0
3,0
3,0
3,0
3,0
8
4
8
4
4
Suportou o metal de solda líquido
0
0
1
1
1
21,5
21,5
21,5
21,5
21,5
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.
381
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.
382
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.
Tabela 4 -Juntas soldadas aprovadas, as reprovadas e parâmetros de soldagem medidos e calculados durante a execução das soldas.
Junta
Tensão (V)
Corrente (A)
Velocidade (mm / min)
Suporte com 08 camadas de tecido de fibra de vidro de 0,21 mm cada (1,68 mm de espessura total)
18
19
20
27
0,0
2,0
4,0
0,0
21
21
20
22
120
114
78
187
229
182
79
321
0,66
0,79
1,19
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
22
23
24
0,0
2,0
4,0
0,0
22
22
22
22
185
188
185
177
444
314
122
584
0,55
0,79
2,00
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
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.
383
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.
384
- 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.
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
2,0 a 4,0
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
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-CO2
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 nãodestrutivos, 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.
Maior que 8 / maior que 1,7 mm
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
4. Conclusões
Os autores agradecem ao CNPq por auxílios concedidos.
O estudo realizado neste trabalho, sobre a investigação da
385
[1] PARANHOS, R. P. R., SOUZA, A. C. “Soldagem a Arco
Submerso”. Coleção Soldagem 2000. Rio de Janeiro. FIRJAN 1
SENAI, 87 p.1999.
[2] MUIR, J. Single side panel welding with ceramic tile
backing, Metal Construction, p.651-653, Oct. 1985.
[3] JUNIOR, R. C. Soldagem com Backings Cerâmicos. In:
Revista Solução ESAB, n.º 11, p 55-62. 2009.
[4] XIANGSHAN WELDING BACKING FACTORY.
Catálogo de produtos. Welding Backing Factory; <http://www.
chinabacking.com/en/products.php> em 23/04/2007.
[5] CALLISTER JR., W. D. Ciência e Engenharia de Materiais:
Uma Introdução. LTC Editora. 589 p. 2002.
[6] CHAWLA, K. K. Ceramic Matrix Composites. London.
Chapman & Hall. 415 p. 1993.
[7] TEXIGLASS. (2004). Fixa técnica de tecidos. São Paulo.
Maxepoxi Industrial e Comercial Ltda.; em http://www.
maxepoxi.com.br/tecnica tecidos.asp em 03/06/2007 página
mantida pela TEXIGLASS
[8] THERMAL CERAMICS. Catálogo de PAPEL
KAOWOOL@700E. Morganite Brasil Ltda. Rio de Janeiro, 2
p. 2000.
[9] CANTRELL, R.E. Ceramic weld backing evaluation,
Welding Journal, vol. 61 pp.27-34. 1982.
[10] ALMEIDA,L.L.P., TATAGIBA,L.C.S., ROSENTHAL,R.,
PARANHOS,R.P.R. Soldagem Unilateral com Suporte Cerâmico
de Cordierita. Soldagem e Inspeção, v.15, p.061 – 070. 2010.
[11] ANDRADE, S. T. Mapeamento do Processo Mecanizado de
Soldagem Unilateral FCAW com Backing Cerâmico Aplicável
no Passe de Raiz em Aço Carbono. Dissertação de Mestrado em
Engenharia Mecânica, Universidade Federal de Minas Gerais –
UFMG, 103p. 2007.
386
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-Filho
Helmholtz-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 2024T351. 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),
a
Manuscrito traduzido e adaptado do trabalho vencedor do prêmio
“Henry Granjon 2009 Categoria A do International Institute of Welding, publicado originalmente em “Welding in the World no 01-02, vol.
55, pp. 13-24, 2010.
387
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).
2.1. 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
388
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 2024T351 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 Al2Cu-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
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 (HASYLABDESY, 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.
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.
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.
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
Figura 3. Esquematização do teste de microtomografia
utilizado.
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.
389
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 metalpolímero fabricada por FricRiveting.
390
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-OffRate”), 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.
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
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.
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).
391
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 metalpolímero 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
392
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 – Tg – 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 semicristalinos) 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 Tg ou Tm, 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.
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.
393
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
[1]Hecht J.L., Macrocomposites made by injection moulding,
Polymer Composites, v.7, n.3, pp. 186-190, 1986.
[2]Cafaro H., Hoffner J., World’s first metal/plastic
composite car seat debuts on Mercedes-Benz minivan in Europe,
Bayer Polymer Division Report, Leverkusen, 07004, pp. 1-4,
1998.
[3]Volkswagen AG., Environmental Report 2003-2004,
2004, pp. 1-122, Wolfsburg.
[4]Composites in… Automotive, Composite Technology, pp.
13, Dez. 2005.
[5]Barsoum R.G.S., The best of both worlds: hybrid ship
hulls use composite and steel, Advanced Materials and Process
Technology Information Analysis Center, AMPTIAC-Quarterly,
pp. 7, 2003.
[6]Gavine A., Dream Team: an efficient test program is
underway to create and efficient aircraft, Aerospace Testing
International, pp. 39-43, Mar. 2005.
[7]Wright N., Lutz M.: Bolt out of the blue, Aerospace
Testing International, pp. 76-78, Jun. 2005.
[8]Composite materials for the railway industry. Disponível em
<http://www.hexcel.com/Markets/Rail/RailMatrl.htm>. Acesso
em Setembro 2006.
[9]Chalaye H., Composite materials, drive and innovation,
Le 4 Pages des statistiques industrielles (Sessi-Digitip, Min. de
lÉconomie des Finances et de lÍndustrie), n. 158, pp. 1-4, 2002.
[10]Kelly A., Composite materials after seventy years, Journal
of Materials Science, v. 41, n. 3, pp. 905-912, 2006.
[11]Messler Jr. R.W., Trends in key joining technologies for
the twenty-first century, Assembly Automomation, v. 20, n. 2,
pp. 118- 128, 2000.
[12]Messler Jr. R.W., Joining composite materials and
structures: some thought-provoking possibilities, Journal of
Thermoplastic Composites Materials, v. 17, n. 1, pp. 51-75,
2004.
[13]Rink M., US 005940949:1999, Device for producing
bonded parts, U.S. Patent, 1999.
[14]Hybrid technique (Hybridtechnologie), Bayer AG,
Germany. Disponível em <http://plastic.bayer.de/AG/DE/
technology/1012/59/index.jsp>. Acesso em Janeiro 2003.
[15]Kweon J.-H., Jung J.-W., Kim T.-H., Choi J.-H.,
Kim D.-H., Failure of carbon composite-to-aluminium joints
with combined mechanical fastening and adhesive bonding,
Composite Structures, v. 75, n. 1-4, pp. 192-19Amancio
394
Filho S.T., Friction riveting: development and analysis of
a new joining technique for polymer-metal multi-material
structures, Technical University Hamburg-Harburg / GKSS
Research Center, Germany 2007, ISSN 0344-9629.
[16]Amancio Filho S.T., Beyer M., dos Santos
J.F., US 2007.575.149: Method of connecting a metallic bolt
to a plastic piece (Verfahren zum Verbinden eines metallischen
Bolzens mit einem Kunststoff-Werkstück), US Patent, 2007.
[17]Amancio S.T., dos Santos J.F., FricRiveting: a new
technique for joining thermoplastics to Lightweight alloys,
In: Annual Technical Conference of the Society of Plastics
Engineers (SPE), Maio 2008, Proceedings of the ANTEC08,
Milwaukee, USA, Tech Papers 0340, pp. 841-845.
[18]Amancio Filho S.T. is the winner of “Metal & Electric
Industry Prize 2008” of the Nordmetall Stifitung (http://www.
nordmetall.de), Germany, Nov. 2008.
[19]AMANCIO FILHO S., Granjon Prize Category –A of the
International Institute of Welding, Singapore, Julho 2009
[20]Mittal K.L., Polyimides: Synthesis, Characterization and
Application, vol. 1, Plenum Press, NewYork, 1984.
[21]Catsman P., Polyetherimide (PEI): Substituting metal
(Metall substituiren), Kunststoffe, Alemanha, v. 95, n.10,
pp.143-147, 2005.
[22]ASM International, Handbook of Engineering Plastics,
USA, v. 2, 1998.
[23]Brydson J.A., Plastic materials, 7ª ed., Butterworth
Heinemann, USA, 1999.
[24]Westland 30-300 thermoplastic tailplane, Plastics and
Rubber International, v. 12, pp. 23, 1987.
[25]Ginger G., Thermoplastic composites gain leading edge
on the A380, High Performance Thermoplastics, pp. 50-55, Mar.
2006.
[26]ASM International, Handbook of Aluminium & Aluminium
Alloys, 3ª ed., USA, 1996.
[27]EN ISO 15620:1999: Welding – friction welding of metallic
materials (Schweißen – Reibschweißen von metallischen
Werkstoffen, Comité Européen de Normalisation, Belgium,
1999.
[28]Welding, Brazing and Soldering Handbook, v. 6, ASM
International, USA, 1994.
[29]AMANCIO FILHO S.T., DOS SANTOS J.F., Development
of FricRiveting as a new joining technique for polymer
and lightweight alloys, Materials Science and Engineering
Technology, v. 39, n. 11-12, 2008.
[30]AMANCIO FILHO S.T., ROEDER J., NUNES S.P.,
DOS SANTOS J.F., BECKMANN F., Thermal degradation of
polyetherimide joined by friction riveting (FricRiveting). Part I:
Influence of rotation speed, Polymer Degradation and Stability,
v. 93, n. 8, pp. 1529–1538, 2008.
[31]AMANCIO FILHO S.T., ROEDER J., NUNES S.P.,
DOS SANTOS J.F., BECKMANN F., Thermal degradation of
polyetherimide joined by friction riveting (FricRiveting). Part I:
Influence of rotation speed, Polymer Degradation and Stability,
v. 93, n. 8, pp. 1529–1538, 2008.
[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.
395
Rebitagem por Fricção (“FricRiveting”). Desenvolvimento de uma Nova Técnica de União para Juntas Híbridas
do Tipo Polímero-Metal. Parte II: Propriedades Térmicas e Mecânicas1
(Friction Riveting (FricRiveting). Development of a New Joining Technique for Polymer-Metal Hybrid Joints). Parte II:
Thermal and Mechanical Properties
Helmholtz-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 mais
encontradas em aplicações industriais devido ao seu melhor
desempenho, redução de peso e redução de custos [1]. Estas
estruturas são, atualmente, encontradas em carros [2, 3],
navios [4], aviões [5] e trens. A tecnologia de união é a chave
do processo de produção de estruturas metal-polímero, mas
ainda é um campo de pesquisa de pouca informação disponível.
Recentemente, Messler Jr. [6] reportou que os processos de união
para estruturas multimateriais são os de 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),
rebitagem de polímeros e moldagem de plásticos sobre partes
metálicas perfuradas tem sido atualmente exploradas [7].
A técnica de FricRiveting (do Inglês “Friction Riveting”)
foi desenvolvida recentemente [8] e patenteada pela HelmholtzZebtrum Geesthacht (Alemanha) em 2007 [9]. O método permite
a produção de juntas estruturais resistentes do tipo polímeropolímero e metal-polímero, obtidas de uma maneira simples,
rápida e menos danosa ao ambiente, com grande potencial
para satisfazer as necessidades tecnológicas e de mercado das
estruturas híbridas de polímero-metal.
O atual artigo visa complementar a primeira parte do
estudo já publicado (Parte I), em que a viabilidade da técnica
de rebitagem por fricção foi ilustrada sob a ótica dos variáveis
e parâmetros de processo, e caracterização microestrutural das
juntas de polieterimida com rebites de alumínio 2024-T351. Na
a
(Recebido em 27/10/2011; Texto final em 27/10/2011),
396
Manuscrito traduzido e adaptado do trabalho vencedor do prêmio
“Henry Granjon 2009 Categoria A do International Institute of Welding, publicado originalmente em “Welding in the World no 01-02, vol.
55, pp. 13-24, 2010.
Soldag. Insp. São Paulo, Vol.16, No. 4, p.396-404, Out/Dez 2\011
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.
primeira parte desse estudo, observou-se que a microestrutura
do conjunto é altamente influenciada pela a temperatura,
deformação e força axial resultantes da interação do rebite com
os componentes a serem unidos, levando a transformações
metalúrgicas e alterações macromoleculares nas diferentes
zonas microestruturais na área de união. A segunda parte desse
estudo conclui a análise de viabilidade da técnica, apresentando
a caracterização das juntas de poliéterimida/alumínio 2024T351 em termos de temperatura processual (via termometria
e termografia) e desempenho mecânico (via ensaios de tração,
cisalhamento e microdureza).
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 [10]), boa resistência térmica a longo prazo (entre
35 e 160 ºC [11]), excelente estabilidade dimensional e boa
resistência química a uma ampla gama de substâncias, incluindo
hidrocarbonetos, alcoóis não-aromáticos e fluidos halogenados
[12]. Adicionalmente, apresenta elevada temperatura de
transição vítrea (215 a 220ºC [12]), elevado Índice de Oxigênio
(aproximadamente 47%) e baixa formação de fumaça [11].
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 [13]). Essas
propriedades tornam o PEI uma boa escolha para estruturas
de aeronaves [13], principalmente em painéis de assoalho,
iluminação, assentos e outras estruturas secundárias e terciárias.
A liga comercial de alumínio AA2024-T351 é uma
liga ternária (Al-Cu-Mg) tratável termicamente. Essa liga
é comumente utilizada para fabricação de chapas, barras,
componentes forjados e anéis laminados [15]. A liga 2024T351 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% [15].
Figura 1. Estrutura molecular do PEI.
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 Al2Cu-q
e partículas secundárias de AlMgCuC (0,93% Mg; 0,73% Cu;
0,20% C) [8]. O PEI é um polímero amorfo e transparente,
não sendo possível desse modo nenhuma visualização
microestrutural através de microscopia ótica.
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.
2.2.Métodos
2.2.1. Técnicas Analíticas
As medições de temperatura foram feitas através de
termopares Cr-Ni do tipo-K (Figura 3A, Thermocoax,
Alemanha) embutidos nas placas de PEI, e também de uma
câmera de infravermelho (Figura 3B, Jenoptik, Alemanha).
397
Rebitagem por Fricção (“FricRiveting”). Desenvolvimento de uma Nova Técnica de União para Juntas Híbridas do Tipo Polímero-Metal. Parte II:
Propriedades Térmicas e Mecânicas
2.2.3. 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 5
ilustra o equipamento descrito.
Figura 3. A: Esquema de posicionamento dos termopares
na junta; B: Medição de temperatura por infravermelho na
superfície da junta (rebarba de polímero). Uma proteção negra
foi usada para reduzir distúrbios na emissividade associados à
semi-transparência do PEI.
2.2.2. Caracterização Mecânica
A dureza Vickers das amostras foi medida com o
microdurômetro UT100 (BAQ GmbH, Alemanha). Os mapas de
dureza da parte metálica das juntas foram obtidos de áreas com
aproximadamente 400 mm2, compreendendo o volume do rebite
imerso na placa polimérica. Os parâmetros de teste adotados
foram 1,96 N (200 gf) de carga de endentação, 5 s de aplicação
de carga e 0,5 mm de distância entre endentações consecutivas,
de acordo com a norma ASTM E384-992e1 [16]. A microdureza
do polímero foi obtida utilizando-se carga de 0,98N (100 gf) e
tempo de aplicação de 15 s, segundo Calleja e Fakirov [17].
Os testes de tração das juntas de PEI/AA2024-T351 foram
baseados em VDI 2230 Parte 1 [18], com uma velocidade da
travessa de 0,5 mm/min, a 21 ºC, e realizados em uma máquina
universal de tração Instron 1195 (50 kN). A resistência ao
cisalhamento de juntas monorrebitadas (com rebite de 5 mm
diâmetro, sem rosca) foi avaliada segundo a norma ASTM
D5961 [19], com uma velocidade de travessa de 2 mm/min, a 21
ºC, em uma máquina de tração Zwick-Roell 1484 (200 kN). A
Figura 4 apresenta as dimensões dos componentes das juntas e
dos corpos de prova submetidos aos testes mecânicos descritos.
Figura 4. Representação dos componentes das juntas (rebite
e placa polimérica) utilizados para produção dos corpos de
prova para testes de tração (A) e cisalhamento (B).
398
Figura 5. 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: Fases do Processo e Geração de Calor
O processo de rebitagem por fricção pode ser decomposto
em fases referentes aos diferentes estágios de aquecimento e
ao deslocamento axial do rebite em função do tempo de união.
Essa analogia é comumente adotada em outros processos de
união baseados em fricção como na soldagem por rotação de
plásticos [20]. O processo pode ser dividido em cinco fases
principais, como esquematizado na Figura 6. Na Fase I, o
principal mecanismo de aquecimento é a fricção Coulombiana
(no estado sólido); a fricção Coulombiana é encontrada também
em outros processos de soldagem por fricção [21]. Acreditase que a fricção no estado sólido no processo de FricRiveting
é do tipo polímero-polímero, em que as rugosidades do metal
penetram no polímero, sendo assim criado um filme sólido de
polimero aderido ao metal, que passa a ser friccionado contra
a superficie polimérica desgastada. Geralmente, o coeficiente
de atrito dinâmico decai com a rotação e com o tempo, devido
ao deslizamento do filme de polímero na superfície do metal
(geralmente para polímeros dúcteis) ou por causa de pequenas
partículas poliméricas dispersas que atuam como lubrificante
[22] (geralmente para polímeros vítreos). Durante esse curto
estágio, o deslocamento axial do rebite é virtualmente nulo (P-I,
Figura 6).
O regime de fricção muda de sólido para o estado
fundido quando o calor friccional é suficiente para a fusão/
amolecimento do polímero na interface. Esse fenômeno marca
o início da Dissipação Viscosa em Estado Transiente, ou Fase
II (P-II, Figura 6). Durante esse estágio, o calor friccional é
basicamente gerado por cisalhamento interno no polímero
fundido/amolecido, devido ao desentrelaçamento das cadeias
poliméricas [23]. Durante essa fase o rebite começa a penetrar
na placa polimérica, à medida que o deslocamento axial cresce
de modo não-linear com o tempo.
em estado sólido e viscosa durante a fase de aquecimento,
calculando o calor total médio (Qtotal) sendo gerado na área
friccionada durante essa fase, como mostrado a seguir [8]:


 η 
η ⋅

 2 ⋅ µ ⋅ P(r )  +  V max  ⋅V max + P(r ) + ln  ⋅ 1
H

η  β
3
 




  0


Qtotal = 

  ⋅ max W 2 
  V ax  m 

(1)
onde:
m é o coeficiente de fricção;
P(r) é a distribuição de pressão axial na região friccionada;
h é a viscosidade do polímero fundido/amolecido;
h0 é a viscosidade do polímero sob tensão nula (uma variável
que tende a ser constante a baixas taxas de deformação;
b é o coeficiente de dependência da pressão axial com h;
V max é a máxima velocidade tangencial de rotação na área
friccionada;
é a máxima velocidade axial (ou a Taxa de Penetração);
V max
ax
H é a espessura média da camada de polímero consolidada.
Da equação do modelo, pode-se concluir que a velocidade
de rotação (representada por Vmax) tem uma influência quadrática
sobre o aquecimento; a pressão axial (representada por P(r))
complementa a contribuição à geração de calor, apesar de
em menor grau do que a velocidade de rotação. Estudos
complementares sobre a modelagem térmica do processo serão
publicadas futuramente.
Figura 6. Fases do processo de FricRiveting: P-I, Fricção
Coulombiana; P-II, Dissipação Viscosa em Estado Transiente;
P-III, Dissipação Viscosa em Estado Estacionário; P-IV, Fase
de Forjamento do Rebite; e P-V, Fase de Consolidação.
Na Fase III, ou Dissipação Viscosa em Estado Estacionário,
há um equilíbrio entre a taxa de fusão/amolecimento do polímero
logo abaixo da ponta do rebite em rotação, e a taxa de expulsão de
material fundido (expelido como rebarba). Conseqüentemente,
o deslocamento axial aumenta linearmente com o tempo. Ao
final desse estágio, o nível desejado de plastificação da ponta
do rebite é alcançado e o processo está pronto para a fase de
forjamento.
Na Fase IV, ou Fase de Forjamento do Rebite, a rotação
é desacelerada e a pressão axial (pressão de forjamento) é
elevada. Como resultado, a espessura da camada de polímero
fundido/amolecido é bruscamente reduzida logo abaixo da ponta
do rebite. Há um aumento no volume da rebarba devido à adição
extra de material expelido. Desse modo a taxa de deslocamento
axial aumenta (ver mudança de inclinação da curva na região
P-IV, Figura 6). A ponta do rebite é deformada, assumindo uma
configuração parabolóide.
Na Fase de Consolidação, ou Fase V, a junta solidifica sob
pressão 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 uma
interface unida por adesão.
Do ponto de vista analítico, a geração de calor pode ser
estimada pela Equação 1. Esse modelo analítico, baseado
nos dados experimentais, decompõe o calor devido à fricção
3.1. FricRiveting: Propriedades das Juntas
3.1.1. Histórico de Temperatura
O Histórico de Temperatura no FricRiveting é dependente dos
materiais de base e da geometria da junta. Em outras palavras,
a história térmica é resultado do equilíbrio entre o aporte e a
dissipação térmica. Desse modo, não apenas a condutividade
térmica, mas também as propriedades reológicas do polímero
fundido/amolecido – como a viscosidade – e o nível de calor
friccional sustentado pela velocidade de rotação, tempo de união
e pressão de união, irão influenciar a temperatura do processo.
A evolução da temperatura durante a rebitagem por fricção
de PEI/AA2024 foi avaliada nos componentes poliméricos (com
termopares embutidos em posições pré-determinadas no centro
da junta, como mostra Figura 3B). Sabe-se de outros processos
de soldagem baseados em fricção [24] que a medição direta da
temperatura real na área friccionada é muito complicada devido
ao movimento relativo das superfícies em contato. Considerando
as curtas fases de aquecimento presentes no FricRiveting e a
baixa condutividade térmica do polímero, é aceitável que
a temperatura no material de rebarba seja praticamente a
mesma da área friccionada. Portanto pode-se assumir que as
temperaturas máximas médias obtidas através de termografia
por infravermelho representam a temperatura média atingida na
área friccionada.
A média das temperaturas máximas medidas pelos termopares
e por termografia no infravermelho estiveram entre 300 e
500ºC. A Figura 7 apresenta um exemplo de monitoramento da
temperatura, obtido para uma junta produzida com 21000 rpm,
399
3 s e 11 bar. As médias das temperaturas máximas medidas
pelos termopares estiveram em uma faixa aproximada de 30
a 65ºC para os termopares H1, H3 e H4 e 350ºC para H2. As
temperaturas mais altas foram medidas com o termopar H2,
localizado nos pontos mais próximos do centro do rebite e da
área friccionada. Esse fato indica que a temperatura tende a
aumentar quando se aproxima da principal área fonte de calor –
as superfícies em atrito.
A faixa de temperatura experimental medida é de
aproximadamente 50 a 95% do ponto de fusão do rebite de
alumínio e compreende a faixa de alterações térmicas do PEI.
Desse modo, espera-se que tanto fenômenos metalúrgicos
complexos no rebite quanto alterações macromoleculares no
polímero ocorram durante o processo. A análise da temperatura
de processo ajuda a basear as alteracoes microsestruturais
apresentadas na Part 1 desse trabalho [25].
refinamento e/ou recristalização dinâmica de grãos [25]. Esse
fato se relaciona com os menores valores de microdureza, onde
o recozimento foi mais intenso nas regiões do rebite próximas às
superfícies friccionadas.
Após observação dos resultados do mapeamento de
microdureza no polímero, representados no lado direito da
Figura 8, notou-se que as regiões ao redor do rebite sofreram
um aumento de microdureza em comparação com o material
de base (HVPHAZ ~ 110% da dureza média de 284,0 ± 4,5
MPa referente ao PEI de base). Acredita-se que essas alterações
gerais de dureza na PHAZ são devido ao envelhecimento físico
e/ou endurecimento devido à perda de água estrutural típicas
do polímero em questão. Estudos aprofundados estão sendo
realizados para melhor entendimento dessa fenomenologia.
Figura 7. Médias das temperaturas máximas obtidas para uma
junta PEI/AA2024 produzida com 21000 rpm, 3 s e 11 bar por
FricRiveting.
Figura 8. Esquematização da distribuição de microdureza da
junta de PEI/AA2024-T351.
3.1.2. Resistência Mecânica Local das Juntas
A distribuição de microdureza em uma junta rebitada por
fricção é função das mudanças estruturais associadas com
o processamento termomecânico, como discutido na seção
anterior. A Figura 8 exibe uma sobreposição esquemática dos
resultados experimentais de mapeamento de microdureza de
uma junta monorrebitada em PEI (placas extrudadas de 13,4
mm de espessura) e alumínio AA2024-T351 (rebites com perfil
de rosca M5).
Como comportamento geral, pode-se observar um
decréscimo na microdureza em comparação com o material
de base nas porção do rebite inseridas no polímero, e um
acréscimo da mesma no volume do polímero em torno do rebite.
O diminuição da microdureza da MHAZ é normalmente menor
do que na MTMAZ (HV-MHAZ ~ 95% e HV-MTMAZ ~ 85%
da dureza média do material de base), como mostra a porção
esquerda do mapa de microdureza da Figura 8, nas posições 1 e
2, respectivamente. Enquanto que na MHAZ nenhuma mudança
visual na microestrutura ocorre, na MTMAZ há parcialmente
400
3.1.3. Resistência Mecânica Global das Juntas
3.1.3.1. Testes de Tração
A resistência à tração das juntas de PEI (placas de 13,4 mm
de espessura) e AA2024 (rebites com rosca M5) foi determinada
depois de uma seleção de um conjunto otimizado de parâmetros
de união referentes às amostras produzidas; a seleção da junta
otimizada seguiu o procedimento descrito na seção Equipamento
e Procedimento de União.
As condições de união selecionadas para a fabricação dos
corpos de prova de tração foram 21000 rpm, 3 s e 8 bar, que
produziram uma junta com uma melhor razão de aspecto para o
rebite e níveis reduzidos de defeitos. A Figura 9 mostra a curva
média dos testes de tração dos materiais de base (rebite com
rosca M5, e placas de PEI de 13,4 mm de espessura), bem como
a curva média dos testes de tração e de cisalhamento das juntas.
De uma média de 5 amostras, calculou-se uma força máxima
de tração de 6068 ± 163 N para as juntas, enquanto que para
os rebites esse valor foi de 6524 ± 162; o alongamento média
de ruptura das juntas foi de 11,9 ± 1,2 %, e 8,9 ± 1,5% para o
Figura 9. Resultados médios dos cinco corpos de prova testados
em tração e cisalhamento para as juntas de PEI/AA2024-T351
rebitadas por fricção (21000 rpm, 3s, 8 bar). As curvas médias
para as placas extrudadas de PEI puro e para os rebites (rosca
M5) são fornecidas para comparação.
material de base. A falha da junta ocorreu por fratura na porção
do rebite externa à área de união (Figura 10D). Os valores de
resistência à tração das juntas apresentaram aproximadamente
93% da resistência à tração dos rebites com rosca M5.
Esses resultados podem ser mais profundamente compreendidos com o auxílio da análise fractográfica. As Figuras 10A e
10B exibem o rebite de AA2024-T351 fraturado; a Figura 11A
e 11B mostra o corpo de prova de PEI fraturado. Tanto o rebite
quanto as juntas falharam de modo similar. Nota-se que a fratura
em tração da junta iniciou-se no primeiro filete de rosca embutido na placa polimérica, um comportamento típico de juntas
rosqueadas com parafusos falhando por fratura dúctil sem empescoçamento (Figura 10C e 10D). Esse tipo de fratura segue
a propagação de trinca a 45º por duas ou três voltas no filete,
devido ao acúmulo de esforços associado ao severo mecanismo
de concentração de tensões na área rosqueada. Além disso, um
trincamento secundário estável ocorreu ao redor da AZ no volume do polímero (indicado pelas setas na Figura 10C). Esse tipo
de fratura justifica a elevada performance sob tração apresentada
por essa junta.
Figura 10. Corpos de prova de tração fraturados: rebite com rosca M5 (A); superfície de fratura para o rebite mostrado em A (B);
porção do rebite (juntamente com a zona de ancoramento) preso à placa de PEI (C), com setas indicando a frente de trincamento
secundário estável; e porção externa do rebite mostrando a localização da fratura na porção externa do mesmo.
401
Rebitagem por Fricção (“FricRiveting”). Desenvolvimento de uma Nova Técnica de União para Juntas Híbridas do Tipo Polímero-Metal. Parte II: Propriedades Térmicas e Mecânicas
Figura 11. Corpos de prova fraturados para as placas extrudadas de PEI puro (A); superfície de fratura dos corpos fraturados de
A (B) – microfibrilamentos múltiplos (multiple crazing) dos corpos de A, indicando fratura frágil; vista macroscópica mostrando um
corpo de prova de PEI/AA2024 para cisalhamento (C); vista detalhada da placa inferior de C (D); e deformação plástica localizada
(bearing) ocorrendo na porção polimérica da junta em torno do rebite (não mostrado na foto) (E).
3.1.3.2. Testes de Cisalhamento sob Tensão
A combinação otimizada dos parâmetros de processo para
os corpos de prova de cisalhamento (placas de PEI de 5 mm
de espessura monorrebitadas com rebites de AA2024-T351 de 5
mm de diâmetro) foi a mesma que a utilizada para os corpos de
tração (21000 rpm, 3 s, e 8 bar).
Na Figura 9 as curvas médias de tensão de tração em função
da deformação das placas de PEI e de tensão de cisalhamento
por deformação para os corpos monorrebitados podem ser
observadas. Tanto o PEI puro como as placas de PEI rebitadas
por fricção falharam de maneira frágil. A Figura 11A mostra
um corpo de PEI fraturado, em que praticamente nenhum
empescoçamento pôde ser observado. Isso é um indicativo da
natureza frágil desse material. Adicionalmente mostrados na
Figura 11B, microfibrilamentos múltiplos (multiple crazing) –
microtrincas tipicamente encontradas em polímeros frágeis –
402
embasam a suposição de fratura frágil.
A fratura frágil também foi observada na placa inferior de
PEI dos corpos de cisalhamento sob tensão (Figuras 11C e
11D). Apesar da falha primária ter se iniciado por deformação
plástica localizada (bearing) em torno do rebite em ambas as
placas de PEI (Figura 11E), a trinca terminal ocorreu por fratura
catastrófica frágil (net-tension) na placa de PEI inferior. Esse
é um tipo de mecanismo de fratura satisfatório para juntas
plásticas rebitadas, considerando que a fratura catastrófica pode
ser evitada através de inspeções regulares.
A média das resistências máximas ao cisalhamento sob
tensão atingiu valores de 77,5 ± 0,1 MPa, correspondendo
a aproximadamente 70% da resistência de uma placa de
PEI (111,7 ± 1,9 MPa). Esse resultado é relativamente bom,
considerando que o PEI é altamente sensível a entalhes e que
o furo ocasionado pelo rebite na placa polimérica age como
concentrador de tensões.
4. Conclusões
No presente estudo, juntas de PEI/AA2024-T351 foram
produzidas por Fricreviting e caracterizadas em termos de
propriedades mecânicas e temperatura processual através
da determinação dos mecanismos de adesão, evolução da
temperatura e resistência mecânica sob solicitação de tração e
cisalhamento sob tensão em condições estáticas.
As máximas temperaturas de processo chegam até 500ºC
e correspondem a aproximadamente 95% da ponto de fusão
do rebite de alumínio, e compreende a faixa de temperatura
de degradação do polímero base. A elevada eficiência de
ancoramento do rebite, está de acordo com as teorias de
comportamento mecânico de juntas rebitadas por fricção, que
correlacionam resistências superiores com maiores largura e
profundidade da zona de ancoramento. Além disso, foram obtidos
resultados satisfatórios com relação aos valores de resistência à
tração das juntas que apresentaram aproximadamente 93% da
resistência à tração dos rebites utilizados. A performance das
juntas sob solicitação por cisalhamento sob tensão apresentaram
aproximadamente 70% da resistência do polímero puro e a
fratura frágil por net-tension na placa de polímero inferior foi o
mecanismo de falha predominante para as juntas.
Como uma técnica de união alternativa para estruturas
polímero-metal encontradas em aplicações industriais, como
aeronáuticas e automotivas, o FricRiveting apresenta as
seguintes vantagens e limitações: Vantagens – a) Pouca ou
nenhuma necessidade de limpeza ou preparação de superfície
dos componentes da junta; b) Não obrigatoriedade de pré-furos;
c) Juntas hermeticamente seladas podem ser obtidas através da
escolha do conjunto certo de parâmetros; d) Apenas o acesso
unilateral às placas a serem rebitadas é necessário; e) A união
é independente da posição (tanto vertical como horizontal); f)
Número reduzido de estágios do processo e curtos tempos de
união, o que potencialmente pode levar a redução de custos na
produção; g) uma vasta gama de materiais podem ser unidos
[8]; h) Maquinário simples e barato, assim como a possibilidade
de aplicações robóticas; i) Boas performances mecânicas de
tração e de cisalhamento das juntas. Limitações – a) O processo
permite apenas a produção de juntas pontuais; b) O processo
não é aplicável para polímeros termofixos sem a seleção de
configurações otimizadas de juntas; c) Há uma espessura mínima
de trabalho para as placas poliméricas, da mesma maneira que
nos processos tradicionais de interação (ancoramento) mecânico.
Através da experiência prática observou-se que o diâmetro do
rebite deve ter aproximadamente a metade da espessura a ser
unida para que um ancoramento mecânico ótimo seja atingido;
d) Assim como em estruturas soldadas, coladas ou rebitadas, as
juntas rebitadas por fricção não são remontáveis.
Os resultados gerados no presente trabalho mostraram o
potencial dessa nova técnica de união. Outros estudos ainda
são necessários para que se possa desenvolver o atual estágio
de compreensão do conjunto de fenômenos que ocorrem no
FricRiveting. Isso favorecerá a futura transferência industrial
dessa nova técnica de união, que demonstrou ser simples, rápida
e financeiramente eficiente para a união de termoplásticos
avançados e ligas leves. Atualmente a técnica esta sendo
investigada pela indústria aeronáutica européia, e resultados
positivos já foram obtidos em juntas de compósito de fibra de
carbono e de vidro com ligas de titânio, resultados esses a serem
publicados posteriormente.
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 C. Rodrigues (UFSCar,
São Carlos) pela ajuda com a tradução dos termos técnicos e
formatação do artigo.
6. Referências
[1]Hecht J.L., Macrocomposites made by injection moulding,
Polymer Composites, v.7, n.3, pp. 186-190, 1986.
[2]Volkswagen AG., Environmental Report 2003-2004,
2004, pp. 1-122, Wolfsburg.
[3]Composites in… Automotive, Composite Technology, pp.
13, Dez. 2005.
[4]Barsoum R.G.S., The best of both worlds: hybrid ship
hulls use composite and steel, Advanced Materials and Process
Technology Information Analysis Center, AMPTIAC-Quarterly,
pp. 7, 2003.
[5]Gavine A., Dream Team: an efficient test program is
underway to create and efficient aircraft, Aerospace Testing
International, pp. 39-43, Mar. 2005.
[6] Messler Jr. R.W., Trends in key joining technologies for
the twenty-first century, Assembly Automomation, v. 20, n. 2,
pp. 118- 128, 2000.
[7]Rink M., US 005940949:1999, Device for producing
bonded parts, U.S. Patent, 1999.
[8]Amancio Filho S.T., Friction riveting: development and
analysis of a new joining technique for polymer-metal multimaterial structures, Technical University Hamburg-Harburg /
GKSS Research Center, Germany 2007, ISSN 0344-9629.
[9]Amancio Filho S.T., Beyer M., dos Santos J.F.,
US 2007.575.149: Method of connecting a metallic bolt to a
plastic piece (Verfahren zum Verbinden eines metallischen
Bolzens mit einem Kunststoff-Werkstück), US Patent, 2007.
[10]Mittal K.L., Polyimides: Synthesis, Characterization and
Application, vol. 1, Plenum Press, NewYork, 1984.
[11]Catsman P., Polyetherimide (PEI): Substituting metal
(Metall substituiren), Kunststoffe, Alemanha, v. 95, n.10,
pp.143-147, 2005.
[12]ASM International, Handbook of Engineering Plastics,
USA, v. 2, 1998.
[13]Westland 30-300 thermoplastic tailplane, Plastics and
Rubber International, v. 12, pp. 23, 1987.
[14]Ginger G., Thermoplastic composites gain leading edge
on the A380, High Performance Thermoplastics, pp. 50-55, Mar.
2006.
[15]ASM International, Handbook of Aluminium & Aluminium
Alloys, 3ª ed., USA, 1996.
[16]ASTM E384-992e1: Test method for microindentation
403
hardness of material, ASTM International, USA 2005.
[17]Calleja F.J.B., Fakirov S., Microhardness of
polymers, Cambridge University Press, Cambridge, 2000.
[18]VDI 2230 Part 1: Systematic calculation of high duty
bolted joints - joints with one cylindrical bolt, Verein Deutscher
Ingenieure (VDI), Alemanha, 2003.
[19]D 5961/D 5961 M-05: Standard test method for bearing
response of polymer matrix composite laminates, ASTM
International, USA, 2005.
[20]Stokes V.K., Analysis of the friction (spin) welding
process for thermoplastics, Journal of Materials Science, v. 23,
n. 8, pp. 2772-2785, 1988.
[21]Vill V.I., Friction welding of metals, American Welding
Society, USA, 1962.(21)
[22]Bijwe J., Tewari U.S., Vasudevan P., Friction
and wear studies of bulk polyetherimide, Journal of Materials
Science, v. 25, n. 1, pp. 548-556, 1990.
[23]Billmeyer Jr. F.W., Textbook of polymer science, 2ª
ed., Willey-Interscience, New York, USA, 1971.
[24]Meyer A., Friction Hydropillar processing: bonding
mechanisms and properties, Technical University CaroloWilhelmina zu Braunschweigen, 2003.
[25]AMANCIO-FILHO S.T., Rebitagem por Fricção
(“FricRiveting”). Desenvolvimento de uma Nova Técnica de
União para Juntas Híbridas do Tipo Polímero-Metal. Parte I:
Processo e Microestrutura, Soldagem e Inspeção, “v.16, n. 4 ,
pp. 387, 2011”.
404
Notas para os autores
Soldagem & Inspeção
Escopo
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; Palavraschave; 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 subsubseções, 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
405
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 à
Comissão Editorial
Os autores devem enviar o manuscrito por meio eletrônico (e-mail
ou CD) para a secretaria da revista (revista‑si@abs‑soldagem.
org.br) 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.
406
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
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.
407
408
409
Soldagem & Inspeção
Vol.16, No. 4, Out/Dez 2011
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 MaiorTavares, 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: 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 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
(Weldability of Abrasion-Resistant Steels of 450 HB Hardness)
Gabriel Corrêa Guimarães, Ramsés Ferreira da Silva, Luiz Carlos da Silva..................................................360
(Influence of Base Material on the Melting Efficiency 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
Desafio Tecnologico:
Investigação sobre a Eficiência da Fibra de Vidro e da Fibra Cerâmica como Suporte de Solda na
Soldagem Unilateral
(Investigation over the Efficiency 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 Properties
Sergio T. Amancio-Filho..............................................................................................................................396
410

Vol.16, No. 4, Out/Dez 2011 - Pós

Transcrição

Documentos relacionados

Soldagem robô MOTOMAN UP 20 2005

apresentação NUESPI

VR 5000 Case

TUBOS DE AÇO E MANGUEIRA DE ALTA PRESSÃO

TransSteel 3500 / 5000

solda exotérmica

oxyline

MagicWave 4000 / 5000 TransTig 4000 / 5000

Ensaio Visual e Dimensional Duração: 180 minutos

desta Edição em PDF