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UNIVERSIDADE FEDERAL DO CEARÁ
CENTRO DE TECNOLOGIA
DEPARTAMENTO DE ENGENHARIA METALÚRGICA E DE MATERIAIS
PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA E CIÊNCIA DE MATERIAIS
CLEITON CARVALHO SILVA
AVALIAÇÃO DAS TENSÕES RESIDUAIS DE SOLDAGEM EM
TUBULAÇÕES DE PEQUENO DIAMETRO USADAS EM REFINARIA DE
PETRÓLEO
Fortaleza – CE
Janeiro de 2007
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UNIVERSIDADE FEDERAL DO CEARÁ
CENTRO DE TECNOLOGIA
DEPARTAMENTO DE ENGENHARIA METALÚRGICA E DE MATERIAIS
PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA E CIÊNCIA DE MATERIAIS
AVALIAÇÃO DAS TENSÕES RESIDUAIS DE SOLDAGEM EM
TUBULAÇÕES DE PEQUENO DIAMETRO USADAS EM REFINARIA DE
PETRÓLEO
Cleiton Carvalho Silva
Dissertação apresentada ao Programa de
Pós-graduação em Engenharia e Ciência dos
Materiais como parte dos requisitos para
obtenção do título de Mestre em Engenharia e
Ciência dos Materiais.
Orientador: Prof. Dr. Jesualdo Pereira Farias
Fortaleza – CE
Janeiro de 2007
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“De longe, o maior prêmio que a vida oferece é a chance de trabalhar muito e se dedicar a
algo que valha a pena”.
Theodore Roosevelt
A Deus
À minha mãe
À minha noiva
À minha irmã e sobrinha
AGRADECIMENTOS
A Deus, pelo dom da sabedoria.
À minha família, especialmente minha mãe, por sempre me incentivar a prosseguir no
caminho da educação.
À Reni, por seu apoio, compreensão e carinho em todos os momentos.
Ao Professor e Orientador Dr. Jesualdo Pereira Farias, pelo qual mantenho profundo
respeito e admiração, agradeço não só por seu apoio, incentivo e orientação, mas
principalmente pela amizade e confiança.
Ao Professor Dr. Lindberg Lima Gonçalves, pelo excelente trabalho desenvolvido à
frente do Programa de Pós-graduação em Engenharia e Ciência de Materiais.
Aos Professores Dr. Hélio Cordeiro de Miranda e Dr. Marcelo Ferreira Motta do
Laboratório de Engenharia de Soldagem/ENGESOLDA, pela saudável convivência e por
seus ensinamentos.
A todos os Professores do Programa de Pós-Graduação em Engenharia e Ciência dos
Materiais.
Ao Professor Dr. Hamilton Ferreira Gomes de Abreu, por seu auxílio nas atividades junto
ao IPRJ.
Aos Professores Dr. Joaquim Teixeira de Assis e Dr. Vladimir Ivanovitch Monin do
Instituto Politécnico da UERJ, Nova Friburgo – RJ, por sua receptividade, apoio e
colaboração durante minha estada para realização das medidas de difração de raio-X.
Ao Dr. Serguey Philippov, atualmente no Departamento de Engenharia Metalúrgica e de
Materiais da UFC, por sua valorosa contribuição ao desenvolvimento deste trabalho.
Ao Professor José Marcos Sasaki, pelos ensinamentos e contribuições referentes ao
tema difração de raio-X.
A todos os bolsistas e amigos do Laboratório de Engenharia de
Soldagem/ENGESOLDA, em especial ao Arlindo Neto, Francisco Diego, Francisco Edval e
Guilherme e pela dedicação e contribuições para a realização deste trabalho.
A todos os colegas do Laboratório de Caracterização de Materiais/LACAM.
Ao Laboratório de Ensaios Mecânicos do CEFET, na pessoa de um grande amigo e
incentivador, o Professor M.Sc. Willys Machado Aguiar.
À PETROBRAS/LUBNOR, pelo apoio ao desenvolvimento deste trabalho, em especial
ao amigos Cícero Moura, Gerardo Aracena e João César.
Ao Programa de Formação de Recursos Humanos da Agência Nacional do Petróleo
(PRH 31 – ANP), pela concessão da bolsa de pesquisa.
A todos os amigos bolsistas e professores que fazem parte do PRH-31, especialmente
aos Professores Dr. Célio Loureiro e M.Sc. Eurico Belo Torres pela dedicação e rigor à
frente da coordenação do PRH-31.
Aos colegas de turma: Antônia Daniele, Ângela Maria, Edson Frota e Evaristo Reis pela
saudável convivência durante os últimos anos.
Aos órgãos de fomento, CNPq, FINEP e PETROBRAS/CENPES pelo suporte financeiro.
Silva, C. C., 2006, “Avaliação das Tensões Residuais de Soldagem em Tubulações de
Pequeno Diâmetro Usadas em Refinaria de Petróleo. Dissertação de Mestrado,
Universidade Federal do Ceará, Fortaleza, CE, Brasil.
RESUMO
Este trabalho teve como objetivo, avaliar o comportamento das tensões residuais em
tubulações de aço ASTM A106 Gr. B com pequeno diâmetro, soldada pelos processos TIG
manual e automático. Buscou-se também avaliar o efeito do aporte térmico sobre o perfil de
tensões, bem como correlacionar os resultados com a microestrutura e dureza. A medição
das tensões foi realizada através de difração de raio-X, utilizando um minidifratômetro
empregado para medição em campo. Análises metalográficas foram realizadas na seção
transversal da junta, através de microscopia ótica e microscopia eletrônica de varredura.
Foram levantados os perfis de microdureza nas superfícies externa e interna. Os resultados
mostraram que a medição de tensões residuais por difração de raio-X, usando o
minidifratômetro para aplicações em campo, é eficaz na determinação do perfil de tensões,
contudo, é necessária a realização de ajustes dos difratogramas por funções analíticas, para
determinar a correta localização do pico de difração de raio-X, reduzindo o erro das
medidas. As medições das tensões residuais axiais realizadas na superfície externa dos
tubos mostraram que o perfil é formado por tensões compressivas na região da solda (zona
fundida e zona afetada pelo calor) e por tensões trativas nas regiões mais afastadas. Foram
observados elevados níveis de tensões residuais axiais compressivas na superfície externa
de tubos de parede fina, na região da solda, os quais podem representar uma situação
crítica, visto que o comportamento linear das tensões ao longo da espessura devido ao
efeito torniquete é consensual e, portanto, isso indica a presença de elevados níveis de
tensões residuais de tração no metal de solda e na zona afetada pelo calor. O ciclo térmico
do passe de acabamento ocasionou um intenso refino de grão e uma significativa redução
de dureza, especialmente no metal de solda e na superfície interna dos tubos, a exceção
das amostras de 2” de diâmetro soldadas com elevado aporte térmico. Nenhuma das
amostras soldadas apresentou valores de dureza acima do máximo estabelecido por norma,
que é de 248 HV, mostrando que o fato da junta apresentar dureza baixa, não
necessariamente representa que esta não esteja sujeita a um elevado nível de tensões
residuais.
Palavras-chave: Aço ASTM A106 Gr. B, tensões residuais, difração de raio-X,
microestrutura, dureza.
Silva, C. C., 2006, “Welding Residual Stress Evaluation of Small Size Pipes Used in
Petroleum Refinering. M.Sc. Thesis, Federal University of Ceará, Fortaleza, CE, Brazil.
ABSTRACT
The aim of this work was to evaluate the behavior of welding residual stress in small size
pipes of ASTM A106 Gr. B steel, welded by manual and automatic GTAW processes. It was
also evaluated the effect of the welding heat input on residual stress profile, as well as to
correlate the results with microstructure and hardness. The residual stress measurement
was accomplished through X-ray diffraction, using a minidiffractometer for measurement in
field. Metallographics analysis were accomplished in the traverse section of the welded joint,
using optic microscopy and scanning electron microscopy. The microhardness profiles in the
outer and inner surfaces of pipe were determined. The results showed that the measures of
residual stress by X-ray diffraction with minidiffractometer for applications in field was shown
quite effective in the residual stress profile determination, however, it is necessary the
accomplishment of diffractograms fittings by analytic functions, to determine the correct peak
localization, reducing the measures error. The measurements of the axial residual stress
accomplished in the outer surface pipes showed that the profile is formed by compressive
stresses in the welds region (fusion zone and heat affected zone - HAZ) and for tension
stresses in the areas more distant of weld bead. High levels of compressive axial residual
stress were observed in the outer surface of small size pipes, located in the welds region,
which can represent a critical situation, because the linear behavior of the through-thickness
residual stress due to “tourniquet” effect is consensual and, therefore, indicates the presence
of high levels of tension residual stress in the inner surface, especially in the root weld metal
and HAZ. The welding heat input of the finish pass caused an intense grain refining and a
significant reduction of hardness of the weld metal in the inner surface, exception of 2"
diameter sample welded with high heat input. None of the welded samples presented values
of hardness above the maximum established for standard, which is 248 HV, showing that the
fact of the welded joint to present low hardness, it does not necessarily represent that this is
not subject to a high level of residual stress.
Key words: ASTM A106 Gr. B steel, residual stress, X-ray diffraction, microstructure,
hardness.
SUMÁRIO
ÍNDICE DE FIGURAS................................................................................................................i
ÍNDICE DE TABELAS.............................................................................................................xi
CAPÍTULO I – INTRODUÇÃO
1.1 Contextualização do problema..................................................................................1
CAPÍTULO II – OBJETIVOS
2. Objetivos……………………………………………………………………………………4
CAPÍTULO III – REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
3.1 Tensões residuais.................................................................................................... 5
3.2 Tipos de tensões residuais...................................................................................... 6
3.3 Desenvolvimento das tensões residuais.................................................................. 7
3.4 Fluxo de calor na soldagem..................................................................................... 9
3.5 Tensões residuais de soldagem ............................................................................ 12
3.5.1 Tensões residuais devido a contração no resfriamento................................. 12
3.5.2 Tensões residuais devido o resfriamento superficial intenso......................... 16
3.5.3 Tensões residuais devido a transformações de fases................................... 16
3.6 Efeito das tensões residuais sobre as propriedades da solda............................... 18
3.6.1 Efeito das tensões residuais sobre a formação de trincas............................. 18
3.6.2 Efeito das tensões residuais sobre a resistência à fadiga............................. 20
3.6.3 Efeito das tensões residuais na corrosão sob-tensão ................................... 21
3.7 Métodos para alívio das tensões residuais de soldagem ...................................... 23
3.7.1 Efeito da quantidade de metal de solda depositado...................................... 24
3.7.2 Seqüência de deposição................................................................................ 24
3.7.3 Efeito do preaquecimento sobre as tensões residuais. ................................. 25
3.7.4 Efeito do tratamento térmico pós-soldagem (TTPS) sobre as tensõesresiduais
........................................................................................................................26
3.7.5 Efeito de tratamentos superficiais sobre as tensões residuais...................... 27
3.8 Métodos para determinação das tensões residuais............................................... 29
3.8.1 Métodos destrutivos....................................................................................... 29
3.8.2 Métodos não-destrutivos................................................................................ 30
3.8.3 Métodos de simulação computacional........................................................... 31
CAPÍTULO IV – TENSOMETRIA POR RAIO-X
4.1 Histórico..................................................................................................................... 33
4.2 Principio da difração de raio-X................................................................................... 34
4.3 Determinação das tensões e deformações por difração de raio-X............................ 37
4.4 Medição da deformação ............................................................................................ 39
4.5 Determinação das tensões a partir das deformações ............................................... 40
4.5.1 Método do sen
2
ψ aplicado ao estado de tensões uniaxial............................. 40
4.5.2 Método do sen
2
ψ aplicado ao estado de tensões biaxial............................... 43
CAPÍTULO V – MATERIAIS E MÉTODOS
5.1 Materiais......................................................................................................................46
5.2 Metodologia.................................................................................................................47
5.2.1 Soldagem TIG manual.................................................................................... 47
5.2.2 Soldagem TIG orbital (automática)..................................................................51
5.2.3 Medição das tensões residuais de soldagem para cada condição.................53
5.2.4 Caracterização metalúrgica.............................................................................56
CAPÍTULO VI – RESULTADOS E DISCUSSÃO
6.1 Determinação da posição do pico de difração de raio-X ....................................... 59
6.2 Tensões residuais na soldagem TIG manual. ....................................................... 69
6.2.1 Tubos com diâmetro de 4 polegadas............................................................. 69
6.2.2 Tubos com diâmetro de 2 polegadas............................................................. 76
6.3 Tensões residuais na soldagem TIG orbital. ......................................................... 83
6.4 Variação das Tensões Residuais ao Longo da Espessura.................................... 86
6.5 Considerações sobre as tensões residuais na superfície interna.......................... 91
6.5.1 Tubos com diâmetro de 4 polegadas soldados manualmente....................... 91
6.5.2 Tubos com diâmetro de 2 polegadas soldados manualmente..................... 102
6.5.3 Tubos com diâmetro de 2 polegadas soldados automaticamente............... 111
6.6 Efeito do aporte térmico sobre a uniformidade do perfil das tensões.................. 116
6.7 Efeito da dimensão do tubo sobre as tensões residuais. .................................... 124
6.8 Efeito do aporte térmico de soldagem sobre as tensões residuais...................... 125
6.9 Efeito da soldagem manual e automática sobre as tensões residuais................ 126
6.10 Caracterização microestrutural............................................................................ 128
6.10.1 Tubos com diâmetro de 4 polegadas soldados manualmente..................... 128
6.10.2 Tubos com diâmetro de 2 polegadas soldados manualmente..................... 137
6.10.3 Tubos com diâmetro de 2 polegadas soldados automaticamente............... 146
6.11 Considerações finais.............................................................................................152
CAPÍTULO VII – CONCLUSÕES
7. Conclusões................................................................................................................154
CAPÍTULO VIII – SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS
8. Sugestões para trabalhos futuros.............................................................................154
CAPÍTULO IX – SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS
9. Referências bibliográficas.........................................................................................155
ÍNDICE DE FIGURAS
Figura 1. Unidade de refino de petróleo...................................................................................1
Figura 2. Exemplos de origens das tensões residuais causadas durante processamento
(Withers & Bhadeshia, 2001a)................................................................................. 6
Figura 3. Campo de tensões residuais de acordo com a escala de comprimento
característica (Withers & Bhadeshia, 2001)............................................................. 7
Figura 4. Arranjo de três barras fixas nas extremidades. (a) sem aquecimento. (b) barra
central aquecida. (Mondenesi, 2001)....................................................................... 8
Figura 5. Efeito da temperatura sobre as tensões na barra 2 (Mondenesi, 2001).................. 9
Figura 6. Fluxo de calor bidimensional durante a soldagem de uma chapa fina (Kou, 2003).
............................................................................................................................... 11
Figura 7. Fluxo de calor tridimensional durante a soldagem de uma chapa de grande
espessura (Kou, 2003)........................................................................................... 11
Figura 8. Desenho esquemático da seção transversal de um tubo soldado......................... 13
Figura 9. Elemento volumétrico durante o aquecimento....................................................... 14
Figura 10. Elemento volumétrico durante o resfriamento...................................................... 14
Figura 11. Distribuição de temperatura e tensões residuais (Welding Handbook, 1987)......15
Figura 12. Distribuição das tensões residuais longitudinais e transversais em juntas de topo
(Kou, 2003)............................................................................................................ 16
Figura 13. Fissuração à frio em aço baixa liga alta resistência AISI 4340 soldado com
eletrodo revestido. ................................................................................................. 20
Figura 14. Trinca de solidificação.......................................................................................... 21
Figura 15. Exemplos de trincas causadas por HIC e SSC em tubos de aço (Parkins, 2000).
............................................................................................................................... 23
Figura 16. Desenho esquemático de uma junta duplo-V assimétrica (Li et al., 2005). ......... 25
Figura 17. Ilustração do processo USP (Xing & Lu, 2004).................................................... 28
Figura 18. Representação esquemática do processo de laser peening (Montross et al.,
2002)...................................................................................................................... 29
Figura 19. Desenho esquemático do espalhamento das ondas de raio-X segundo a Lei de
Bragg.....................................................................................................................35
Figura 20. Difração em um monocristal mostrando que o espalhamento só ocorre para
algumas famílias de planos hkl.............................................................................36
Figura 21. Difração em material policristalino.........................................................................36
Figura 22. (a) Definição dos sistemas de coordenadas para a mostra e para a estrutura
cristalina. (b) Detalhe do sistema para um retículo cristalino................................37
Figura 23. Distância interplanar d
0
padrão para uma dada família de planos em um material
livre de tensões.....................................................................................................38
Figura 24. Efeito da aplicação de uma tensão compressiva sobre a distância interplanar de
uma família de planos hkl para um material policristalino e isotrópico (baseado
em Eigenmann & Macherauch, 1996)...................................................................38
Figura 25. Estado de tensões uniaxial....................................................................................41
Figura 26. Gráfico 2
θ
versus sen
2
ψ
........................................................................................43
Figura 27. Estado de tensões biaxial......................................................................................43
Figura 28. Ponteamento dos tubos para a soldagem.............................................................47
Figura 29. Soldagem manual dos tubos.................................................................................48
Figura 30. Desenho esquemático dos corpos de prova e detalhe da geometria da junta......48
Figura 31. Sistema de soldagem TIG Orbital.........................................................................52
Figura 32. Detalhe do cabeçote orbital...................................................................................52
Figura 33. Sistema de polimento eletrolítico...........................................................................53
Figura 34. Minidifratômetro para medição de tensões residuais em campo (Assis et al.,
2003).....................................................................................................................54
Figura 35. Posicionamento do conjunto tubo/detector sobre a tubulação..............................55
Figura 36. Localização dos pontos medidos. (a) Tubo com diâmetro de 4”. (b) Tubo com
diâmetro de 2”.......................................................................................................55
Figura 37. Geometria descrita pelo conjunto tubo/detector....................................................56
Figura 38. Máquina de polimento eletrolítico..........................................................................57
Figura 39. Microscópio ótico com sistema de aquisição de imagem......................................57
Figura 40. Microscópio eletrônico de varredura.....................................................................58
Figura 41. Microdurômetro Vickers.........................................................................................58
Figura 42. Espectro de difração da amostra A1. Medida realizada no metal de solda com
ângulos de (a) ψ = 33º; (b) ψ = 50º.
..................................................................... 59
Figura 43. Espectros de difração da amostra A1 ajustados pelas funções de Gauss e
Lorentz.
................................................................................................................ 61
Figura 44. Ajuste do perfil dos picos de difração para o ângulo ψ = 33º usando as funções:
(a) Gauss; (b) Lorentz; (c) pseudo-Voigt; (d) Pearson VII.
.................................. 62
Figura 45. Ajuste do perfil dos picos de difração para o ângulo ψ = 50º usando as funções:
(a) Gauss; (b) Lorentz; (c) pseudo-Voigt; (d) Pearson VII.
.................................. 63
Figura 46. Gráfico do “espaçamento d” versus sen
2
ψ
para os picos sem correções............ 64
Figura 47. Gráfico da “distância d” versus sen
2
ψ
para os picos ajustados pela função de
Gauss.
.................................................................................................................. 65
Figura 48. Gráfico da “distância d” versus sen
2
ψ
para os picos ajustados pela função de
Lorentz.
................................................................................................................ 65
Figura 49. Gráfico do “espaçamento d” versus sen
2
ψ
para os picos ajustados pela função
pseudo-Voigt.
....................................................................................................... 67
Figura 50. Gráfico do “espaçamento d” versus sen
2
ψ
para os picos ajustados pela função
Pearson VII.
......................................................................................................... 67
Figura 51. Comportamento das tensões residuais axiais ao longo da junta para os diversos
métodos de análise da posição do pico.
.............................................................. 68
Figura 52. Perfil das tensões residuais na amostra A1 (diâmetro de 4”) soldada pelo
processo TIG manual com energia de 14,5 kJ/cm.
.............................................. 69
Figura 53. Perfil das tensões residuais na amostra A2 (diâmetro de 4”) soldada pelo
processo TIG manual com energia de 14,8 kJ/cm.
.............................................. 70
Figura 54. Perfil das tensões residuais na amostra A3 (diâmetro de 4”) soldada pelo
processo TIG manual com energia de 15,0 kJ/cm.
.............................................. 71
Figura 55. Perfil das tensões residuais na amostra A4 (diâmetro de 4”) soldada pelo
processo TIG manual com energia de 14,7 kJ/cm.
.............................................. 72
Figura 56. Perfil das tensões residuais na amostra B1 (diâmetro de 4”) soldada pelo
processo TIG manual com energia de 9,5 kJ/cm.
................................................ 73
Figura 57. Perfil das tensões residuais na amostra B2 (diâmetro de 4”) soldada pelo
processo TIG manual com energia de 10,9 kJ/cm.
.............................................. 74
Figura 58. Perfil das tensões residuais na amostra B3 (diâmetro de 4”) soldada pelo
processo TIG manual com energia de 9,0 kJ/cm.
................................................ 75
Figura 59. Perfil das tensões residuais na amostra B4 (diâmetro de 4”) soldada pelo
processo TIG manual com energia de 9,5 kJ/cm.
................................................ 76
Figura 60. Perfil das tensões residuais na amostra C1 (diâmetro de 2”) soldada pelo
processo TIG manual com energia de 8,4 kJ/cm.
................................................ 77
Figura 61. Perfil das tensões residuais na amostra C2 (diâmetro de 2”) soldada pelo
processo TIG manual com energia de 7,8 kJ/cm.
................................................ 78
Figura 62. Perfil das tensões residuais na amostra C3 (diâmetro de 2”) soldada pelo
processo TIG manual com energia de 7,8 kJ/cm.
................................................ 79
Figura 63. Perfil das tensões residuais na amostra C4 (diâmetro de 2”) soldada pelo
processo TIG manual com energia de 7,5 kJ/cm.
................................................ 80
Figura 64. Perfil das tensões residuais na amostra D1 (diâmetro de 2”) soldada pelo
processo TIG manual com energia de 10,2 kJ/cm.
.............................................. 81
Figura 65. Perfil das tensões residuais na amostra D2 (diâmetro de 2”) soldada pelo
processo TIG manual com energia de 10,4 kJ/cm.
.............................................. 81
Figura 66. Perfil das tensões residuais na amostra D3 (diâmetro de 2”) soldada pelo
processo TIG manual com energia de 9,6 kJ/cm.
................................................ 82
Figura 67. Perfil das tensões residuais na amostra D4 (diâmetro de 2”) soldada pelo
processo TIG manual com energia de 10,0 kJ/cm.
.............................................. 82
Figura 68. Perfil das tensões residuais na amostra O1 (diâmetro de 2”) soldada pelo
processo TIG orbital com energia de 6,2 kJ/cm.
.................................................. 83
Figura 69. Perfil das tensões residuais na amostra O2 (diâmetro de 2”) soldada pelo
processo TIG orbital com energia de 6,2 kJ/cm.
.................................................. 83
Figura 70. Perfil das tensões residuais na amostra O3 (diâmetro de 2”) soldada pelo
processo TIG orbital com energia de 6,2 kJ/cm.
.................................................. 85
Figura 71. Perfil das tensões residuais na amostra O4 (diâmetro de 2”) soldada pelo
processo TIG orbital com energia de 6,2 kJ/cm.
.................................................. 85
Figura 72. Comportamento das tensões residuais axiais devido ao efeito torniquete ao redor
do tubo (Baseado em Law et al., 2006).
.............................................................. 87
Figura 73. Tensões residuais axiais ao longo da espessura da parede do tubo (Fricke, Keim
& Schmidt, 2001)
................................................................................................. 89
Figura 74. Variação das tensões residuais axiais longo da espessura, no centro do cordão
de solda (Brickstad & Josefson, 1998)
................................................................. 90
Figura 75. Variação das tensões residuais axiais longo da espessura, na ZAC (Brickstad &
Josefson, 1998)
................................................................................................... 90
Figura 76. Perfil das tensões residuais na superfície interna da amostra A1 (E = 14,5 kJ/cm).
............................................................................................................................. 92
Figura 77. Perfil das tensões residuais na superfície interna da amostra A2 (E = 14,8 kJ/cm).
............................................................................................................................. 92
Figura 78. Perfil das tensões residuais na superfície interna da amostra A3 (E = 15,0 kJ/cm).
............................................................................................................................. 93
Figura 79. Perfil das tensões residuais na superfície interna da amostra A4 (E = 14,7 kJ/cm).
............................................................................................................................. 93
Figura 80. Perfil normalizado em função da tensão de escoamento (σ/σ
y
)........................... 94
Figura 81. Perfil normalizado em função da tensão de escoamento (σ/σ
y
)........................... 95
Figura 82. Perfil normalizado em função da tensão de escoamento (σ/σ
y
)........................... 96
Figura 83. Perfil normalizado em função da tensão de escoamento (σ/σ
y
)........................... 96
Figura 84. Perfil das tensões residuais na superfície interna da amostra B1 (E = 9,5 kJ/cm).
............................................................................................................................. 97
Figura 85. Perfil das tensões residuais na superfície interna da amostra B2 (E = 10,9 kJ/cm).
............................................................................................................................. 97
Figura 86. Perfil das tensões residuais na superfície interna da amostra B3 (E = 9,0 kJ/cm).
............................................................................................................................. 98
Figura 87. Perfil das tensões residuais na superfície interna da amostra B4 (E = 9,5 kJ/cm).
............................................................................................................................. 99
Figura 88. Perfil normalizado em função da tensão de escoamento (σ/σ
y
)........................... 99
Figura 89. Perfil normalizado em função da tensão de escoamento (σ/σ
y
)......................... 100
Figura 90. Perfil normalizado em função da tensão de escoamento (σ/σ
y
)......................... 100
Figura 91. Perfil normalizado em função da tensão de escoamento (σ/σ
y
)......................... 101
Figura 92. Perfil das tensões residuais na superfície interna da amostra C1 (E = 8,4 kJ/cm).
........................................................................................................................... 102
Figura 93. Perfil das tensões residuais na superfície interna da amostra C2 (E = 7,8 kJ/cm).
........................................................................................................................... 103
Figura 94. Perfil das tensões residuais na superfície interna da amostra C3 (E = 7,8 kJ/cm).
........................................................................................................................... 103
Figura 95. Perfil das tensões residuais na superfície interna da amostra C4 (E = 7,5 kJ/cm).
........................................................................................................................... 104
Figura 96. Perfil normalizado em função da tensão de escoamento (σ/σ
y
)......................... 105
Figura 97. Perfil normalizado em função da tensão de escoamento (σ/σ
y
)......................... 105
Figura 98. Perfil normalizado em função da tensão de escoamento (σ/σ
y
)......................... 106
Figura 99. Perfil normalizado em função da tensão de escoamento (σ/σ
y
)......................... 106
Figura 100. Perfil das tensões residuais na superfície interna da amostra D1 (E = 10,2
kJ/cm).
............................................................................................................... 107
Figura 101. Perfil das tensões residuais na superfície interna da amostra D2 (E = 10,4
kJ/cm).
............................................................................................................... 107
Figura 102. Perfil das tensões residuais na superfície interna da amostra D3 (E = 9,6 kJ/cm).
........................................................................................................................... 108
Figura 103. Perfil das tensões residuais na superfície interna da amostra D4 (E = 10,0
kJ/cm).
............................................................................................................... 109
Figura 104. Perfil normalizado em função da tensão de escoamento (σ/σ
y
)....................... 110
Figura 105. Perfil normalizado em função da tensão de escoamento (σ/σ
y
)....................... 110
Figura 106. Perfil normalizado em função da tensão de escoamento (σ/σ
y
)....................... 111
Figura 107. Perfil normalizado em função da tensão de escoamento (σ/σ
y
)....................... 111
Figura 108. Perfil das tensões residuais na superfície interna da amostra O1 (E = 6,2 kJ/cm).
........................................................................................................................... 112
Figura 109. Perfil das tensões residuais na superfície interna da amostra O2 (E = 6,2 kJ/cm).
........................................................................................................................... 112
Figura 110. Perfil das tensões residuais na superfície interna da amostra O3 (E = 6,2 kJ/cm).
........................................................................................................................... 113
Figura 111. Perfil das tensões residuais na superfície interna da amostra O4 (E = 6,2 kJ/cm).
........................................................................................................................... 114
Figura 112. Perfil normalizado em função da tensão de escoamento (σ/σ
y
)....................... 114
Figura 113. Perfil normalizado em função da tensão de escoamento (σ/σ
y
)....................... 115
Figura 114. Perfil normalizado em função da tensão de escoamento (σ/σ
y
)....................... 115
Figura 115. Perfil normalizado em função da tensão de escoamento (σ/σ
y
)....................... 116
Figura 116. Perfil das tensões residuais nas amostras A. Tensões calculadas a partir do
valor de 2θ obtidos pela correção do pico pela função Pearson VII.
................. 117
Figura 117. Perfil das tensões residuais nas amostras A. Tensões calculadas a partir do
valor de 2θ obtidos pela correção do pico pela função Lorentz.
........................ 117
Figura 118. Perfil das tensões residuais nas amostras B. Tensões calculadas a partir do
valor de 2θ obtidos pela correção do pico pela função Pearson VII.
................. 118
Figura 119. Perfil das tensões residuais nas amostras B. Tensões calculadas a partir do
valor de 2θ obtidos pela correção do pico pela função Lorentz.
........................ 119
Figura 120. Perfil das tensões residuais nas amostras C. Tensões calculadas a partir do
valor de 2θ obtidos pela correção do pico pela função Pearson VII.
................. 120
Figura 121. Perfil das tensões residuais nas amostras C. Tensões calculadas a partir do
valor de 2θ obtidos pela correção do pico pela função Lorentz.
........................ 120
Figura 122. Perfil das tensões residuais nas amostras D. Tensões calculadas a partir do
valor de 2θ obtidos pela correção do pico pela função Pearson VII.
................. 121
Figura 123. Perfil das tensões residuais nas amostras D. Tensões calculadas a partir do
valor de 2θ obtidos pela correção do pico pela função Lorentz.
........................ 122
Figura 124. Perfil das tensões residuais nas amostras O. Tensões calculadas a partir do
valor de 2θ obtidos pela correção do pico pela função Pearson VII.
................. 123
Figura 125. Perfil das tensões residuais nas amostras O. Tensões calculadas a partir do
valor de 2θ obtidos pela correção do pico pela função Lorentz.
........................ 123
Figura 126. Efeito da dimensão do tubo sobre as tensões residuais.................................. 124
Figura 127. Efeito do aporte térmico sobre o perfil de tensões nas amostras com 4”de
diâmetro.
............................................................................................................ 125
Figura 128. Efeito do aporte térmico sobre o perfil de tensões nas amostras com 4”de
diâmetro.
............................................................................................................ 126
Figura 129. Comparativo entre a soldagem manual e automática. Amostras do grupo C e
grupo O.
............................................................................................................. 127
Figura 130. Comparativo entre a soldagem manual e automática. Amostras do grupo D e
grupo O.
............................................................................................................. 128
Figura 131. Extensão da ZAC da amostra A4. (a) Superfície externa; (b) Superfície interna.
Ataque: Nital 2%. Aumento: “100X – mudar o aumento???”..............................129
Figura 132. Microestrutura da superfície externa da amostra A. (a) Metal de solda; (b) ZAC-
GG; (c) ZAC-GF; (d) ZAC intercrítica. Ataque: Nital 2%. Aumento:....................131
Figura 133. Microestrutura da superfície interna da amostra A. (a) Metal de solda; (b) ZAC-
GG refinada pelo passe posterior. Ataque: Nital 2%. Aumento..........................132
Figura 134. Perfil de microdureza da amostra A4............................................................... 133
Figura 135. Extensão da ZAC da amostra B4. (a) Superfície externa; (b) Superfície interna.
Ataque: Nital 2%. Aumento: “100X – mudar o aumento???”..............................134
Figura 136. Microestrutura da superfície externa da amostra B4. (a) Metal de solda; (b) ZAC-
GG; (c) ZAC-GF; (d) ZAC intercrítica. Ataque: Nital 2%. Aumento:....................135
Figura 137. Microestrutura da superfície interna da amostra B4. (a) Metal de solda; (b) ZAC-
GG refinada pelo passe posterior. Ataque: Nital 2%. Aumento..........................136
Figura 138. Perfil de microdureza da amostra B4............................................................... 137
Figura 139. Extensão da ZAC da amostra C4. (a) Superfície externa; (b) Superfície interna.
Ataque: Nital 2%. Aumento: “100X – mudar o aumento???”…………………….138
Figura 140. Microestrutura da superfície externa da amostra C4. (a) Metal de solda; (b) ZAC-
GG; (c) ZAC-GF; (d) ZAC intercrítica..................................................................139
Figura 141. Microscopia eletrônica de varredura dos constituintes da ZAC-GG..................140
Figura 142. Microestrutura da superfície interna da amostra C4. (a) Metal de solda; (b) ZAC-
GG refinada pelo passe posterior. Ataque: Nital 2%.
Aumento..................................141
Figura 143. Perfil de microdureza da amostra C4............................................................... 142
Figura 144. Extensão da ZAC da amostra D4. (a) Superfície externa; (b) Superfície interna.
Ataque: Nital 2%. Aumento: “100X – mudar o aumento???”..............................143
Figura 125. Microestrutura da superfície externa da amostra D4. (a) Metal de solda; (b) ZAC-
GG; (c) ZAC-GF; (d) ZAC intercrítica..................................................................144
Figura 146. Microestrutura da superfície interna da amostra D4. (a) Metal de solda; (b) ZAC-
GG refinada pelo passe posterior. Ataque: Nital 2%. Aumento:.........................145
Figura 147. Perfil de microdureza da amostra C4............................................................... 145
Figura 148. Extensão da ZAC da amostra O4. (a) Superfície externa; (b) Superfície interna.
Ataque: Nital 2%. Aumento: “100X – mudar o aumento???”..............................147
Figura 149. Microestrutura da superfície externa da amostra O4. (a) Metal de solda; (b) ZAC-
GG; (c) ZAC-GF; (d) ZAC intercrítica..................................................................148
Figura 150. Microestrutura da ZAC-GG superfície interna da amostra O4. Ataque: Nital 2%.
Aumento:
............................................................................................................ 148
Figura 151. Microscopia eletrônica de varredura da zona fundida da amostra O4..............149
Figura 152. Microscopia eletrônica de varredura da ZAC-GG.............................................150
ÍNDICE DE TABELAS
Tabela 1. Comparativo entre os métodos de medição de tensões residuais (Lu et al.,
1996).....................................................................................................................31
Tabela 2. Composição química do aço ASTM A106 Gr. B.....................................................46
Tabela 3. Composição química do metal de adição AWS ER 70S 3.....................................46
Tabela 4. Propriedades mecânicas dos tubos........................................................................46
Tabela 5. Dimensões dos corpos de prova e da geometria da junta.....................................48
Tabela 6. Parâmetros da soldagem TIG manual....................................................................50
Tabela 7. Parâmetros da soldagem TIG orbital......................................................................53
CAPÍTULO I
Introdução
1. Contextualização do Problema
As tubulações industriais constituem um sistema de transporte de fluidos no estado
líquido, gasoso ou até mesmo uma combinação das duas fases. As suas aplicações podem
ser única e exclusivamente para condução de fluidos, bem como em trocadores de calor de
fornos, caldeiras e permutadores, tubos de instrumentação ou até mesmo como elemento
estrutural (Figura 1).
Notadamente no transporte de fluidos, as tubulações possuem especial aplicação nas
indústrias químicas e petroquímicas, termoelétricas, nucleares e do petróleo. Em unidades
de refino de petróleo, estas tubulações são responsáveis pelo transporte de
hidrocarbonetos, água, vapor e diversos subprodutos os quais possuem muitas vezes
elevado grau de corrosividade, além de operarem em muitos casos, sob severas condições
de serviço (a alta temperatura e elevadas pressões). Para estas aplicações são
normalmente empregados tubos de aço ASTM A106 Gr. B, os quais são destinados ao uso
em temperatura elevada.
A soldagem é o principal processo de construção e reparo destas tubulações para o
transporte de petróleo, gás e derivados. Em geral, as soldagens são realizadas de forma
Figura 1. Unidade de refino de petróleo.
Capítulo I - Introdução
manual, utilizando soldadores qualificados, cujas soldas são inspecionadas por diversas
técnicas. Dentre os principais processos empregados destacam-se o eletrodo revestido, o
TIG, o MIG/MAG e o arame tubular, estes dois últimos, em geral, empregados na soldagem
de tubulações de grandes diâmetros. Dentre as diversas alterações metalúrgicas sofridas
pelos materiais quando submetidos a um ciclo térmico de soldagem, destaca-se o
surgimento de tensões residuais, as quais são geralmente indesejáveis, uma vez que
podem acarretar em diversos problemas, tais como trincas a frio, fratura por fadiga, corrosão
sob-tensão, dentre outros.
Embora diversas análises sejam realizadas para a avaliação da junta soldada, em
nenhum dos ensaios convencionalmente utilizados, as tensões residuais são avaliadas, pois
a sua determinação é bastante complicada e depende de técnicas sofisticadas, como por
exemplo, a difração de raio-X (DRX).
Visto que a geração de tensões residuais de soldagem são características intrínsecas
ao ciclo térmico, não sendo possível evitá-las, e a sua presença é geralmente indesejada,
pois está associada a diversos problemas metalúrgicos, torna-se então necessário conhecer
o comportamento das tensões residuais em tubulações soldadas. Com isso pode-se
contribuir para a elaboração de procedimentos de soldagem que contemplem medidas que
reduzam os níveis das tensões residuais, minimizando os riscos de falha das tubulações
decorrentes dos seus efeitos sobre o material.
Embora o tema tensões residuais tenha atraído a atenção de diversos pesquisadores
nos últimos anos, dada a sua atuação direta nos principais problemas metalúrgicos
relacionados à soldagem, muitos aspectos envolvendo a microestrutura, as propriedades
mecânicas e as tensões residuais precisam ainda ser esclarecidos.
Outro aspecto relevante é que, em muitos casos encontrados na literatura
especializada, as tensões residuais são estudadas, porém poucas menções são feitas sobre
questões básicas como às relacionadas aos parâmetros de soldagem. Na soldagem
manual, o controle de parâmetros torna-se extremamente difícil, uma vez que o soldador
não é capaz de reproduzir soldas com o mesmo grau de repetibilidade que as obtidas por
sistemas automatizados. Além disso, os procedimentos de soldagem nestes casos são
elaborados admitindo faixas muito amplas para os parâmetros, acarretando em variações
significativas nos níveis de energia de soldagem que podem ser utilizados, causando assim,
alterações marcantes nos níveis de tensões residuais.
Uma alternativa à soldagem manual de tubulações, quer seja na montagem ou em
reparos, é a utilização de equipamentos modernos que possibilitem a soldagem com alta
reprodutibilidade, facilidade de execução, rapidez e baixo custo. O processo de soldagem
2
Capítulo I - Introdução
TIG orbital procura reunir todas estas características, especialmente no que diz respeito a
qualidade do cordão de solda, evitando defeitos e necessidade de retrabalho. Contudo,
inexistem informações na literatura que apresentem aspectos metalúrgicos deste tipo de
processo de soldagem, especialmente do ponto de vista das tensões residuais.
Com o conhecimento em profundidade sobre os níveis das tensões residuais induzidas
por processos de soldagem manuais e automáticos, será possível avaliar a necessidade ou
não dos tratamentos de alívio de tensões em determinadas aplicações, contribuindo para
uma maior eficiência dos procedimentos de montagem e reparo das tubulações, aumento da
vida útil das linhas, maior disponibilidade das unidades para o serviço, aumento da
segurança operacional e da preservação ao meio ambiente, resultando principalmente na
redução dos custos e no aumento da confiabilidade das unidades.
3
CAPÍTULO II
Objetivos
2. Objetivos
Embora diversos trabalhos envolvendo tensões residuais tenham sido
desenvolvidos nos últimos anos, pouca ênfase tem sido dada ao estudo dos efeitos
dos parâmetros de soldagem e dos tipos de processos (manual ou automático) sobre
os níveis das tensões residuais, especialmente em tubulações de pequenos
diâmetros. Da mesma forma, não existem informações consistentes relacionando os
níveis das tensões residuais com aspectos microestruturais e propriedades
mecânicas, principalmente a dureza, a qual é um dos critérios para aceitação de
soldas quando é provável a ocorrência de problemas como corrosão sob-tensão, que
é uma das grandes preocupações nas unidades de refino de petróleo.
Pretende-se com este trabalho, utilizando a técnica de difração de raio-X, avaliar
os níveis de tensões residuais em tubulações de aço ASTM A106 Gr. B, induzidas por
processos de soldagem, considerando condições de soldagem já usadas em serviço,
bem como avaliar o comportamento do mesmo material quando soldado pelo processo
TIG orbital (automático). Pretende-se também, correlacionar os níveis de tensões
residuais com outros aspectos mecânico/metalúrgicos (microestrutura e dureza). Além
disso, espera-se contribuir para consolidar a técnica de difração de raio-X para a
determinação das tensões residuais em aplicações de campo, especialmente em
tubulações de pequenos diâmetros.
4
5
CAPÍTULO III
Revisão Bibliográfica
3 Revisão Bibliográfica
3.1 Tensões residuais
As tensões residuais são definidas como tensões auto-equilibradas existentes em um
corpo, livre de qualquer ação de forças externas ou restrições atuando sobre seus limites
(Rajad, 1992; Kou, 2002). Estas tensões muitas vezes são chamadas de tensões internas e
podem ser induzidas no material em quase todas as etapas de seu processamento, como
por exemplo, fundição, laminação, flexão, corte à chama, forjamento, usinagem, soldagem,
brazagem, aspersão térmica, eletrodeposição, tratamentos térmicos, termoquímicos e
tratamentos superficiais. (Masubuchi, 1983, Welding Handbook, 1991; Lu, 1996; Capello,
2004; Waki et al.,2003; Rohde & Jeppsson, 2000).
Elas surgem, em geral, quando o corpo é submetido a um desajuste entre diferentes
regiões, como no caso de uma deformação plástica não uniforme causada pelo dobramento
de uma barra ou pela realização de um tratamento superficial como shot peening. As
tensões residuais podem ter origem também durante a soldagem ou tratamentos térmicos,
as quais são atribuídas aos elevados gradientes térmicos que causam a expansão não
uniforme do material e a sua deformação plástica não uniforme. Estas tensões são
freqüentemente chamadas de tensões térmicas (Withers & Bhadeshia, 2001a; Kou, 2002). A
Figura 2 ilustra alguns exemplos de macro e microtensões residuais originadas durante o
processamento dos materiais.
As tensões residuais podem ser classificadas segundo a forma como foram causadas
(origem térmica, mecânica, etc.), de acordo com a escala na qual elas estão auto-
equilibradas ou de acordo com o método pelo qual elas são medidas (Withers & Bhadeshia,
2001a).
Capítulo III – Revisão Bibliográfica
Figura 2. Exemplos de origens das tensões residuais causadas durante processamento
(Withers & Bhadeshia, 2001a).
3.2 Tipos de tensões residuais
Geralmente, as tensões residuais podem ser diferenciadas em três principais tipos, de
acordo com a distância na qual atua no corpo ou segundo a escala sobre as quais são
observadas (Lu, 1996). A primeira categoria de tensões residuais são as tensões
denominadas macroscópicas e que segundo a literatura são classificadas como do Tipo I.
Estas tensões residuais variam continuamente ao longo de grandes distâncias, estendendo-
se sobre vários grãos dentro do material. As outras duas categorias de tensões residuais
são caracterizadas pela extensão das regiões desajustadas serem de escala microscópica
ou submicroscópica (Lu, 1996; Withers & Bhadeshia, 2001a).
A segunda categoria de tensões residuais (Tipo II) está quase sempre presente em
materiais policristalinos, uma vez que nestes materiais os grãos apresentam propriedades
elásticas e térmicas diferenciadas em relação à sua vizinhança, devido a anisotropia dos
materiais. Estas tensões são denominadas tensões intergranulares (Withers & Bhadeshia,
2001a) ou microtensões estruturais (Lu, 1996) e ocorrem em pequenas distâncias, em geral,
de um grão ou parte de um grão. Elas ocorrem pela interação entre os grãos de uma mesma
fase, entre fases diferentes, ou ainda entre partículas presentes no interior do material,
como precipitados e inclusões, e a matriz. Desta forma, os níveis de tensões são mais
significativos em materiais que apresentam microestruturas complexas, formadas por várias
fases, ou nos que estão sujeitos à transformações de fases.
6
Macrotensões
Microtensões
Martelamento Tensões térmicas
Tensões de carregamento
Flexão Tensões de transformação
Soldagem
Tensões intergranulares
Expansão de furo a frio
Capítulo III – Revisão Bibliográfica
7
As tensões residuais do Tipo III são de nível submicroscópico, variando sobre algumas
distâncias interatômicas e estão equilibradas somente em uma pequena parte do grão.
Estas tensões originam-se pela coerência entre interfaces e campos de discordâncias (Lu,
1996; Withers & Bhadeshia, 2001a). A Figura 3 apresenta a variação do nível de tensão
residual de acordo com a escala de comprimento utilizada. Nesta Figura “M” representa a
matriz e “R” uma fase endurecedora, σ
Macro
são tensões do Tipo I, σ
IIM
e σ
IIR
são as tensões
do Tipo II causada pela interação entre as fases, e σ
IIIM
são as tensões de nível
submicroscópico no interior da matriz (Withers & Bhadeshia, 2001a).
Figura 3. Campo de tensões residuais de acordo com a escala de comprimento
característica (Withers & Bhadeshia, 2001).
3.3 Desenvolvimento das tensões residuais
No caso de tensões residuais originadas por efeitos térmicos, é possível compreender
o mecanismo de formação das tensões a partir de um arranjo de três barras fixadas nas
extremidades (Figura 4a). Quando um metal é aquecido uniformemente, sob condições
controladas, ele sofre uma expansão uniforme e não ocorre a formação de tensões. Por
outro lado, se o material é submetido a um gradiente térmico, com um aquecimento não-
uniforme, como no caso mostrado na Figura 4b, onde a barra 2 (central) é aquecida a partir
Capítulo III – Revisão Bibliográfica
8
da temperatura ambiente, independente das outras duas barras, tensões térmicas e
deformações serão desenvolvidas no material (Welding Handbook,1991; Masubuchi, 1980;
Masubuchi, 1983). Nesta condição, a barra central tenderá a sofrer uma expansão por efeito
térmico, que será restringida pela ação das barras nas extremidades do conjunto. Isso
causará o desenvolvimento de tensões compressivas na barra central e de tração nas
barras das extremidades, durante o aquecimento.
Figura 4. Arranjo de três barras fixas nas extremidades. (a) sem aquecimento. (b) barra
central aquecida. (Welding Handbook, 1991).
A evolução das tensões durante o aquecimento e o resfriamento pode ser
acompanhada na Figura 5. Verifica-se ao longo do aquecimento (trecho A-B), que
inicialmente a barra 2 (central) é submetida a um estado de tensões elásticas, uma vez que
os níveis de tensões não são suficientes para causar deformações permanentes no material.
Como a barra mantém seu comprimento original, tem-se que a dilatação térmica é
compensada por deformações elásticas. À medida que a temperatura aumenta, a dilatação
térmica da barra 2 torna-se mais intensa, amplificando os níveis das tensões. Além disso, é
importante ressaltar que com o aumento da temperatura as propriedades físicas e
mecânicas dos materiais sofrem alterações, como o caso da tensão de escoamento que
diminui com a elevação da temperatura. Desta forma, ao atingir uma determinada
temperatura na qual a tensão seja superior a tensão de escoamento, o material passa a
experimentar deformações permanentes, as quais ocorrem em níveis de tensões cada vez
mais baixos com o aumento da temperatura (trecho B-C).
No início do resfriamento (Ponto C) as tensões na barra 2 são compressivas, e à
medida que a temperatura da barra vai baixando a tensão começa a diminuir até que passa
de tensão compressiva para trativa. Isso ocorre por que com a redução da temperatura, a
Capítulo III – Revisão Bibliográfica
9
barra que está dilatada começa a sofrer contração. Contudo, embora a barra 2 tenha se
deformado plasticamente devido a expansão volumétrica, seu comprimento teoricamente
permaneceu o mesmo comprimento do inicio do aquecimento, e desta forma, com a redução
da temperatura esta começa a ser submetida a tensões trativas, causada pela restrição da
contração devido as duas barras das extremidades, que estarão agora submetidas à
tensões compressivas. Durante o trecho C-D (Figura 5) a barra 2 passa a estar submetida a
um estado de tensões elásticas compressivas. Ao atingir o ponto D, a temperatura da barra
2 ainda está alta o suficiente para que a tensão limite de escoamento esteja baixa, e os
níveis de tensão trativas impostos pela restrição à contração da barra 2 são suficientes para
causar a deformação plástica do material. Ao retornar para a temperatura ambiente, a barra
2 encontra-se submetida a um estado de tensões diferente do que apresentava antes do
aquecimento, composto por tensões residuais trativas. Da mesma forma, as barras das
extremidades também apresentam tensões residuais de compressão causadas pela ação da
contração da barra 2.
Figura 5. Efeito da temperatura sobre as tensões na barra 2 (Welding Handbook, 1991).
3.4 Fluxo de calor na soldagem
Os processos de soldagem a arco elétrico são caracterizados por uma intensa
concentração de calor numa dada região da peça, a qual se funde e com a posterior
solidificação produz a união das partes. Conhecer o histórico de temperatura devido ao ciclo
térmico de soldagem é muito importante, pois as taxas de aquecimento e resfriamento, as
temperaturas máximas atingidas, a forma de fluxo de calor e outros aspectos relacionados à
transferência de calor têm um papel fundamental para a análise de problemas metalúrgicos
Capítulo III – Revisão Bibliográfica
10
como, transformações de fase, degradação das propriedades mecânicas e tensões
residuais e distorção.
Sendo assim, a determinação da distribuição de temperatura, seja por solução
analítica ou por análise experimental, torna-se uma ferramenta valiosa para a predição de
diversos problemas de soldagem. Um dos precursores do estudo da distribuição de calor em
soldagem foi Rosenthal (1941, 1946). Ele desenvolveu a solução clássica de distribuição de
calor em um corpo semi-infinito sujeito a uma fonte de calor pontual, assumindo um estado
constante, ou seja, as propriedades envolvidas não variam com o tempo. Suas formulações
consideram tanto o caso de placas finas (Equação I), no qual o fluxo de calor assume um
modo bidimensional (Figura 6), quanto para placas grossas (Equação II) cuja análise é
realizada em três dimensões (Figura 7).
⎟
⎠
⎞
⎜
⎝
⎛
⎟
⎠
⎞
⎜
⎝
⎛
=
−
αα
π
22
exp
)(2
0
0
Vr
K
Vx
Q
kgTT
Eq. I (Kou, 2003)
⎥
⎦
⎤
⎢
⎣
⎡
−−
=
−
α
π
2
)(
exp
)(2
0
xRV
Q
kRTT
Eq. II (Kou, 2003)
Onde: T = temperatura;
T
0
= temperatura de preaquecimento;
k = condutividade térmica do metal de base;
g = espessura da peça;
Q = calor transferido à peça pela fonte de calor;
V = Velocidade de soldagem
α = Difusividade térmica da peça, determinada por k/ρC, onde ρ e C são a
densidade e o calor específico do metal de base, respectivamente;
K
0
= função de Bessel modificada
r = distância radial a partir da origem para chapa fina, (x
2
+ y
2
)
1/2
R = distância radial a partir da origem para chapa grossa, (x
2
+ y
2
+ z
2
)
1/2
Capítulo III – Revisão Bibliográfica
11
Figura 6. Fluxo de calor bidimensional durante a soldagem de uma chapa fina (Kou, 2003).
Figura 7. Fluxo de calor tridimensional durante a soldagem de uma chapa de grande
espessura (Kou, 2003).
A solução de Rosenthal pode ser usada com sucesso para determinar a distribuição de
temperatura distante da fonte de calor, mas ela é falha para a determinação das
temperaturas próximas à fonte de calor.
Posteriormente, uma série de revisões sobre a teoria de Rosenthal foram
apresentadas de forma a tornar mais realista a distribuição de calor. (Kou & Kanevsky, 1982;
Eagar & Tsai, 1983; Felizardo & Bracarense, 1997). A incorporação à teoria de Rosenthal de
uma fonte de calor com distribuição gaussianica, proposta inicialmente por Pavelic et al.
(1969), vem sendo bastante utilizada (Eagar & Tsai, 1983, Nguyen et al., 1999; Fassani &
Trevisan, 2003; Nguyen et al., 2004). Eagar & Tsai (1983) destacam que a nova formulação
usando distribuição gaussianica não só aumenta a confiabilidade na determinação das
zonas da solda, mas principalmente, provê um modelo que pode ser usado para avaliar
como as variações no processo ou no material podem influenciar a geometria da solda. Em
outro trabalho, Tsai & Eagar (1986) avaliaram a distribuição de calor na soldagem TIG e
verificaram que o comprimento do arco é uma variável primária que governa a distribuição
de calor e que a forma da distribuição aproxima-se de uma função de Gauss, comprovando
a teoria.
Kasuya e Yurioka (1993) realizaram alterações na formulação desenvolvida por
Rosenthal, permitindo que mudanças na seqüência de soldagem pudessem ser avaliadas e
aplicadas na realização de soldagens multipasse com comportamento mais complexo, nas
Capítulo III – Revisão Bibliográfica
12
quais a seqüência de deposição dos cordões de solda ocorreram com a alternância de
passes à frente e passes de ré (Kasuya et al., 2000).
Felizardo e Bracarense (1997) desenvolveram uma metodologia de forma a incluir ao
modelo estabelecido por Rosenthal a possibilidade de uma avaliação dinâmica, visto que
tanto a geometria do cordão de solda quanto a distribuição de calor variam com o tempo. Os
autores concluíram que o modelo dinâmico desenvolvido foi capaz de predizer as variações
de temperatura ao longo do tempo.
Diversos trabalhos também apresentam resultados sobre a distribuição de temperatura
em soldagem, obtidos através de análises experimentais utilizando termopares. Murugan et
al. (1998) apresentam inicialmente a distribuição de temperatura na soldagem multipasse de
chapas de aço inoxidável 304 e baixo carbono, e posteriormente, ampliam a análise para a
avaliação das tensões residuais nos mesmos materiais (Murugan et al., 2001). Murugan et
al. (2000) também apresentam em outro trabalho a comparação entre os resultados
experimentais e de simulação numérica, os quais se mostraram bastante satisfatórios.
Outros fatores como o efeito da convecção da poça de fusão, o fluxo de corrente
através da peça, as perdas de calor por convecção e radiação dentre outros, tornam o
mecanismo de transferência de calor no metal de solda um problema extremamente
complexo (Oreper, Eagar & Szekely, 1983). Porém, para a determinação das tensões
residuais, o tratamento dado aos complexos fenômenos de convecção e transferência de
calor na poça de fusão, não é essencialmente necessário, visto que a zona deformada
plasticamente estende-se bem além dos limites da poça de fusão (Stone et al.,1998).
3.5 Tensões residuais de soldagem
No caso da soldagem, as tensões residuais são formadas por escoamentos
localizados devido ao aquecimento e resfriamento não-uniforme, durante o ciclo térmico. As
principais fontes de tensões residuais durante a soldagem são: tensões residuais devido à
contração no resfriamento (Shrinkage residual stress); tensões residuais devido o
resfriamento superficial intenso (Quenching residual stress); tensões residuais devido a
transformações de fases (Transformation residual stress) (Silveira & Barros, 1987).
Capítulo III – Revisão Bibliográfica
13
3.5.1 Tensões residuais devido à contração no resfriamento
Para visualizar como são formadas as tensões residuais devido à contração durante o
resfriamento, considera-se o exemplo de uma junta soldada na qual um elemento
volumétrico é tomado como base para a análise (Figura 8). Neste caso, o elemento
representa a barra aquecida do conjunto de três barras citada anteriormente. Uma vez
aquecida devido o ciclo térmico de soldagem, a região mais próxima da zona de ligação
experimenta temperaturas extremamente elevadas que resultarão em expansão volumétrica
do material e redução do limite de escoamento. Devido o gradiente térmico, à medida que
se distancia da zona de ligação, verifica-se que o nível das expansões são menores e o
limite de escoamento é cada vez maior, em relação às regiões que atingem temperaturas
mais elevadas.
Analisando um elemento volumétrico tomado na região da zona afetada pelo calor
(ZAC), adjacente à zona de ligação, inicialmente ele apresenta um volume inicial V
0
,
conforme apresentado na Figura 9. Com o aquecimento o elemento sofre expansão e tende
aumentar de volume (Figura 9), contudo, esta expansão é restringida pela vizinhança,
gerando um estado de tensões compressivas, conforme pode ser observado na Figura 9.
Uma vez que a temperatura atingida pelo elemento volumétrico é alta, este estará sujeito a
um nível elevado de tensões compressivas e apresentará um limite de escoamento baixo, o
que resultará em deformação plástica durante o aquecimento. O escoamento causará uma
deformação na rede cristalina do material, fazendo com que a distância entre os planos
cristalinos (d) seja menor quando comparada com a distância inicial (d
0
), no material livre de
deformação.
Figura 8. Desenho esquemático da seção transversal de um tubo soldado.
Exp a ns ão
Capítulo III – Revisão Bibliográfica
14
Figura 9. Elemento volumétrico durante o aquecimento.
No resfriamento, verifica-se uma redução nos níveis de tensões compressivas
resultado da contração do elemento volumétrico. Entretanto, uma vez que o elemento sofreu
deformação plástica compressiva, é de se esperar que seu volume na temperatura inicial
seja menor que o volume original. Assim, com o resfriamento o elemento volumétrico passa
a sofrer a ação de tensões trativas, resultado da ação da vizinhança que restringe a
contração volumétrica do elemento. Este comportamento é ilustrado na Figura 10 que
apresenta o elemento volumétrico na condição de resfriamento e a formação de tensões
trativas. Contudo, devido ao aumento do limite de escoamento com a redução da
temperatura, verifica-se que o material terá uma maior resistência à deformação, e
conseqüentemente, tem-se ao final do resfriamento tensões residuais de tração.
σ
x
σ
x
σ
z
σ
z
σ
y
σ
y
Tensões
tratívas
x
zy
Figura 10. Elemento volumétrico durante o resfriamento.
A Figura 11 apresenta esquematicamente as variações na distribuição da temperatura
e das tensões residuais durante a soldagem. A análise na seção AA mostra que não
Tensões
c om p re ssíva s
σ
x
σ
z
σ
x
σ
z
σ
y
σ
y
x
zy
Aquecimento
Capítulo III – Revisão Bibliográfica
15
ocorrem variações de temperatura (Figura 11b) e tensões (Figura 11c), uma vez que este
ponto está localizado distante da poça de fusão e ainda não sofre influência do calor da
soldagem.
Tomando agora a seção BB, verifica-se um elevado gradiente térmico (Figura 11b) e o
surgimento de tensões (Figura 11c). Observa-se no gráfico de tensões que a parte central
localizada sobre o eixo x, apresenta tensão nula, uma vez que o material encontra-se no
estado líquido e não sofre a ação de tensões. Na região que sofre deformação plástica
verificam-se tensões compressivas, resultantes da expansão térmica do material, e na
região mais afastada, na qual não ocorrem deformações plásticas, surgem tensões de
tração para se contrapor as tensões compressivas e manter o estado de equilíbrio. Com a
solidificação do metal de solda, tensões residuais de tração são formadas, as quais são
balanceadas pelas tensões de compressão na região de deformação plástica, como pode
ser visto na Figura 11c, seção CC.
Figura 11. Distribuição de temperatura e tensões residuais (Welding Handbook, 1987).
poça de fusão
Região onde ocorre
deformação plástica
(a) solda
(b) Variação de
temperatura
(c) Tensões
Seção A-A
Seção B-B
Seção C-C
Seção D-D
Tensões
residuais
tensão
≈
0
Capítulo III – Revisão Bibliográfica
16
Finalmente, na seção DD, localizada a uma grande distância da fonte de calor, verifica-
se uma distribuição uniforme da temperatura (Figura 11b) e uma variação das tensões
residuais ao longo do eixo y, com elevados níveis de tensões trativas no metal de solda e
ZAC e a presença de tensões compressivas no metal de base afastado da solda.
A Figura 12 apresenta a distribuição das tensões residuais de soldagem ao longo das
seções transversais e longitudinais em uma junta de topo. Verifica-se que no caso da seção
transversal, a distribuição de tensões segue a mesma forma da distribuição apresentada na
Figura 11. Conforme observado na Figura 12b, a distribuição de tensões residuais
longitudinais (σ
y
) ao longo do comprimento do cordão de solda variam de tensões de tração
com baixa magnitude na porção central da solda, para tensões compressivas nas
extremidades. A região central sofre uma restrição da contração térmica na direção
transversal, contida pelo metal base resfriado e próximo às extremidades, equilibrando as
tensões.
Figura 12. Distribuição das tensões residuais transversais (a) e longitudinais (b) em juntas
de topo (Kou, 2003).
3.5.2 Tensões residuais devido ao resfriamento superficial intenso
As tensões residuais produzidas pelo resfriamento intenso da superfície é resultado do
gradiente térmico formado ao longo da espessura da junta soldada, uma vez que a
superfície está em contato direto com o ar à temperatura ambiente, e esta irá trocar calor e
resfriar mais rapidamente que o interior do material. Ao resfriar, a superfície se contrai mais
intensamente que o interior do material, o qual está mais aquecido. Esta contração gera
Compressão Tração
Solda
Metal
base
Metal
base
Solda
Capítulo III – Revisão Bibliográfica
17
tensões que causarão o escoamento localizado do material, e conseqüentemente, a
formação de tensões residuais ao final do resfriamento.
As condições nas quais as tensões residuais devido o resfriamento da superfície são
mais intensos ocorrem quando a soldagem é realizada em chapas ou tubulações de grande
espessura, visto que o gradiente térmico entre a superfície e o centro da peça será elevado,
e que possuem baixo limite de escoamento. Ao final do resfriamento, será verificada uma
distribuição de tensões residuais compressivas na superfície e de tração no interior do
material.
3.5.3 Tensões residuais devido às transformações de fases
Outra importante fonte de tensões residuais são as transformações de fases. Nos
aços, estas transformações ocorrem no estado sólido, a partir da austenita, que se
transforma em diversas fases e microconstituintes tais como ferrita, perlita, bainita,
martensita. As transformações podem ocorrer por dois mecanismos distintos, o difusional,
no qual a transformação ocorre pelo movimento de átomos termicamente ativados, e o não-
difusional, cujas fases são formadas por um mecanismo de deslizamento devido à ação de
tensões cisalhantes originadas quando o material é resfriado rapidamente a partir do campo
austenítico, não permitindo a decomposição da austenita em outras fases por meio de
difusão atômica, ou por conformação mecânica no caso dos aços inoxidáveis austeníticos.
Os principais microconstituintes formados pelo mecanismo difusional são a ferrita, a perlita e
a bainita. O segundo mecanismo é o responsável pela formação da fase martensita (Porter
& Easterling, 1992).
Na soldagem, as duas regiões onde é provável a ocorrência de transformações de
fase são a zona fundida (ZF) e a zona afetada pelo calor (ZAC). As transformações de fase
nestas regiões dependem de diversos fatores, tais como composição química, tamanho de
grão, pico de temperatura atingida e velocidade de resfriamento (Easterling, 1983). O
surgimento de tensões residuais devido às transformações de fase é bastante complexo.
Em muitos casos, as tensões residuais estão relacionadas às variações de volume durante
as transformações γ → α, mas dependendo do tipo de fase esta variação de volume não
será a principal fonte de tensões residuais. Bhadeshia (2002) cita que atribuir à variação de
volume a principal causa da formação de tensões residuais em transformações
microestruturais é incorreto no caso da martensita e bainita. Cita ainda que a variação de
forma devido à transformação tem uma componente de tensão de cisalhamento muito maior
do que o termo da dilatação da fase.
Capítulo III – Revisão Bibliográfica
18
Vários trabalhos evidenciam que na soldagem com simples deposição de aços que
apresentam transformações de fases em baixas temperaturas, estas transformações podem
reduzir as tensões residuais em regiões localizadas, como no caso da soldagem de aços
baixa liga e alta resistência e aços tratáveis termicamente. (
Satoh & Matsui, 1968; Karppi et al.,
1984; Leggatt, 1997;
). Gao et al. (2005) determinaram as tensões residuais em juntas
soldadas de aço da classe HSLA-100 e verificaram na região da solda, a presença de
tensões residuais compressivas da ordem de -300 MPa. A presença destas tensões
compressivas foi atribuída parcialmente ao efeito das transformações de fases, visto que a
expansão volumétrica associada às transformações austenita – martensita/bainita pode
induzir tensões compressivas (Gao et al., 2005).
Os maiores níveis de tensões residuais à temperatura ambiente são observados
quando o final da transformação da austenita ocorre em elevada temperatura. Isto ocorre
por que neste caso as deformações de contração térmica não podem ser absorvidas por
que a austenita já se transformou. A transformação de fase em baixa temperatura ajuda a
minimizar as tensões residuais. Yang, Yao & Park (2004) estudaram o efeito da temperatura
de transformação de fases austenita/martensita (M
s
) na face endurecida de aços médio
carbono soldados e verificaram que com o abaixamento da temperatura M
s
, os valores dos
picos de tensões trativas sofreram significativa redução, o qual foi considerado benéfico
para evitar trincas a frio.
3.6 Efeito das tensões residuais sobre as propriedades da solda
As tensões residuais de soldagem podem atuar decisivamente no comportamento
mecânico de componentes e estruturas, podendo ser a principal responsável pela falha dos
mesmos. Isto por que, em muitos casos os níveis de tensões observados nas estruturas
soldadas são da magnitude do limite de escoamento do material (Harrison, 1981; Parlane
1981). Lawrence (1981), em seu trabalho sobre a predição da influência de tensões
residuais sobre a iniciação de trincas de fadiga, assume que as tensões chegam a
magnitude do escoamento. Easterling (1983) também declara em sua obra sobre as tensões
residuais na direção longitudinal, transversal e ao longo da espessura, que estas
freqüentemente são da magnitude do limite de escoamento, mas não diferencia entre os três
tipos.
Outros autores declaram que as tensões residuais de soldagem, devido às altas
velocidades de resfriamento, alcançam a magnitude do limite de escoamento, e que o
máximo nível de tensão ocorre no centro da junta soldada, embora nenhum comentário
Capítulo III – Revisão Bibliográfica
19
específico sobre geometria de componentes ou materiais seja realizado (Kendall et al.,
1986; Schajer et al., 1996).
A presença de elevados níveis de tensões (da magnitude do limite de escoamento)
pode ocasionar a falha dos componentes de engenharia. Estas falhas estão associadas à
perda de resistência, seja por rigidez insuficiente, escoamento localizado ou global,
escoamento por fluência, instabilidade dimensional, formação de trincas à quente e trincas à
frio, processos de fratura frágil e dúctil, fratura por fadiga, corrosão sob-tensão e desgaste
superficial.
3.6.1 Efeito das tensões residuais sobre a formação de trincas
As trincas constituem a principal fonte de falha em soldagem, sendo a sua propagação
o mecanismo responsável por causar o colapso das estruturas ou componentes. Contudo,
para que as trincas se formem e se propaguem, é de fundamental importância a presença
de um nível elevado de tensões trativas, da ordem da tensão de escoamento. Se o material
trabalha submetido a esforços desta natureza, torna-se necessária a minimização das
tensões residuais para evitar que durante a operação, as combinações entre as tensões
residuais e as tensões de trabalho, atinjam níveis capazes de promover o movimento de
trincas. Em alguns casos é possível que o material rompa somente sob o efeito das tensões
residuais, sem qualquer ação de forças externas.
Outros fatores podem, juntamente com as tensões residuais, influenciar na formação
de trincas. Descontinuidades nas juntas soldadas tais como, inclusões de escória, falta de
fusão, porosidade, e a própria geometria do cordão de solda podem atuar como
concentradores de tensões, amplificando o seu valor a níveis suficientemente elevados para
causar a fratura.
A fissuração a frio é um tipo de falha que pode ocorrer na soldagem de aços
temperáveis, os quais formam fases com elevada dureza. Em geral estas trincas são
atribuídas à uma combinação de fatores, como a presença de martensita com alta dureza e
bastante frágil, hidrogênio atômico dissolvido no metal, níveis de tensões residuais favorável
e baixa temperatura.
O hidrogênio pode ser induzido na soldagem por diversas fontes tais como umidade
e/ou compostos orgânicos nos consumíveis (revestimentos ou fluxos), umidade na
superfície do material, presença de tintas, vernizes e outros compostos orgânicos na
superfície a ser soldada, dentre outros. O hidrogênio introduzido no metal fundido pode
migrar para o interior da ZAC. Uma das teorias sobre o mecanismo de formação de trincas a
Capítulo III – Revisão Bibliográfica
20
frio cita que, átomos de hidrogênio migram por difusão e, ao encontrarem outros átomos,
ocorre a formação de moléculas, as quais geram microvazios que concentram tensões e
associada à presença de uma microestrutura dura e frágil e um campo de tensões elevado,
a trinca se propaga (Radaj, 1992; Bailey, 1994; Bailey et al. 1993; Easterling, 1983).
Este tipo de fissuração é demasiadamente perigosa, uma vez que as trincas podem
ocorrer várias horas após a soldagem. Na Figura 13 é apresentada uma trinca na ZAC do
aço AISI 4340 soldado com eletrodo revestido. Uma vez que esta junta não esteve sob
aplicação de esforços, tem-se que as tensões residuais de soldagem foram as únicas
responsáveis pela formação da trinca.
Figura 13. Fissuração à frio em aço baixa liga alta resistência AISI 4340 soldado com
eletrodo revestido (Silva, Aguiar & Farias, 2006).
Trincas a quente também são resultantes de tensões elevadas associadas com a
presença de um filme líquido nos contornos dos grãos. Estes tipos de trinca são
normalmente observados na zona fundida e é o resultado da solidificação de metais de
solda ricos em impurezas. Na solidificação, a austenita ao transformar-se em ferrita expulsa
para o líquido remanescente diversas impurezas, alterando a composição química do líquido
e reduzindo seu ponto de fusão. Ao término da solidificação verifica-se a presença de um
filme líquido nos contornos de grão o qual não tem resistência para suportar as tensões
provocadas pela contração do material durante o resfriamento, causando assim a formação
da trinca (Figura 14).
Capítulo III – Revisão Bibliográfica
21
Figura 14. Trinca de solidificação.
3.6.2 Efeito das tensões residuais sobre a resistência à fadiga
Embora muitas vezes os problemas de falha causada por fadiga estejam diretamente
associados a defeitos de caráter geométrico do cordão de solda, tais como: inclusão de
escória, porosidade, mordedura, convexidade ou concavidade excessiva, dentre outros, que
atuam na junta como concentradores de tensões (Nguyen & Wahab, 1995a), é possível que
a resistência à fadiga de uma junta soldada sofra ainda os efeitos das tensões residuais
presentes no material, uma vez que a fadiga é regida por ciclos de tensões. Justamente por
isso, os efeitos das tensões residuais sobre a resistência à fadiga têm sido extensivamente
estudados ao longo dos anos (Masubuchi, 1980; Masubuchi, 1983; Nelson, 1982; Rajad,
1992).
Nguyen & Wahab (1995a, 1996, 1998) desenvolveram diversos trabalhos sobre o
comportamento à fadiga de juntas soldadas buscando avaliar conjuntamente os efeitos da
geometria da solda e das tensões residuais. Num destes trabalhos, os autores verificaram
que tensões residuais compressivas na superfície aumentam a vida à fadiga somente no
estágio inicial de propagação da trinca, e quando o comprimento da trinca corresponde à
profundidade do campo de tensões compressivas. Após o comprimento da trinca ultrapassar
a profundidade do campo de tensões residuais compressivas, estas não têm nenhum efeito
significativo sobre a vida à fadiga (Nguyen & Wahab, 1995b).
3.6.3 Efeito das tensões residuais na corrosão sob-tensão
As falhas por corrosão sob tensão são uma das principais preocupações nas indústrias
químicas, petroquímicas e nucleares. Este tipo de corrosão está associada à ação conjunta
de tensões trativas e meio corrosivo (Linnert, 1994, Leis & Eiber, 1997). Um dos principais
problemas deste tipo de falha é que em alguns casos ela pode ocorrer de forma
completamente inesperada, uma vez que o mecanismo de falha não apresenta perda
Capítulo III – Revisão Bibliográfica
22
considerável de massa e sim a nucleação e crescimento de trincas. Os danos causados por
corrosão sob-tensão em equipamentos e tubulações são bastante graves, podendo causar
além da falha, incêndios e explosões (Chaburkin et al, 2005). Leis & Eiber (1997)
apresentam em seu trabalho um histórico sobre incidentes envolvendo como causa o
fenômeno da corrosão sob-tensão. Por este motivo torna-se imprescindível combater os
agentes causadores deste tipo de corrosão para prevenir as falhas dos equipamentos e
tubulações industriais.
Os meios corrosivos que podem causar corrosão sob tensão podem ser os mais
diversos, dependendo do material. Aços ferríticos em meio contendo carbonatos, ligas de
alumínio em contato com íons cloretos e os aços inoxidáveis duplex em contato com
soluções contendo altos teores de cloretos, por exemplo, são susceptíveis à corrosão sob-
tensão (Linnert, 1994; Delafosse & Magnin, 2001).
Nas indústrias petrolíferas, diversos agentes podem ser responsáveis por causar a
corrosão sob-tensão. Tanto em plataformas de produção marítimas quanto em unidades de
refino, a presença de sais minerais contendo principalmente cloretos pode aumentar
potencialmente o risco de corrosão sob-tensão. Coudreuse et al. (1999) e Cooling et al.
(1998) evidenciam em seus trabalhos que a presença de cloretos, em moderadas e altas
concentrações nas águas de formação e de tratamento, aumenta a suscetibilidade à
corrosão por pites, os quais são precursores da formação de trincas na corrosão
sob-tensão. Bagdasarian & Truax (1997) citam que a combinação de tensões residuais de
soldagem, oriundas da fabricação dos equipamentos, associadas com tensões de serviço, e
a presença de meio aquoso contendo cloretos, constituem uma condição extremamente
favorável ao surgimento de trincas.
A resistência de alguns aços usados em equipamentos de exploração, produção,
processamento e transporte de hidrocarbonetos, em meios aquosos contendo sulfeto de
hidrogênio (H
2
S), tem ganhado particular importância ao longo dos anos, devido à
problemática da corrosão sob-tensão. Em unidades de refino que processam petróleo
pesado, faz-se necessário a eliminação do enxofre presente no óleo, tanto por questões
ambientais, como de processamento. A remoção de enxofre é realizada através do processo
de hidrotratamento, no qual é injetado hidrogênio gasoso a elevada temperatura
(aproximadamente 450ºC) para reagir com o enxofre presente no óleo formando H
2
S como
produto final.
Meios corrosivos contendo sulfeto de hidrogênio (H
2
S) são considerados críticos
quanto à corrosão sob-tensão ou fragilização. Este pode estar particularmente associado a
dois tipos: “Hydrogen-Induced Cracking” (HIC) e “Sulfide Stress Cracking” (SSC). O primeiro
Capítulo III – Revisão Bibliográfica
23
tipo ocorre quando o hidrogênio gerado pelo processo corrosivo é absorvido pelo material,
causando trincas ao longo da direção de laminação, independente da presença de tensões.
O segundo tipo é uma variante do HIC, contudo, necessita da presença de tensões trativas
aplicadas ou residuais. Este segundo é mais comum nas juntas soldadas e em aços com
alta resistência (Albarran, Martinez & Lopes, 1999; Bruno, Christensen & Hill, 1999). A
Figura 15 apresenta micrografias de tubos de aço sujeitos a HIC e SCC (Parkins, 2000).
A importância deste tema para o setor petróleo e gás pode ser avaliada pela
quantidade de trabalhos desenvolvidos sobre o assunto nos últimos anos (Elbro, Gooch &
Pargeter, 1997; Morales, Pérez & Fitzsimons, 1997; Kane & Cayard, 1998; Szklarz, 1999;
Fessler & Krist, 2000; Méndez et al., 2002; Lee, Lee & Back, 2003; Massouri & Zafari, 2005).
Entretanto, estes trabalhos na sua grande maioria abordam o tema pelo prisma do meio
corrosivo, o qual é um dos fatores da formação das trincas. Contudo, a análise do ponto de
vista das tensões residuais e métodos de alívio, podem fornecer informações importantes
para minimizar a ocorrência de falhas, especialmente em juntas soldadas onde as tensões
residuais constituem um fator crítico.
Figura 15. Exemplos de trincas causadas por HIC e SSC em tubos de aço (Parkins, 2000).
3.7 Métodos para alívio das tensões residuais de soldagem
A geração de tensões residuais de soldagem é uma característica intrínseca ao ciclo
térmico, não sendo possível evitá-la, embora seja indesejada, pois está associada a
diversos problemas metalúrgicos. Torna-se então necessária a adoção de técnicas de forma
a reduzir os seus níveis e minimizar os seus efeitos sobre o material.
Capítulo III – Revisão Bibliográfica
24
Existem diversos métodos para alívio de tensões residuais que podem ser aplicados.
Berezhnyts’ka (2001) classificou estes métodos em dois grupos:
Métodos para minimizar o surgimento de tensões residuais;
Métodos para aliviar as tensões residuais.
Os métodos para prevenir as tensões residuais estão relacionados a medidas tomadas
durante o projeto e construção e que devem ser tomadas antes da realização da soldagem,
como por exemplo, o projeto da junta e tipo de chanfro, seqüência de deposição, grau de
restrição e tipo de fixação, escolha adequada do consumível, utilização de preaquecimento,
dentre outros. Os métodos do segundo grupo são tratamentos realizados após a soldagem e
que utilizam a aplicação de carga ou elevação de temperatura, como no caso de
tratamentos térmicos pós-soldagem e deformação plástica superficial. A seguir serão
discutidos alguns destes métodos.
3.7.1 Efeito da quantidade de metal de solda depositado
Visto que as tensões residuais em soldagem são resultantes de deformações não
uniformes causadas pelo gradiente térmico, então uma redução no volume de metal de
solda depositado resultará em uma redução do calor transferido à peça e,
conseqüentemente, em uma diminuição dos níveis de tensões residuais e no grau de
distorção da junta.
Esta redução na quantidade de material depositado pode ser obtida pela correta
especificação do procedimento de soldagem, levando em conta algumas medidas
preventivas, tais como, redução do reforço da solda, utilização de abertura de raiz pequena,
no projeto da junta dando preferência à chanfros com ângulo de abertura pequeno como
tipo-J ou tipo U, que requerem menor volume de metal para o seu preenchimento. Esta
última é especialmente importante na soldagem de elementos com grande espessura
(Welding Handbook, 1987).
3.7.2 Seqüência de deposição
Outra medida que pode ser tomada para minimizar as tensões residuais e distorções
em soldagem é a utilização de juntas com chanfros que permitam a soldagem por ambos os
lados, quando a configuração da estrutura permitir. Este tipo de junta permite que o próprio
esforço de contração da solda atue como compensador das tensões.
Capítulo III – Revisão Bibliográfica
25
A seqüência de deposição pode variar dependendo da ocasião. Em alguns casos pode
ser inviável a confecção de um chanfro simétrico, podendo ser utilizado um chanfro
assimétrico. Li et al. (2005) avaliaram a influência da seqüência de deposição sobre as
tensões residuais em uma chapa grossa com chanfro em duplo-V (ou chanfro em X)
assimétrico, conforme apresentado na Figura 16. Segundo os autores, existe influência do
modo de deposição, e as seqüências que resultaram num menor nível de tensões residuais
foram as que o preenchimento da junta foi mais uniforme, enquanto que juntas soldadas
sem alternância na seqüência de deposição apresentaram os piores resultados. A
justificativa encontrada foi de que na soldagem, a contração não uniforme da peça causa
uma deformação angular na junta a qual gera tensões residuais trativas. Entretanto, quando
ocorre alternância na deposição do metal de solda, ocorre uma tendência de equilíbrio desta
deformação angular que resulta num menor nível de tensões. Segundo Li et al. (2005) a
melhor seqüência de deposição avaliada foi 2-3-1-4-5-8-6-7-9, em relação à Figura 16.
Figura 16. Desenho esquemático de uma junta duplo-V assimétrica (Li et al., 2005).
3.7.3 Efeito do preaquecimento sobre as tensões residuais.
O preaquecimento é um dos tratamentos térmicos mais comuns realizados em juntas
soldadas. Ele envolve o aumento da temperatura do metal acima da temperatura ambiente
antes da soldagem. Suas atribuições são reduzir o gradiente térmico e a velocidade de
resfriamento. Vários trabalhos apresentam sua eficiência na prevenção de trincas por
hidrogênio, e no controle da microestrutura e propriedades da junta (Okuda et al., 1986,
Okuda et al., 1987; Yurioka, 1989; Yurioka, 1998; Nevasmaa, 2002). Segundo alguns
autores, o preaquecimento também ajuda a minimizar as tensões residuais e distorções que
normalmente podem ocorrer durante a soldagem. Clarck (1986) em seu estudo mostrou que
Capítulo III – Revisão Bibliográfica
26
o preaquecimento aumentou a soldabilidade com dois efeitos benéficos principais: reduziu a
velocidade de resfriamento no metal de solda e na ZAC e diminuiu a magnitude das tensões
residuais de contração.
Embora sejam apresentados vários benefícios do uso do preaquecimento em
soldagem, em alguns casos os efeitos do preaquecimento podem ser danosos, como o
maior tempo para a segregação de impurezas que causam fragilização nos contornos de
grão, considerável crescimento de grãos, e a ampliação da zona parcialmente fundida que
possui baixa ductilidade e é bastante sensível à trincas (Tweed & Knott, 1987).
Lin & Lee (1997) avaliaram o efeito do preaquecimento sobre as tensões residuais em
soldas de aços inoxidáveis austeníticos AISI 304. Os autores reportam que dois fatores
influenciam a formação de tensões residuais com a utilização de preaquecimento. O
primeiro é a elevação da temperatura de equilíbrio de soldagem e o segundo é o aumento
do calor imposto. Os efeitos cumulativos destes dois fatores sobre as tensões residuais não
são melhorados com o preaquecimento. Foi observado também que as tensões residuais
cresceram com o aumento da temperatura de preaquecimento. Além disso, eles verificaram
que o preaquecimento induz uma ampliação da ZAC, causa a redução da resistência do
metal de base quando comparado com a soldagem convencional do aço AISI 304.
Adedayo & Adeyemi (2000) estudaram o efeito do preaquecimento do metal de base
na temperatura de 200ºC sobre a distribuição das tensões residuais na soldagem de chapas
de aço baixo carbono. Os autores verificaram que o preaquecimento resulta em uma
redução nos níveis de tensões residuais transversais e longitudinais de aproximadamente
65%, o qual é similar ao efeito do tratamento térmico pós-soldagem de alívio de tensões em
estruturas soldadas mostrando, portanto, que para as condições avaliadas no trabalho, o
preaquecimento é uma boa recomendação para a soldagem de estruturas que operam em
altas temperaturas, ou na soldagem de estruturas de materiais que sofrem precipitação de
fases que causam endurecimento durante tratamentos térmicos pós-soldagem, os quais
resultam em altas tensões residuais.
Teng, Fung & Chang (2002) estudaram o efeito da geometria da solda e das tensões
residuais sobre a fadiga de juntas soldadas de topo de aço estrutural ASTM A36 e também
verificaram que as tensões residuais trativas foram reduzidas por meio de preaquecimento,
resultando em um aumento da vida à fadiga.
Capítulo III – Revisão Bibliográfica
27
3.7.4 Efeito do tratamento térmico pós-soldagem (TTPS) sobre as tensões
residuais
Os tratamentos térmicos pós-soldagem (TTPS) são amplamente empregados nos
procedimentos de soldagem de aços baixa liga, C-Mn e aços ao carbono. Em geral, os
principais objetivos a serem alcançados com a realização destes tratamentos térmicos são
aliviar as tensões residuais, revenir a microestrutura reduzindo assim a dureza da ZAC e,
quando necessário, remover hidrogênio da peça. O TTPS analisado do ponto de vista das
tensões residuais consiste em aquecer a peça ou estrutura em temperatura elevada (acima
de 550ºC), de tal forma que ocorra uma redução no limite de escoamento do material, o qual
deverá ser inferior às tensões residuais. Desta forma, as tensões residuais serão elevadas o
suficiente para promoverem deformações plásticas localizadas no material, e assim
diminuírem de intensidade.
A seleção da temperatura de TTPS é normalmente determinada em normas, podendo
variar entre 550ºC e 750ºC. Aços carbono, C-Mn, e ao Ni, são em geral tratados na faixa de
550ºC a 650ºC, a qual é suficiente para promover alívio de tensões e redução de dureza.
Entretanto, se o aço contém adições de nióbio (Nb), vanádio (V) ou ambos, poderá ocorrer
um fenômeno conhecido por endurecimento secundário, o qual causa um aumento nos
níveis de dureza e uma redução na tenacidade, caso o material seja submetido a um TTPS
em temperaturas próximas a 600ºC (Bailey, 1994). Segundo Bailley (1994), a redução das
tensões residuais de soldas de aço C-Mn tratados termicamente à 600ºC pode chegar a
70%. Em aços baixa liga contendo cromo (Cr) a temperatura de TTPS adotada
recomendada é em torno de 650ºC.
Cho et al. (2004) investigaram as tensões residuais na soldagem multipasse e os
efeitos do TTPS, utilizando o método dos elementos finitos e análise experimental.
Verificaram que os resultados da simulação foram consistentes com os obtidos
experimentalmente. As máximas tensões residuais observadas antes do TTPS foram de 316
e 265MPa, para dois tipos distintos de juntas, do tipo K e do tipo V respectivamente. Após o
TTPS verificou-se uma redução de 39,3MPa para a junta tipo K e 30,7MPa de redução para
a junta do tipo V, que correspondem a um alívio de tensões de aproximadamente 15%.
3.7.5 Efeito de tratamentos superficiais sobre as tensões residuais
O shot peening é um dos processos mais comuns de tratamento superficial através do
qual, tensões residuais de compressão são induzidas na superfície metálica através de
deformação plástica superficial (Kobayashi, Matsui & Murakami, 1998; Wang et al., 1998).
Capítulo III – Revisão Bibliográfica
28
Este processo é tradicionalmente realizado através de um jateamento com granalhas
esféricas em alta velocidade (Menig et al., 2001). Vários trabalhos têm apontado os efeitos
benéficos do tratamento superficial com shot peening sobre a resistência à fadiga de
diversos componentes (Prevéy, 1981; Prevéy & Cammett, 2002; Torres & Voorwald, 2002;
Cheng et al., 2003; Lindemann, Buquê & Appel, 2005; Evans et al., 2005).
Contudo, nem sempre o uso do shot peening provê resultados satisfatórios. Hur et al.
(2004) estudaram o efeito do shot peening sobre o comportamento quanto a corrosão sob-
tensão em ligas de níquel da classe 600 usadas em turbinas de geração de vapor e
verificaram que o tratamento com shot peening não foi efetivo para retardar a nucleação e
crescimento das trincas.
Recentemente, outras técnicas de tratamento superficial vêm sendo desenvolvidas
como, por exemplo, o ultrasonic shot peening (USP), ultrasonic impact treatment (UIT) e o
laser shock processing (Laser peening). A técnica de shot peening por ultra-som, utiliza o
mesmo princípio do shot peening, no qual esferas metálicas são lançadas contra a
superfície metálica a ser tratada, utilizando como fonte de energia cinética a vibração
produzida pelo ultra-som, induzindo um campo de tensões residuais compressivas sobre a
superfície, como mostra a Figura 17 (Xing & Lu, 2004).
Figura 17. Ilustração do processo USP (Xing & Lu, 2004).
No caso do laser shock processing, um pulso de laser com densidade de potência
suficientemente alta, bate sobre uma superfície metálica, produzindo ondas de choque.
Estas ondas de choque se propagam no interior do material, produzindo deformação
plástica e gerando tensões residuais compressivas (Skeen & York, 1968; Dane et al., 1998;
Chu et al., 1999; Montross et al., 2002). Outros trabalhos têm ressaltado o uso de um
revestimento transparente o qual também gera um plasma logo acima da superfície
metálica, que aumenta a intensidade das ondas de choque sem a necessidade de vácuo,
tornando o processo mais aplicável na prática (Febbro et al., 1990; Montross, Florea &
amostra
ultra-som
Capítulo III – Revisão Bibliográfica
29
Swain, 2001). Mais informações sobre o mecanismo físico da produção de ondas de choque
por laser podem ser obtidas nos trabalhos de Romain et al. (1986), Ling e Wight, 1995,
Couturier et al. 1996 e Montross et al., 2002. Na Figura 18 é apresentado um desenho
esquemático do Laser peening usando a camada transparente para geração do plasma que
intensifica as ondas de choque.
Figura 18. Representação esquemática do processo de laser peening (Montross et al.,
2002).
Outra técnica de tratamento é o ultrasonic impact treatment (UIT), um método que
deforma diretamente a superfície com o uso de vibrações produzidas por um transdutor
ultra-sônico. Como resultado, uma camada superficial relativamente fina do material tratado
é plasticamente deformada, produzindo modificações na distribuição de tensões residuais
da camada (Statnikov, 2004). O contínuo aperfeiçoamento do método na década de 90 e
início do século 21 (anos 2000-2005) resultaram no desenvolvimento da Tecnologia de
ε
sonix, que consolidou o tratamento de impacto ultra-sônico como uma técnica efetiva para
melhorar a resistência à fadiga de estruturas soldadas através da deformação plástica
superficial e indução de tensões residuais compressivas. Maiores informações sobre os
princípios físicos e aplicações desta técnica podem ser encontradas nos trabalhos de
Statnikov (1997), Statnikov (1999), Statnikov, Muktepavel & Blomqvist (2000), Galtier &
Statnikov (2003), Haagensen, Statnikov & Lopez-Martinez (1998), Lihavainen, Marquis &
Statnikov (2003), Statnikov et al. (2003).
3.8 Métodos para determinação das tensões residuais
Ao longo das últimas décadas, inúmeros métodos experimentais e de simulação para
determinação das tensões residuais em materiais têm sido apresentados na literatura. Os
métodos experimentais são classificados em duas grandes categorias, os métodos
Ondas de
choque
Pulso de laser
Plasma aprisionado
Camada transparente
Revestimento
absorvente
Alvo metálico
Capítulo III – Revisão Bibliográfica
30
destrutivos e não-destrutivos (Berezhnyts’ka, 2001). Já os métodos matemáticos de
simulação requerem a resolução de problemas complexos de termoplasticidade.
3.8.1 Métodos destrutivos
Os métodos destrutivos, também chamados de métodos mecânicos, possuem esta
denominação por determinarem as tensões residuais através da destruição completa ou
parcial da peça/componente. Estes métodos determinam a deformação elástica residual
presente em um dado volume de material, após promover o relaxamento das tensões
(Withers & Bhadeshia, 2001a). Este relaxamento é produzido através de um corte ou furo, o
qual gera um alívio de tensões localizado e uma variação na deformação elástica em torno
desta região. Para medir a deformação localizada podem ser usados extensômetros
mecânicos, elétricos ou ópticos. Os principais métodos destrutivos são o de furo cego,
remoção de camadas e secção. Maiores informações sobre os métodos destrutivos de
medição de tensões residuais podem ser obtidos em Lu et al. (1996).
3.8.2 Métodos não-destrutivos
A segunda categoria envolve os métodos de medição experimental que não
necessitam promover qualquer mudança na estrutura da peça. Estes métodos são
baseados em propriedades físicas que são alteradas quando o material apresenta tensões.
A grande vantagem deste método é que após a medição a peça permanece em plena
condição de uso.
Os métodos não-destrutivos mais usados são: ultra-som, magnéticos, polarização
óptica e difração de raio-X. Cada um dos métodos citados possuem vantagens e
desvantagens que possibilitam ou não a sua aplicação em várias situações. Algumas
características, vantagens e desvantagens destes métodos são apresentadas na Tabela 1.
Informações mais detalhadas sobre os métodos não destrutivos de medição de
tensões residuais podem ser encontradas na literatura (Lu, 1996; Withers & Bhadeshia,
2001a; Prevéy, 1996; ASM Handbook, 1992).
Capítulo III – Revisão Bibliográfica
31
Tabela 1. Comparativo entre os métodos de medição de tensões residuais (Lu et al., 1996).
Método Magnético Ultra-som Raio-X
Tipo de tensão
medida
Tipo I, II e III Tipo I, II e III Tipo I, II ou III
Parâmetro medido
Amplitude do efeito
Barkhausen noise
e permeabilidade
magnética.
Variação na
velocidade de
propagação de
ondas ultra-
sônicas.
Variação da
distância
interplanar
Profundidade
máxima de inspeção
0,1 a 1mm. 0,015 a 3mm
1 a 50µm
Tempo estimado de
medição de um
ponto
Instantâneo Alguns minutos 20 minutos
Sistema de medição
portátil.
Sim Sim Sim
Precisão usual
± 10 a 20 MPa ± 10 a 20 MPa ± 20 MPa
Vantagem
Facilidade de uso,
rapidez.
Facilidade de
uso, rapidez.
Permite medir
tensões internas.
Técnica bastante
desenvolvida e
precisa.
Desvantagem
Aplicável somente
em materiais
megnéticos.
Sensível à
microestrutura.
Extremamente
sensível à
microestrutura.
Necessita de
cuidados extras
com relação à
radiação. Pequena
penetração.
O método de medição utilizado neste trabalho foi a difração de raio-X. Para este
método achou-se conveniente a elaboração de um capítulo a parte, abordando de forma
breve, porém detalhada o suficiente para oferecer uma fonte de consulta capaz de transmitir
os principais conceitos e fundamentos da técnica.
3.8.3 Métodos de simulação computacional
Devido à complexidade dos fenômenos envolvidos durante a soldagem, diversos
trabalhos foram desenvolvidos para o estabelecimento de técnicas que auxiliassem na
compreensão do comportamento dos materiais durante a soldagem. Muitas pesquisas têm
mostrado que é possível obter resultados teóricos satisfatórios utilizando métodos
numéricos. Contudo, a grande quantidade de fenômenos envolvidos nos processos de
soldagem, tais como a complexa transferência de calor, a não-linearidade das propriedades
dos materiais e a sua dependência com a temperatura, e as transformações de fases no
estado sólido, fazem com que a quantificação das tensões residuais por métodos numéricos
seja uma tarefa bastante difícil (Oddy et al., 1998).
Capítulo III – Revisão Bibliográfica
32
Embora alguns resultados consistentes tenham sido obtidos, muitos procedimentos
numéricos são extremamente complexos e de difícil implementação na prática (Hong, Tsai &
Dong, 1998). Papazoglou & Masubuchi (1982) também apontam que a precisão dos
resultados é dependente de uma série de considerações, as quais podem tornar a análise
bastante cara e pouco aplicável para o uso cotidiano.
Para se determinar de forma mais elaborada as tensões residuais em juntas soldadas,
tem-se investido bastante nos últimos anos no desenvolvimento de softwares de simulação
computacional que utilizam a técnica de análise de elementos finitos. Muitas publicações
sobre o modelamento de soldas usando este método de análise têm sido apresentadas
(Beghini & Bertine, 1990; Goldak, 1990; Shim et al., 1992; Tsai et al., 1992; Hong, Dong &
Tsai, 1994; Dong, Hong, Tsai, & Dong, 1997; Bang et al., 2002; Yajiang et al., 2003).
O modelamento matemático utilizado segue, em geral, com a determinação da
transferência de calor durante a soldagem e a aplicação do gradiente térmico resultante
para predizer as deformações térmicas (Hill, 1996).
CAPÍTULO IV
Tensometria por raio-X
4.1 Histórico
Desde a descoberta do raio-X por Wilhelm Conrad Röntgen em 8 de novembro de
1895, em Würzburg na Alemanha, inúmeros estudos passaram a investigar os efeitos e
aplicações deste tipo de radiação. Dentre os fenômenos relacionados à produção de raio-X
destaca-se a difração, a qual foi inicialmente observada por Max von Laue, W. Friedch e P.
Knipping em 1912. Inicialmente, o objetivo da análise era relacionar os dados experimentais
com a estrutura cristalina de uma amostra de Blenda (ZnS), para tanto, Laue considerou a
estrutura cristalina como uma grade ideal para a difração dos raio-X. Por sua formulação
acerca do fenômeno da difração de raio-X, Laue recebeu o prêmio Nobel de Física em 1912.
Posteriormente, Willian Henry Bragg e William Lawrence Bragg em seu trabalho
estudando um cristal de rocha de NaCl, desenvolveram uma equação baseada na ótica
geométrica, a qual descreve o processo de difração como uma reflexão, sendo capaz de
relacionar o resultado do experimento de difração de raio-X com a estrutura do material.
Desde então, esta equação passou a ser conhecida como Lei de Bragg, que será
apresentada posteriormente. Além disso, em 1915, Henry e Lawrence Bragg foram
agraciados com o prêmio Nobel de Física por suas contribuições ao estudo de estruturas
através da difração de raio-X.
Desde então, esta técnica se tornou uma das principais aplicações relacionadas à
emissão de raio-X. Contudo, novas aplicações do fenômeno da difração de raio-X foram
sendo desenvolvidas como a determinação de tensões e deformações em materiais.
A análise de tensometria por difração de raio-X em materiais cristalinos é baseada na
determinação da deformação elástica do retículo cristalino, através da determinação do
perfil de difração por meio de um feixe monocromático de raio-X. Ao longo das últimas
quatro décadas, a importância da análise das tensões residuais por difração de raio-X vem
ganhando destaque especial, tanto no ramo da ciência e tecnologia, quanto em atividades
de campo nas indústrias, sendo atualmente uma ferramenta bastante difundida nas áreas de
engenharia e ciência de materiais (Eigenmann & Macherauch, 1996a).
Capítulo IV – Tensometria por Raio-X
Os primeiros relatos de medição de deformações e tensões por raio-X são datados de
1922, tendo sido realizados por Joffe e Kirpitcheva no Instituto de São Petesburgo (Joffe &
Kirpitcheva, 1922; Eigenmann & Macherauch, 1996b). Em 1925 Lester e Aborn propuseram
um método de medição de tensões residuais por difração de raio-X (DRX), o qual passou a
competir a partir de 1930 com os métodos mecânicos existentes, quando Sachs e Weerts
(1930) aplicaram a técnica de difração de raio-X para determinar o comportamento de uma
placa de alumínio submetida à esforços de flexão, mostrando que a precisão obtida por DRX
foi similar à dos demais métodos empregados.
Desde então, extraordinários avanços sobre a determinação das tensões em materiais
vêm sendo realizados, seguindo principalmente duas grandes vertentes. A primeira diz
respeito à melhor compreensão da relação entre a deformação da rede cristalina e as
tensões macroscópicas, especialmente em materiais que apresentam textura cristalográfica
ou são anisotrópicos (Welzel & Mittemeijer, 2003). A outra linha de progresso que contribuiu
para os avanços na tensometria por DRX é de cunho tecnológico com o desenvolvimento de
detectores que substituíram o uso de filmes, com a utilização de computadores que
passaram a controlar parcial ou completamente os difratômetros, e com os pacotes de
softwares que tornaram possível a redução dos tempos de medição em níveis similares aos
obtidos pelo uso de extensômetros (Sprauel & Castex, 1991).
Atualmente, dentre todas as técnicas de medição de tensões residuais, a difração de
raio-X possui uma posição particular por ser um método não-destrutivo, permitindo a
avaliação de tensões sem comprometer a integridade da peça ou componente (Lu et al.,
1994; Lu., 1996; Noyan & Cohen, 1987).
4.2 Principio da difração de raio-X
O principio da difração de raios-X é caracterizado de uma maneira básica pela
incidência de um feixe monocromático sobre a superfície de um material, o qual será
espalhado (difratado) e posteriormente detectado por algum dispositivo. A difração do feixe
ocorre pela colisão da onda com obstáculos na estrutura do material, que podem ser
elétrons, ou átomos. Caso a difração ocorra de forma construtiva, a onda espalhada
apresentará a mesma fase e mesma energia da onda incidente. Este tipo de espalhamento
é característico em colisões elásticas, sendo denominado de espalhamento coerente.
Quando a colisão é inelástica, o seu espalhamento ocorre sem uma direção determinada,
não mantendo a mesma fase nem a energia da onda incidente. Este processo é conhecido
como Efeito Compton (Noyan & Cohen, 1987; Sasaki, 2000).
34
Capítulo IV – Tensometria por Raio-X
Para materiais perfeitamente cristalinos, cujos átomos estão dispostos regularmente
em uma estrutura tridimensionalmente periódica, verifica-se que a distância entre os planos
de átomos é perfeitamente regular, sendo características de cada tipo de material para um
dado estado. Esta distribuição atômica regular é a responsável pelo espalhamento das
ondas de raio-X que incidem no material (Figura 19). Entretanto, para que haja interferência
construtiva dos feixes, é necessário que o espalhamento ocorra segundo a Equação III.
Eq. III
hklhkl
sendn
θλ
⋅= 2
Onde λ é o comprimento de onda do raio-X, d é a distância entre os planos cristalinos,
θ é o ângulo entre o feixe incidente e o plano de difração. Esta equação é conhecida como a
Lei de Bragg da difração, e relaciona a distância entre os planos cristalinos com índice de
Laue hkl a um determinado ângulo θ, para um comprimento de onda λ específico. A Figura
20 apresenta uma representação esquemática do espalhamento das ondas de raio-X por
um material. Como pode ser observado, diversos planos cristalográficos podem ser
definidos, entretanto, somente alguns destes planos conseguirão produzir o espalhamento
construtivo das ondas com intensidade suficientemente alta para a detecção e
conseqüentemente para a formação do padrão de difração.
θ
d
d
d
Figura 19. Desenho esquemático do espalhamento das ondas de raio-X segundo a Lei
de Bragg.
35
Capítulo IV – Tensometria por Raio-X
d
2
→θ
2
d
3
→θ
3
d
3
→θ
3
d
1
→θ
1
d
1
→θ
1
d
2
→θ
2
d
1
→θ
1
d
1
→θ
1
Figura 20. Difração em um monocristal mostrando que o espalhamento só ocorre para
algumas famílias de planos hkl.
As condições apresentadas anteriormente são baseadas na difração de um
monocristal. Entretanto, os materiais na sua imensa maioria são policristalinos, sendo
formados por milhares de grãos, os quais podem ser considerados como minúsculos
cristais. Dependendo do estado do material, cada grão que o compõe pode ter uma
determinada orientação cristalográfica, fazendo com que a orientação cristalográfica do
material como um todo seja considerada aleatória. Desta forma, um feixe de raio-X com
determinado ângulo θ ao incidir sobre a superfície de uma material policristalino, será
difratado somente por alguns grãos com orientação favorável, conforme é apresentado na
Figura 21.
λ
θ
θ
d
d
Figura 21. Difração em material policristalino.
36
Capítulo IV – Tensometria por Raio-X
4.3 Determinação das tensões e deformações por difração de raio-X
Para uma melhor compreensão do estado de deformações e tensões em materiais
policristalinos com o uso da difração de raio-X, é importante estabelecer um sistema de
coordenadas de forma a distinguir a geometria da superfície da amostra da geometria dos
planos cristalinos no interior do grão. O sistema que será adotado é o estabelecido por Dölle
(1979). Inicialmente, considera-se um sistema de coordenadas formado pelos eixos S
1
, S
2
e
S
3
, de forma que os eixos S
1
e S
2
estejam contidos no plano da superfície da amostra, e S
3
esteja perpendicular à superfície da mesma. Um segundo sistema de coordenadas,
constituído pelos eixos L
1
, L
2
e L
3
, no qual L
1
e L
2
estão sobre o plano cristalino que está
sendo medido e L
3
perpendicular, conforme observado na Figura 22a. Neste sistema, a
relação entre o plano da superfície da amostra e o plano cristalino é descrita pelos ângulos
ϕ
e ψ. A Figura 22b mostra o posicionamento do sistema de coordenadas L
i
sobre um
plano hkl, considerando uma estrutura cúbica.
Os materiais policristalinos constituídos por grãos finos e livre de tensões, apresentam
uma distância interplanar característica d
0
para cada família de planos hkl, os quais não
variam com a orientação do grão. A Figura 23 apresenta um material policristalino, com
granulação fina e livre de tensões. Verifica-se que a distância interplanar para uma dada
família de planos é a mesma (d
0
), independente da orientação do grão.
(a)
S
3
L
1
S
1
S
2
L
3
L
2
S
φ
ϕ
ψ
S
3
L
3
L
2
L
1
ψ
Figura 22. (a) Definição dos sistemas de coordenadas para a mostra e para a estrutura
cristalina. (b) Detalhe do sistema para um retículo cristalino.
(b)
37
Capítulo IV – Tensometria por Raio-X
Figura 23. Distância interplanar d
0
padrão para uma dada família de planos em um material
livre de tensões.
d
0
d
0
d
0
Contudo, para um material submetido a tensões, sejam elas aplicadas ou residuais,
ocorrerá uma variação na distância interplanar, de acordo com a orientação da família de
planos hkl e da tensão aplicada. Se uma tensão compressiva é aplicada conforme mostrado
da Figura 24, verifica-se que para uma dada família de planos hkl, perpendicular à direção
da tensão (ψ=90º), a distância interplanar d
0
é reduzida em função da compressão causada.
Para grãos cuja orientação da mesma família de planos hkl se apresenta inclinada em
relação à direção de aplicação da tensão (90º > ψ > 0º), verifica-se que a distância
interplanar vai aumentando à medida que o ângulo ψ diminui, devido a decomposição da
tensão. Alem disso, o efeito de Poisson também contribui para essa variação. Para os grãos
cuja família de planos hkl apresenta-se paralela à direção de aplicação da tensão (ψ = 0º),
verifica-se uma expansão do grão na direção perpendicular à direção da tensão, causada
novamente pelo efeito Poisson, fazendo com que a distância interplanar seja maior que d
0
.
Figura 24. Efeito da aplicação de uma tensão compressiva sobre a distância interplanar de
uma família de planos hkl para um material policristalino e isotrópico (baseado em
Eigenmann & Macherauch, 1996).
ψ
ψ = 90º
ψ
= 0º
Assim como na determinação por métodos mecânicos, na tensometria por difração de
raio-X os valores das tensões são obtidos indiretamente. Na verdade, o que se mede na
prática é a deformação elástica da estrutura cristalina do material, a qual é determinada
através da medição da distância interplanar “d” de planos cristalinos hkl específicos. Desta
38
Capítulo IV – Tensometria por Raio-X
forma, o reticulado cristalino funciona como um extensômetro, informando o estado de
deformação do material à medida que aumenta ou diminui a distância interplanar (Lu, 1996).
4.4 Medição da deformação
Conforme apresentado anteriormente, o espaçamento de planos cristalográficos hkl
está relacionado com a posição de um pico de difração θ através da Lei de Bragg. Quando
um material é deformado, interiormente sua estrutura cristalina apresenta um estado de
deformação elástica homogênea. Desta forma, ocorrerá uma variação ∆d no espaçamento
interplanar d
hkl
, devido aos planos tenderem a se juntarem quando submetidos à
compressão e se afastarem quando sujeitos à tensões trativas, considerando planos
perpendiculares à direção de aplicação de carga. Desta forma, a deformação pode ser
calculada a partir dos valores de d
hkl
e θ, conforme a equação IV.
0
0
d
dd
−
=
ε
ou
0
d
d
∆
=
ε
Eq.IV
Esta equação fornece o valor da deformação em função do estado de referência do
material denominado de estado livre de tensões, no qual d é o valor do espaçamento
interplanar medido e d
0
é o valor do espaçamento interplanar para o material livre de
tensões. Esta deformação é denominada de convencional.
É possível obter uma equação para determinar a deformação a partir da variação do
ângulo de difração (Equação V), através da diferenciação da Lei de Bragg (Eq. III).
0cos22
=
∆
⋅
⋅
+
⋅
∆
θ
θ
θ
dsend
θθ
∆⋅−=
∆
g
d
d
cot
ε
= - cotg
θ
⋅
∆θ
Eq. V
Esta equação apresenta uma grande vantagem em relação à anterior, que é a não
dependência com a distancia interplanar padrão d
0
e com o valor exato do pico de difração
θ
0
para um material livre de tensões. É importante ressaltar que embora as Equações IV e V
sejam matematicamente muito diferentes os valores de deformação obtidos são similares e
o erro é muito pequeno (Lu, 1996).
39
Capítulo IV – Tensometria por Raio-X
4.5 Determinação das tensões a partir das deformações
4.5.1 Método do sen
2
ψ aplicado ao estado de tensões uniaxial
Atualmente, o método mais empregado na determinação das tensões residuais é o
“método do sen
2
ψ”, o qual é aplicado à materiais policristalinos (Sprauel & Castex, 1991).
Para uma análise inicial considera-se primeiramente o estado uniaxial.
Considerando uma tensão σ
11
, aplicada ao longo da direção S
1
, conforme apresentado
na Figura 25, o estado de deformação do material causado pela tensão será descrito pelo
tensor deformação ε, seguindo o critério de proporcionalidade entre tensão e deformação,
dado pela Lei de Hook, considerando um material homogêneo e isotrópico (Equação VI).
1111
1
σε
E
=
1122
σ
υ
ε
E
−=
1133
σ
υ
ε
E
−= Eq. VI
Nestas equações, E e υ são, respectivamente, o módulo de elasticidade e o coeficiente
de Poisson do material. Haja vista que somente a tensão σ
11
é aplicada, poderia-se concluir
que como não existem tensões em σ
22
nem σ
33
, a deformação do material ocorreria somente
na direção S
1
. Contudo, isso não ocorre na prática, pois para um dado alongamento
provocado por uma tensão σ na direção desta tensão é acompanhada por uma contração
em qualquer direção transversal. Este efeito é justamente obtido pelo coeficiente de
Poisson, o qual determina a relação entre a deformação específica transversal e a
deformação específica longitudinal (Beer & Johnston, 1995).
ψ
S
3
S
1
n
S
2
S
3
σ
11
S
1
σ
11
Figura 25. Estado de tensões uniaxial
40
Capítulo IV – Tensometria por Raio-X
Na Figura 25 observa-se o vetor n, o qual descreve a deformação ε
ψ
correspondente a
um dado ângulo ψ. Uma vez que o estado de tensões é unidirecional, as componentes do
vetor n são (senψ, cosψ, 0) e a deformação ε
ψ
é a projeção do tensor deformação na direção
n. Assim, tem-se que a expressão da deformação é dada pela Equação VII.
Eq. VII
3322
2
11
2
0cos
εεψεψε
ψ
⋅+⋅+⋅= sen
Substituindo as deformações ε
11
e ε
22
pela tensão σ
11
, tem-se:
()
⎟
⎠
⎞
⎜
⎝
⎛
−⋅−+
⎟
⎠
⎞
⎜
⎝
⎛
⋅=
⎟
⎠
⎞
⎜
⎝
⎛
−⋅+
⎟
⎠
⎞
⎜
⎝
⎛
⋅=
11
2
11
2
11
2
11
2
1
1
cos
1
σ
υ
ψσψσ
υ
ψσψε
ψ
E
sen
E
sen
EE
sen
1111
2
1
σ
υ
σψ
υ
ε
ψ
E
sen
E
−⋅
+
=
()
[
]
υψυ
σ
ε
ψ
−+=
2
1 sen
E
Eq. VIII
Substituindo a Equação V na Equação VIII, obtem-se a Equação IX.
()
[
]
υψυθ
σ
ψθ
−+⋅−=∆
2
1)( sentg
E
Eq. IX
De acordo com a Equação IX, verifica-se a existência de uma relação linear entre o
valor da posição do pico de difração e o sen
2
ψ. Desta forma, a metodologia aplicada à
determinação da tensão consiste em medir a posição do pico de difração de uma dada
família de planos hkl para várias inclinações do ângulo ψ, o qual corresponde ao ângulo
entre o vetor normal ao plano cristalino e o vetor normal à superfície da amostra.
O resultado final da varredura para vários ângulos ψ é a obtenção de um gráfico 2
θ
versus sen
2
ψ
, os quais são apresentados na Figura 26. O coeficiente de inclinação da reta é
apresentado na Equação X.
41
Capítulo IV – Tensometria por Raio-X
tg
α
=
∆θ
⋅
sen
2
ψ
tg
α
= -
ε
⋅
tg
θ
⋅
sen
2
ψ
Visto que:
ε
= 1 +
ν
⋅
σ
⋅
sen
2
ψ
E
Tem-se então que:
tg
α
= - 1 +
ν
⋅
σ
⋅
sen
2
ψ
⋅
tg
θ
⋅
E sen
2
ψ
θσ
υ
α
tg
E
tg ⋅⋅
+
−=
1
Eq. X
Desta forma, a magnitude da tensão pode ser determinada através da Equação XI.
(Philippov, 2006).
()
ψ
θ
θ
υ
σ
2
cot
1 send
d
g
E
⋅⋅
+
−=
Eq. XI
161.40
161.45
161.50
161.55
161.60
161.65
0.0 0.1 0.2 0.3 0.4 0.5 0.6 0.7 0.8
°2Theta
sin ² (Psi)
α
Figura 26. Gráfico 2
θ
versus sen
2
ψ
.
4.5.2 Método do sen
2
ψ aplicado ao estado de tensões biaxial
No estado plano de tensões, as tensões não-nulas que compõem o tensor são σ
11
,
σ
22
e σ
12
. Para caracterizar o estado das tensões neste caso, é necessário determinar as
42
Capítulo IV – Tensometria por Raio-X
deformações descritas pelos ângulos ψ e ϕ, conforme apresentado na Figura 27. O vetor n
possui como componentes (senψcosϕ, senψsenϕ, cosψ).
O estado de deformação é formado pelas componentes:
n
ϕ
ψ
S
ϕ
S
2
S
3
S
1
Figura 27. Estado de tensões biaxial.
221133
221122
221111
1
1
σ
υ
σ
υ
ε
σσ
υ
ε
σ
υ
σε
E
E
EE
EE
−=
+=
−=
Para a determinação das tensões é necessária a medição em pelo menos três diferentes
direções em relação ao ângulo azimutal ϕ, sendo normalmente adotados os ângulos 0º, 45º
e 90º. A equação geral para deformação em qualquer direção é apresentada abaixo (Welzel
et al., 2005):
1212
31
23
)1(2
0
0
σ
υ
ε
ε
ε
E
+
=
=
=
()
()
[
]
)()())(2(cos
1
2211
2
22
2
1211
2
σσ
υ
ψσϕσϕσϕ
υ
ε
ϕψ
+−++
+
=
E
sensensen
E
Eq. XII
A deformação para cada ângulo azimutal é obtida através das Equações XIII, XIV e XV.
Para ϕ = 0º
()
()
)(
1
2211
2
11º0
σσ
υ
ψσ
υ
ε
ψ
+−
+
=
E
sen
E
Eq. XIII
43
Capítulo IV – Tensometria por Raio-X
Para ϕ = 90º
()
()
)(
1
2211
2
22º90
σσ
υ
ψσ
υ
ε
ψ
+−
+
=
E
sen
E
Eq. XVI
Para ϕ = 45º
()
)(
2
1
2211
2
12
2211
º45
σσ
υ
ψσ
σσυ
ε
ψ
+−
⎥
⎦
⎤
⎢
⎣
⎡
+
⎟
⎠
⎞
⎜
⎝
⎛
++
=
E
sen
E
Eq. XV
Para um estado de tensões principal biaxial, ou seja, quando somente as tensões
normais σ
11
e σ
22
são não-nulas, a equação que determina a deformação pode ser
simplificada (Equação XVI).
()
()
[]
)()(cos
1
2211
2
22
2
11
2
σσ
υ
ψσϕσϕ
υ
ε
ϕψ
+−+
+
=
E
sensen
E
Eq. XVI
Neste caso, somente é necessária a realização das medições em dois ângulos ao longo
das direções principais no plano da amostra, ou seja, para ϕ = 0º e ϕ = 90º (Equações XVII
e XVIII).
Para ϕ = 0º
(
)
()
)(
1
2211
2
11º0
σσ
υ
ψσ
υ
ε
ψ
+−
+
=
E
sen
E
Eq. XVII
Para ϕ = 90º
()
()
)(
1
2211
2
22º90
σσ
υ
ψσ
υ
ε
ψ
+−
+
=
E
sen
E
Eq. XVIII
44
Capítulo IV – Tensometria por Raio-X
A deformação é medida para vários ângulos ψ, assim é possível construir os gráficos 2
θ
versus sen
2
ψ
para ϕ = 0º e ϕ = 90º, determinando as tensões principais σ
11
e σ
22
através da
inclinação das retas.
45
CAPÍTULO V
Materiais e Métodos
5.1 Materiais
Os materiais estudados neste trabalho foram tubos de aço baixo carbono para
serviço em alta temperatura. Atualmente estes materiais atendem as especificações das
normas ASTM A106 Gr. B., ASTM A53 e API 5L. Os diâmetros nominais dos tubos usados
neste trabalho são de 2” e 4”, com SCHEDULE 40, cuja composição química é apresentada
na Tabela 2. A escolha destes dois diâmetros baseia-se nas informações dos técnicos da
PETROBRAS, por serem os diâmetros mais usados em refinaria, para este tipo de material.
O metal de adição empregado na soldagem manual foi o AWS ER 70S 3 com diâmetro de
2,5 mm, cuja composição química é apresentada na Tabela 3. As propriedades mecânicas
dos tubos são apresentadas na Tabela 4, juntamente com os limites estabelecidos pela
norma ASTM A106 Gr. B (2003).
Tabela 2. Composição química do aço ASTM A106 Gr. B. (% em massa)
Material C Mn Si P S
Tubo φ 2”
0,18 0,95 0,18 0,019 0,004
Tubo φ 4”
0,19 0,96 0,20 0,016 0,006
Tabela 3. Composição química do metal de adição AWS ER 70S 3. (% em massa)
C Mn Si P S
0,18 0,45 0,18 0,09 0,04
Tabela 4. Propriedades mecânicas dos tubos.
Propriedades
Mecânicas
Tensão Limite de
Escoamento σ
y
(MPa)
Tensão Limite de
Resistência σ
R
(MPa)
Alongamento
percentual (%)
Tubo φ 2”
349 503 34
Tubo φ 4”
357 512 33
Norma (Min.) 241 415 23
Capítulo V – Materiais e Métodos
5.2 Metodologia
A metodologia empregada neste trabalho consistiu na realização das seguintes etapas:
5.2.1 Soldagem TIG manual
Tubos de aço ASTM A106 Gr. B. SCH 40 com diâmetros de 2” e 4” foram soldados
pelo processo TIG manualmente por um soldador qualificado da unidade
LUBNOR/PETROBRAS (conforme apresentado nas Figuras 28 e 29), seguindo as
especificações da EPS E-AC-260-012, a qual foi qualificada através do RQPS R-AC-230-
001 da referida empresa. As juntas foram confeccionadas por torneamento, seguindo a
geometria da junta recomendada no RQPS (Figura 30), cujas dimensões são apresentadas
na Tabela 5.
Figura 28. Ponteamento dos tubos para a soldagem.
47
Capítulo V – Materiais e Métodos
Figura 29. Soldagem manual dos tubos.
Figura 30. Desenho esquemático dos corpos de prova e detalhe da geometria da junta.
35º
r
L
Tabela 5. Dimensões dos corpos de prova e da geometria da junta.
Dimensões
Corpo de prova
D (mm) d (mm) e (mm) L (mm) r (mm)
2” 60,3 52,5 3,9 410,4 4
4” 114,3 128,2 6,6 818,8 6
48
Capítulo V – Materiais e Métodos
As soldagens foram realizadas empregando os valores dos parâmetros (corrente e
tensão) nos limites máximos e mínimos da RQPS, com o objetivo de avaliar o efeito dos
parâmetros de soldagem sobre as tensões residuais. Para cada condição de soldagem
foram confeccionados quatro corpos de prova, os quais serão aproveitados posteriormente
em trabalhos futuros.
Utilizou-se uma fonte eletrônica de soldagem multiprocesso Inversal 450. Na Tabela 6
são apresentados os principais parâmetros de soldagem (corrente eficaz, tensão eficaz,
velocidade de soldagem e energia de soldagem). Os valores de tensão e corrente foram
monitorados por um sistema de aquisição de dados. A velocidade de soldagem foi mantida a
critério do soldador e seu valor foi calculado de forma aproximada, dividindo o comprimento
da circunferência externa do tubo pelo tempo total de arco aberto em cada passe. O tempo
de soldagem foi obtido através de cronometragem durante cada passe. A energia de
soldagem foi calculada segundo a equação XIX. O rendimento térmico da fonte de energia
adotado para o processo TIG foi de 0,65 (AWS, 1987).
49
()
cmkJ
UI
E /
60
∴⋅
V
1000
⋅
⋅
⋅
=
η
Eq. XIX
Onde: E = energia de soldagem (kJ/cm)
I = corrente eficaz (A);
U = tensão eficaz (V);
V = velocidade de soldagem (cm/min);
η = rendimento térmico.
Foi usado como gás de proteção argônio puro com vazão de 14 litros por minuto. Não
foi realizado preaquecimento e a temperatura de interpasse foi mantida inferior a 250ºC,
sendo controlada usando um pirômetro de contato com termopar de cromel-alumel. Após
cada passe foi realizado o escovamento do cordão de solda usando escova rotativa. Para os
corpos de prova com diâmetro de 4”, a soldagem foi realizada em três passes: raiz,
enchimento e acabamento. Nos corpos de prova com diâmetro de 2”, devido a menor
dimensão, foram realizados somente dois passes (raiz e acabamento). Os parâmetros de
soldagem foram mantidos os mesmos para cada passe. O início da soldagem ocorreu na
posição sobre-cabeça, prosseguindo no mesmo sentido (vertical ascendente) até o final da
posição plana. Para completar a junta iniciou-se novamente na posição sobre-cabeça,
Capítulo V – Materiais e Métodos
seguindo no sentido contrário até o término no encontro com a posição plana do cordão
anterior.
Tabela 6. Parâmetros da soldagem TIG manual.
Diâmetro
nominal
(pol.)
Corpo
de
prova
Passe Corrente
eficaz (A)
Tensão
eficaz (V)
Velocidade
de soldagem
(cm/min)
Energia
de
soldagem
(kJ/cm)
Raiz
98,2 10,9 3,9 10,6
Ench.
102,3 11,2 3,2 13,8
A1
Acab.
101,9 11,1 3,1 14,5
Raiz
103,1 11,0 3,4 12,9
Ench.
105,5 11,3 3,2 14,7
A2
Acab.
104,2 11,2 3,1 14,8
Raiz
102,1 10,9 3,6 12,2
Ench.
105,3 11,3 3,2 14,3
A3
Acab.
104,9 11,6 3,2 15,0
Raiz
98,3 10,5 3,9 10,3
Ench.
105,1 11,3 3,3 14,2
4
A4
Acab.
105 11,5 3,2 14,7
Raiz
150,5 12,1 7,5 9,5
Ench.
150,4 11,9 5,6 12,4
B1
Acab.
149,1 11,8 7,2 9,5
Raiz
150,6 11,8 8,3 8,3
Ench.
150,6 11,8 7,7 9,5
B2
Acab.
150,5 12,2 6,5 10,9
Raiz
150,6 11,9 7,7 9,1
Ench.
150,5 12,2 7,2 9,9
B3
Acab.
150,5 11,8 7,8 9,0
Raiz
150,6 11,7 6,8 10,0
Ench.
150,6 11,9 8,3 8,4
4
B4
Acab.
150,4 11,8 7,3 9,5
Raiz
136 12,4 7,8 8,5
C1
Acab.
136,7 12,3 7,8 8,4
Raiz
135,9 11,6 7,3 8,5
C2
Acab.
136,1 11,9 8,1 7,8
Raiz
133,1 12,1 7,1 8,9
C3
Acab.
135 11,5 7,8 7,8
Raiz
133 11,3 8,1 7,3
2
C4
Acab.
133 11,3 7,8 7,5
Raiz
104,0 11,4 4,6 10,1
D1
Acab.
103,7 12,0 4,8 10,2
Raiz
103,0 11,1 4,9 9,0
D2
Acab.
103,3 11,7 4,5 10,4
Raiz
102,4 11,1 4,7 9,4
D3
Acab.
102,5 11,2 4,6 9,6
Raiz
103,7 11,0 4,6 9,7
2
D4
Acab.
103,7 11,2 4,5 10,0
50
Capítulo V – Materiais e Métodos
Todos os corpos de prova foram inspecionados com líquido penetrante (LP) no passe
de raiz e passe de acabamento, para identificação de defeitos. Poucos defeitos,
especialmente poros superficiais, foram observados e devidamente removidos.
Embora tenha-se buscado soldar os dois diâmetros de tubo nos limites superior e
inferior da RQPS, isso não foi possível para os tubos de 2” de diâmetro, visto que a corrente
do limite superior de 150 A (a qual foi usada nos tubos de 4”) ocasionou uma poça de fusão
muito grande, dificultando o controle por parte do soldador, especialmente na raiz,
produzindo uma solda com má qualidade do cordão. Desta forma, foi utilizada na soldagem
de 2” uma corrente máxima de 130 A.
5.2.2 Soldagem TIG orbital (automática)
As soldagens automáticas utilizando o processo TIG orbital foram realizadas no
Laboratório de Engenharia de Soldagem da UFC (ENGESOLDA). Este processo foi aplicado
somente aos tubos de 2” em virtude das limitações do equipamento. Quatro corpos de prova
foram soldados seguindo procedimento especificado pelo ENGESOLDA-UFC, sendo todos
com os mesmos parâmetros. Os corpos de prova foram faceados para possibilitar a
soldagem de topo. Não foi utilizado metal de adição, sendo portanto um processo autógeno.
Utilizou-se uma fonte eletrônica CobraTIG-150 com cabeçote para soldagem orbital e
sistema de refrigeração do cabeçote (Figuras 31 e 32). Segundo as especificações do
equipamento, o mesmo pode ser usado para soldagem de tubos com diâmetro externo de
até 76,2 mm (3”) e espessura da parede de 3,05 mm (0,12”), entretanto, os parâmetros
sugeridos pela fonte não foram suficientes para produzir penetração total do cordão de
solda. Desta forma, foi necessária a realização de diversos testes para ajustar os
parâmetros de soldagem que conduzissem às características desejadas (Tabela 7).
Diferentemente do processo manual, no processo automático a soldagem foi realizada em
um único passe.
51
Capítulo V – Materiais e Métodos
Figura 31. Sistema de soldagem TIG Orbital.
Figura 32. Detalhe do cabeçote orbital.
52
Capítulo V – Materiais e Métodos
Tabela 7. Parâmetros da soldagem TIG orbital.
Corrente
eficaz (A)
Tensão
eficaz (v)
Velocidade de
soldagem (cm/min)
Energia de soldagem
(kJ/cm)
130,0 13,2 10,3 6,2
5.2.3 Medição das tensões residuais de soldagem para cada condição.
Antes de realizar a medição das tensões residuais por difração de raio-X, todos os
corpos de prova passaram por um processo de desbaste eletrolítico para remoção de uma
camada delgada de material, na ordem de décimos de milímetros para eliminar possíveis
tensões residuais superficiais induzidas por processos prévios de fabricação. A remoção foi
realizada através do dispositivo apresentado na Figura 33, que consiste de um tubo de PVC,
o qual é preenchido com uma solução de ácido clorídrico a 20%. Uma borracha de silicone
para alta temperatura foi colocada na extremidade para proceder a vedação entre o tubo de
PVC e a superfície do tubo de aço. O valor de corrente usado foi de 1,75 A e o tempo de
ataque foi de 10 minutos para cada região.
Figura 33. Sistema de polimento eletrolítico
O equipamento utilizado para medição das tensões residuais foi um minidifratômetro
para medição em condições de campo, desenvolvido pelo Instituto Politécnico da UERJ –
Nova Friburgo-RJ, o qual é apresentado na Figura 34.
53
Capítulo V – Materiais e Métodos
Figura 34. Minidifratômetro para medição de tensões residuais em campo (Assis et al.,
2003).
Para obter os melhores resultados, ou seja, a maior variação de pico ∆θ possível para
uma dada deformação no reticulado cristalino, foi escolhido o mais alto ângulo θ possível
para determinar o pico de difração. Lu et al. (1996) citam que em aços ferríticos ou
martensíticos, uma excelente condição de análise é a determinação da deformação dos
planos {211}, utilizando um feixe monocromático com comprimento de onda λ=2,2911 Å.
Este comprimento de onda é justamente o produzido por tubos de raio-X com anodo de
cromo. Desta forma, foi usado neste trabalho um tubo de cromo. A tensão de operação foi
de 20 kV e a corrente de 50 mA. O método de medição utilizado foi o do sen
2
ψ, com
medidas realizadas para ψ = 0
o
, 20
o
, 35
o
, e 50
o
. O Conjunto tubo de raio-X/detector foi
montado sobre o corpo de prova a ser medido, conforme as Figuras 35 e 37.
Foram medidas somente as tensões residuais no sentido axial do tubo, não só por que
estas são as mais importantes em relação à iniciação e propagação de trincas de fadiga e
corrosão sob-tensão (Hayashi et al., 2000), mas também por limitações físicas do
equipamento.
Todas as medidas foram realizadas na região correspondente a posição plana de
soldagem, na área cuja camada superficial foi previamente removida por meio eletroquímico
(Figura 35). Quinze pontos foram medidos para determinar o perfil das tensões residuais
através da junta. O primeiro ponto medido localizou-se no centro do cordão de solda, o
segundo e o terceiro ponto foram localizados na ZAC adjacente ao cordão de solda para
cada lado. As distâncias entre as medidas ao longo da junta variaram em função do
diâmetro do tubo, conforme apresentado na Figura 36.
54
Capítulo V – Materiais e Métodos
Foi utilizado o software Origin para construção dos difratogramas, ajustes das curvas e
localização dos picos. O software Phillips X`pert Stress foi usado para calcular as tensões
residuais. Para a construção dos perfis de tensões residuais e de microdureza foi utilizado
um software de estatística comercial.
Figura 35. Posicionamento do conjunto tubo/detector sobre a tubulação.
solda
(a)
55555555
10 10 10 1010 10
solda
(b)
5335 33
3
3
55
55
3
3
Figura 36. Localização dos pontos medidos. (a) Tubo com diâmetro de 4”. (b)
Tubo com diâmetro de 2”. (mm).
55
Capítulo V – Materiais e Métodos
θ
θ
ψ
Figura 37. Geometria descrita pelo conjunto tubo/detector.
5.2.4 Caracterização metalúrgica
A caracterização microestrutural das juntas soldadas foi realizada através de exames
metalográficos. Amostras foram extraídas dos tubos, compreendendo a região do metal de
base, ZAC e metal de solda. A análise foi realizada na seção transversal. A preparação
consistiu de lixamento utilizando uma lixadeira rotativa e lixas com granulação de 220, 320,
400, 600 e 1200. Após a etapa de lixamento foi realizado um pré-polimento com pasta de
diamante de 3 µm, seguido de um polimento eletrolítico com eletrólito a base de ácido
perclórico, utilizando uma densidade de corrente de 3,75 A/cm
2
e um tempo de 10
segundos. Este ataque foi realizado utilizando uma máquina para polimento eletrolítico
DINA/Eletropol (Figura 38).
A caracterização da microestrutura foi realizada através de microscopia ótica (MO)
utilizando-se um microscópio Jenaplan/Karl Zeiss com câmera digital acoplada e sistema de
aquisição de imagem (Figura 39). Utilizou-se também um microscópio eletrônico de
varredura (MEV) Phillips XL acoplado com sistema de análise de energia dispersiva de raio-
X (Figura 40).
56
Capítulo V – Materiais e Métodos
Figura 38. Máquina de polimento eletrolítico.
Figura 39. Microscópio ótico com sistema de aquisição de imagem.
57
Capítulo V – Materiais e Métodos
Figura 40. Microscópio eletrônico de varredura.
Foram levantados os perfis de microdureza Vickers da junta soldada nas superfícies
externa e interna do tubo. A análise compreendeu a região da zona fundida (ZF), zona
afetada pelo calor (ZAC) e metal de base, visando verificar o efeito do ciclo térmico de
soldagem sobre a dureza e se os níveis estão dentro dos aceitáveis, cujo valor limite
estabelecido pelo código ASME VIII (2001) e pela norma API 510 (1992) é de 248 HV. O
ensaio de microdureza foi realizado utilizando um microdurômetro Shimadzu (Figura 41).
Figura 41. Microdurômetro Vickers.
58
Capítulo VI – Resultados e Discussão
CAPÍTULO VI
Resultados e Discussão
6.1 Determinação da posição do pico de difração de raio-X
Os dados obtidos a partir das medidas realizadas com o minidifratômetro são
transformados em uma curva (difratograma), que representa a variação da intensidade
difratada em função do ângulo 2θ. Para calcular as tensões através do método do sen
2
ψ é
necessária a determinação da distância interplanar d
ϕψ
, a qual é obtida pela lei de Bragg
através do valor do ângulo 2θ. Desta forma, é necessário determinar a posição do pico de
difração. A Figura 42 apresenta o espectro de difração da amostra A1 realizado no centro do
cordão de solda (metal de solda) para os ângulos ψ = 33º e ψ = 50º. A escolha destes
ângulos deve-se à sua maior irregularidade e assimetria.
0 1000 2000 3000 4000
0
150
300
450
600
750
900
1050
1200
Contagem (CPS)
Canal do detecto
r
0 1000 2000 3000 4000
0
150
300
450
600
750
900
Contagem (CPS)
Canal do detecto
r
a
b
Figura 42. Espectro de difração da amostra A1. Medida realizada no metal de solda com
ângulos de (a) ψ = 33º; (b) ψ = 50º.
A correta localização do pico é feita pelo ajuste da curva (difratograma) utilizando
funções analíticas para descrever o perfil de difração. Estas equações são expressas em
função de vários parâmetros, os quais descrevem sua forma e localização do pico. As
principais funções aplicadas ao ajuste de perfis de difração são Gauss, Lorentz e pseudo-
Voigt (Noyan & Cohen, 1987). As funções de Gauss e Lorentz podem ser consideradas
casos extremos da função Voigt. A função de Lorentz tem sido considerada satisfatória para
modelar o perfil de picos com alargamentos, cuja função Gauss tem se mostrado menos
59
Capítulo VI – Resultados e Discussão
apropriada para o mesmo propósito (Houska & Kuzel, 1994). A seguir são apresentadas as
funções Gauss e Lorentz (Equações XX e XXI).
()
2
2
2
0
w
xcx
Aeyy
−
−
+= Eq. XX
()
2
2
0
4
2
wxx
wA
yy
c
+−
+=
π
Eq. XXI
A função pseudo-Voigt tem sido amplamente usada para modelar o perfil de picos de
difração, principalmente no caso de análise de microestruturas e refinamento de estruturas
através do método Rietveld, visto que o alargamento do pico causado pelo instrumento e as
características físicas dos materiais (tamanho de grão, microdeformação e falhas de
empilhamento) fazem com que o pico, em geral, tenha a forma de Voigt (Young & Sakthivel,
1988; Paiva-Santos, 2003; Araújo et al., 2005; Estevez-Rams et al., 2005). A função pseudo-
Voigt é interessante por se tratar de uma aproximação simples da função Voigt, sendo
rápida de calcular. Esta função trata-se na verdade de uma convolução das funções Gauss
e Lorentz, cujo parâmetro η determina a proporção de cada função, atuando assim na forma
do perfil.
)()1()()( rLrGrpV
η
η
−
+
=
Eq. XXII
Em uma primeira análise, as curvas de difração foram ajustadas através das funções
de Gauss e Lorentz, as quais são apresentadas na Figura 43. Observou-se que o ajuste não
foi adequado ao se utilizar o perfil inteiro, pois em alguns casos o perfil apresentava grandes
irregularidades no ruído de fundo (background) o qual alterava a posição do pico. Além
disso, foi observado que o pico apresenta uma pequena assimetria.
60
Capítulo VI – Resultados e Discussão
0 1000 2000 3000 4000
0
150
300
450
600
750
900
1050
1200
Contagem (CPS)
Canal do detecto
r
Curva de Gauss
Curva de Lorentz
0 1000 2000 3000 4000
0
150
300
450
600
750
900
Contagem (CPS)
Canal do detector
Curva de Gauss
Curva de Lorentz
Figura 43. Espectros de difração da amostra A1 ajustados pelas funções de Gauss e
Lorentz.
Em geral, as funções de Gauss, Lorentz e Voigt (pseudo-Voigt) são aplicadas com
sucesso para perfis de pico simétricos, porém não são indicadas para o ajuste de picos com
assimetria. Para superar as deficiências das funções de Gauss, Lorentz e pseudo-Voigt, a
alternativa foi utilizar uma função que proporcionasse um melhor ajuste no caso de
assimetria do pico. A função escolhida neste caso foi a Pearson VII (Equação XXIII), a qual
tem sido freqüentemente empregada em difração de raio-X, difração de pó, difração de
nêutrons, distribuição de campos magnéticos e espectroscopia Mössbauer (Toraya,
Yoshimura & Somiya, 1983; Lafrance, Debigare & Prudhomme, 1993; Oetzel & Heger, 1999;
Noakes, 1991; Oven, Ashworth & Bowyer, 1992; Wulfhekel & Cadogan 1994).
mu
c
mumu
xx
wmue
emu
Ay
−
⎥
⎥
⎦
⎤
⎢
⎢
⎣
⎡
−
−
+
−Γ⋅
−Γ⋅
=
2
2
11
)(
12
41
))5,0((
))12((2
π
Eq. XXIII
Posteriormente foram realizadas as análises dos picos usando desta vez as funções
Gauss, Lorentz, pseudo-Voigt e Pearson VII. Para evitar um possível efeito do background
sobre o perfil ajustado pelas funções, procedeu-se o ajuste apenas na região do pico,
descartando as regiões antes e após o pico, como pode ser observado na Figura 44 e
Figura 45.
Observa-se na Figura 44, a qual apresenta o ajuste das curvas do metal de solda da
amostra A1 para ψ = 33º que, de uma forma geral, as curvas de ajuste de Gauss, Lorentz e
pseudo-Voigt apresentam pouca diferença, com valores de posição do pico bastante
próximos. Já a função Pearson VII apresenta uma maior diferença quando comparada às
demais. Contudo, esta variação em termos de ângulo 2θ é na ordem de 0,018º. Os valores
61
Capítulo VI – Resultados e Discussão
de R
2
mostrados na Figura 44 indicam o quão próximo o ajuste da curva está da condição
real, assim, quanto mais próximo de 1 melhor é o resultado. Verifica-se então que as curvas
pseudo-Voigt (R
2
= 0,98099) e de Gauss (R
2
= 0,98062) obtiveram melhores resultados de
ajuste de curva, seguido por Lorentz (R
2
= 0,97971)e Pearson VII (R
2
= 0,97617).
2600 2800 3000 3200 3400 3600 3800
400
600
800
1000
1200
B
Canal do detecto
r
Contagem (CPS)
2600 2800 3000 3200 3400 3600 3800
400
600
800
1000
1200
Canal do detecto
r
Contagem (CPS)
Gauss
R² = 0,98062
X
c
= 3286,88219
2θ = 156
,
5213
Lorentz
R² = 0,97971
X
c
= 3285,71456
2θ = 156,5143
2600 2800 3000 3200 3400 3600 3800
400
600
800
1000
1200
Canal do detector
Contagem (CPS)
2600 2800 3000 3200 3400 3600 3800
400
600
800
1000
1200
Canal do detector
Contagem (CPS)
Pearson VII
R² = 0,97617
X
c
= 3283,93843
2θ = 156,5036
pseudo-Voigt
R² = 0,98099
X
c
= 3286,59892
2θ = 156,5196
Figura 44. Ajuste do perfil dos picos de difração para o ângulo ψ = 33º usando as funções:
(a) Gauss; (b) Lorentz; (c) pseudo-Voigt; (d) Pearson VII.
A Figura 45, apresenta o ajuste das curvas do metal de solda da amostra A1 para ψ =
50º. Verifica-se novamente que as curvas de ajuste de Gauss, Lorentz e pseudo-Voigt
apresentam pouca diferença, inclusive com valores iguais para Gauss e Lorentz. Já a
função Pearson VII apresentou novamente uma maior diferença, a qual em termos de
ângulo 2θ foi na ordem de 0,015º. Novamente verifica-se que as funções que melhor
ajustaram as curvas foram a pseudo-Voigt (R
2
= 0,94447) e Gauss (R
2
= 0,94441). A função
Lorentz apresentou uma pequena diferença em relação as duas, com R
2
de 0,94336, e a
Pearson VII foi menor ainda, com R
2
de 0,93302. Embora tenha sido verificada estas
variações no grau de ajuste das curvas, as diferenças entre o melhor ajuste e o menor foi de
apenas 0,00482 para
ψ
= 33º e de 0,01145 para
ψ
= 50.
62
Capítulo VI – Resultados e Discussão
2800 3000 3200 3400 3600 3800
200
250
300
350
400
450
500
550
600
Canal do detector
Contagem (CPS)
2800 3000 3200 3400 3600 3800
200
250
300
350
400
450
500
550
600
Canal do detector
Contagem (CPS)
Lorentz
R² = 0,94366
X
c
= 3330,03659
2
θ
= 156
,
7843
Gauss
R² = 0,94441
X
c
= 3330,71411
2θ = 156
,
7843
2800 3000 3200 3400 3600 3800
200
250
300
350
400
450
500
550
600
Canal do detector
C
on
t
agem
(CPS)
2800 3000 3200 3400 3600 3800
200
250
300
350
400
450
500
550
600
Canal do detector
Contagem (CPS)
pseudo-Voigt
R² = 0,94447
X
c
= 3330,60781
2θ = 156,7836
Pearson VII
R² = 0,93302
X
c
= 3283,93843
2θ = 156,7688
Figura 45. Ajuste do perfil dos picos de difração para o ângulo ψ = 50º usando as funções:
(a) Gauss; (b) Lorentz; (c) pseudo-Voigt; (d) Pearson VII.
Para avaliar qual ajuste de curva apresenta o melhor resultado em termos de
determinação da distância interplanar d, foram construídos os gráficos de “distância d”
versus sen
2
ψ
para o ponto de medida no metal de solda da amostra A1, cujos resultados
são apresentados nas Figuras 46 a 50.
Além da comparação entre os valores obtidos com o ajuste dos picos, foi realizado
também o cálculo para valores dos picos determinados visualmente sem ajuste. A Figura 46
apresenta o gráfico da “distância d” versus sen
2
ψ
para os valores de 2θ obtidos sem
qualquer ajuste do pico, cuja determinação foi realizada visualmente. Observa-se que a
inclinação da reta foi negativa, indicando que a distância interplanar diminui com o aumento
do ângulo
ψ
, o que corresponde a um estado de tensões compressivo. Houve uma grande
dispersão dos resultados, inclusive com o ponto referente à medida para
ψ
= 22º sendo
descartado para um melhor ajuste da reta. Embora tenha sido procedido o descarte deste
ponto, o valor da tensão foi baixo (-95,9MPa) e o erro da medida foi considerado elevado (±
70,2 MPa).
63
Capítulo VI – Resultados e Discussão
Na Figura 47 é apresentado o gráfico “distância d” versus sen
2
ψ
para os picos
ajustados pela função Gaussianica. É observado que a distribuição dos pontos ao longo da
reta foi bem mais regular, quando comparada ao resultado para a análise dos picos sem
ajuste. A inclinação da reta foi novamente negativa, com os valores de distância interplanar
diminuindo com o aumento do ângulo
ψ
. Isto indica que a distância interplanar dos grãos
cuja família de planos (211) encontra-se perpendicular à direção axial do tubo estão
submetidos a tensões residuais compressivas, conforme discutido no Capítulo IV. O valor da
tensão foi de -253,7 MPa, bem superior ao calculado para os picos sem ajuste. O erro foi
menor (± 43,0 MPa) e dentro dos valores normalmente observados para medidas de
tensometria por raio-X (± 50 MPa) nas regiões da zona fundida (ZF) e zona afetada pelo
calor (ZAC), as quais apresentam diversos aspectos metalúrgicos que afetam o valor da
medida, como variação do tamanho de grão, presença de múltiplas fases e elevado grau de
microdeformação.
1.1685
1.1690
1.1695
1.1700
0.0 0.1 0.2 0.3 0.4 0.5 0.6
sin ²
(
Ps i
)
Tensão: -95
,
9
±
70
,
2 MPa
Figura 46. Gráfico do “espaçamento d” versus sen
2
ψ
para os picos sem correções.
64
Capítulo VI – Resultados e Discussão
1.1685
1.1690
1.1695
1.1700
1.1705
0.00.10.20.30.40.50.6
sin ² (Psi)
0.7
Tensão: -253
,
7
±
43
,
0MPa
Figura 47. Gráfico da “distância d” versus sen
2
ψ
para os picos ajustados pela função de
Gauss.
O gráfico da “distância d” versus “sen
2
ψ
” para os picos ajustados pela função de
Lorentz é apresentado na Figura 48 Observa-se novamente que a tensão residual no ponto
em questão é compressiva. O valor da tensão residual foi de -255,7 MPa, bem semelhante
ao obtido pelo ajuste com a função de Gauss (-253,7 MPa). O valor do erro para o ajuste
com a função Lorenziana foi de ± 40,2 MPa, valor este menor que o obtido com a função de
Gauss.
1.1685
1.1690
1.1695
1.1700
1.1705
0.0 0.1 0.2 0.3 0.4 0.5 0.6 0.7
sin ² (Psi)
Tensão: -255
,
7
±
40
,
2MPa
Figura 48. Gráfico da “distância d” versus sen
2
ψ
para os picos ajustados pela função de
Lorentz.
Na Figura 49 é apresentado o gráfico da “distância d” versus “sen
2
ψ
” para o pico
ajustado pela função de pseudo-Voigt. Semelhante ao verificado para as demais análises, a
tensão residual obtida foi compressiva. O valor da tensão residual foi de -254,4 MPa,
65
Capítulo VI – Resultados e Discussão
estando entre os valores obtidos para a função Gauss (-253,7 MPa) e Lorentz (-255,7 MPa).
Esta observação é justificada pelo fato da função pseudo-Voigt ser uma convolução destas
duas funções. Esperava-se que o erro do cálculo das tensões residuais para os picos
ajustados com a função pseudo-Voigt fosse menor que os apresentados para as funções de
Gauss e Lorentz, contudo, o mesmo comportamento das tensões foi observado para o erro,
o qual foi de ± 41,9 MPa, enquanto que para Gauss e Lorentz os erros foram de ± 43,0 MPa
e ± 40,2 MPa, respectivamente.
A Figura 50 mostra os resultados referente ao ajuste dos picos com a função Pearson
VII. O comportamento foi um pouco diferente dos demais ajustes. A tensão residual foi
compressiva (-244,0 MPa), mas o módulo foi cerca de 10 MPa menor que os outros ajustes
analisados anteriormente. O erro foi substancialmente menor (± 29,7 MPa), quando
comparado ao erro obtido com as funções Gauss (± 43,0 MPa), Lorentz (± 40,2 MPa) e
pseudo-Voigt (± 41,9 MPa).
A diferença entre os valores obtidos para o ajuste com a função Pearson VII e as
demais utilizadas pode ser atribuído ao melhor comportamento desta função para picos
assimétricos, visto que as funções Gauss, Lorentz e pseudo-Voigt são empregadas
principalmente para picos simétricos.
Prevéy (1986) utilizou a função Pearson VII para localização do pico de difração em
análise de tensões residuais por raio-X, o qual demonstrou ser o método mais seguro para
determinação da distância interplanar em medições de tensões residuais, quando
comparado aos métodos parabólicos de regressão quadrática para picos de largura
intermediária.
Uma questão bastante interessante observada na análise dos picos foi que as funções
de Gauss e pseudo-Voigt apresentaram os melhores resultados de ajuste de curva,
conforme destacado anteriormente. Entretanto, os menores erros no cálculo das tensões
residuais foram conseguidos para as correções por Lorentz e Pearson VII, justamente as
que não tiveram um ajuste de curva um pouco menor que as funções Gauss e pseudo-Voigt.
Acredita-se que as funções de Gauss e pseudo-Voigt consigam ajustar a curva de uma
forma mais regular visto que elas decaem suavemente, porém não consigam ajustar a
posição do pico de forma satisfatória. Já as funções Lorentz e Pearson VII, não ajustam a
curva tão bem quanto as outras duas, mas conseguem determinar melhor a posição do pico.
66
Capítulo VI – Resultados e Discussão
1.1685
1.1690
1.1695
1.1700
1.1705
0.0 0.1 0.2 0.3 0.4 0.5 0.6 0.
7
sin ² (Psi)
Tensão: -254
,
4
±
41
,
9MPa
Figura 49. Gráfico do “espaçamento d” versus sen
2
ψ
para os picos ajustados pela função
pseudo-Voigt.
1.1685
1.1690
1.1695
1.1700
1.1705
0.0 0.1 0.2 0.3 0.4 0.5 0.6 0.7
sin ²
(
Ps i
)
Tensão: -244
,
0
±
29
,
7MPa
Figura 50. Gráfico do “espaçamento d” versus sen
2
ψ
para os picos ajustados pela função
Pearson VII.
Com o objetivo de comparar o comportamento das tensões residuais axiais ao longo
da junta soldada da amostra A1, foram determinados os valores de tensões residuais para o
pico sem correção e para os ajustados pelas diversas funções para os demais pontos da
junta. Os resultados são apresentados na Figura 51 na qual se observa o comportamento
bastante irregular da curva cujos valores de 2θ foram obtidos sem qualquer correção.
O comportamento das tensões ajustadas pelas funções de Gauss e Lorentz foram
bastante semelhantes, contudo, o mesmo não foi observado para as tensões obtidas pelo
ajuste com a função pseudo-Voigt. Analisando o comportamento das tensões ajustadas por
Pearson VII, verificou-se um comportamento muito semelhante ao observado por Gauss e
Lorentz para as regiões do metal de solda e ZAC. Entretanto, para as regiões mais
67
Capítulo VI – Resultados e Discussão
afastadas do cordão de solda este comportamento foi um pouco diferente. Analisando o lado
direito da junta, observa-se um comportamento muito semelhante ao das tensões cujo
ajuste foi realizado pelas funções Lorentz e pseudo-Voigt, enquanto que para o lado
esquerdo o comportamento foi mais parecido com os resultados obtidos com as funções
Gauss e Lorentz.
Tensões Residuais de Soldagem
A
mostra A1
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-400
-300
-200
-100
0
100
200
300
400
Tensões residuais (MPa)
Pico sem correção
Gauss
Lorentz
PseudoVoigt
Pearson VII
Metal de solda
Figura 51. Comportamento das tensões residuais axiais ao longo da junta para os diversos
métodos de análise da posição do pico.
Outras análises semelhantes às apresentadas nesta seção foram realizadas para
outros três corpos de prova (um de cada condição) e em praticamente todos os pontos
analisados os melhores resultados (menores erros) foram obtidos para os valores de 2θ
determinados através do ajuste da curva utilizando as funções Pearson VII e Lorentz.
Baseado nos resultados obtidos nesta análise foi estabelecido como ajuste padrão para a
determinação das tensões residuais neste trabalho o ajuste dos picos pelas funções
Pearson VII e Lorentz. Desta forma, os demais resultados apresentados a seguir serão
referentes ao ajuste utilizando estas funções.
6.2 Tensões residuais na soldagem TIG manual.
6.2.1 Tubos com diâmetro de 4 polegadas.
As tensões residuais produzidas pelo ciclo térmico de soldagem para o tubo A1, com
diâmetro de 4“ e soldado pelo processo TIG manual com energia do último passe de 14,5
68
Capítulo VI – Resultados e Discussão
kJ/cm são apresentadas na Figura 52. Verifica-se que o nível máximo de tensão residual
não está localizado no centro da junta, ou seja, no cordão de solda, mas sim na região da
ZAC pelo lado esquerdo, adjacente ao cordão de solda. No metal de solda o nível de tensão
alcançado foi de -244 MPa para a correção por Pearson VII e -255 MPa para a correção por
Lorentz, enquanto que no lado esquerdo da ZAC (x = -5 mm) o nível da tensão foi da ordem
de -357 MPa para a correção por Pearson VII e -368 MPa para a correção por Lorentz.
Ressalta-se ainda que o lado esquerdo da junta é o que possui o chanfro, conforme Figura
30 (Materiais e métodos).
No lado esquerdo da junta (lado chanfrado) observa-se ainda que o nível de tensão
compressiva estende-se por 15 mm, passando a partir deste ponto, de tensão compressiva
para trativa. O pico de tensão trativa é atingido em x = -30 mm, com um valor de tensão de
82 MPa (Pearson VII) e 115 MPa (Lorentz), caindo logo em seguida, até que em x = -50 mm
verifica-se que o nível de tensão é praticamente zero.
Tensões Residuais de Soldagem
Amostra A1
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-400
-300
-200
-100
0
100
200
300
400
Tensões residuais (MPa)
Pearson VII
Lorentz
Metal de solda
Figura 52. Perfil das tensões residuais na amostra A1 (diâmetro de 4”) soldada pelo
processo TIG manual com energia de 14,5 kJ/cm no último passe.
Para o lado do chanfro reto (direito), verifica-se que na região da ZAC adjacente ao
cordão de solda a tensão obtida foi de 20 MPa e 42 MPa, para as correções por Pearson VII
e Lorentz respectivamente. Conforme visualizado na Figura 52, no lado direito, a exceção do
ponto x= 5 mm que apresentou tensão trativa, os demais foram constituídos por tensões
69
Capítulo VI – Resultados e Discussão
compressivas, as quais tornam-se praticamente zero em x = 20, permanecendo assim até o
fim dos pontos analisados.
A Figura 53 apresenta o perfil das tensões residuais produzidas pelo ciclo térmico de
soldagem para o tubo A2, com diâmetro de 4“ e soldado pelo processo TIG manual com
energia do último passe de 14,8 kJ/cm. Verifica-se que embora o nível de energia de
soldagem aplicado tenha sido, a princípio, o mesmo dos demais corpos de prova do grupo A
(variando entre 14 e 15 kJ/cm), o comportamento das tensões foi diferente. No centro do
cordão de solda verifica-se novamente a presença de tensões residuais compressivas, com
aproximadamente -89 MPa (Pearson VII) e -93 MPa (Lorentz) em módulo.
Assim como observado no corpo de prova A1, a máxima tensão compressiva foi
observada na ZAC do lado chanfrado, com uma tensão de -119 MPa e -134 MPa, para as
correções por Pearson VII e Lorentz, respectivamente. Posteriormente, o lado esquerdo da
ZAC apresentou tensão trativa em praticamente toda a sua extensão, exceto no ponto x = -
30, cuja tensão observada foi ligeiramente trativa (4,8 MPa) para a correção por Pearson VII
e compressiva (-14 MPa) para a correção por Lorentz.
Tensões Residuais de Soldagem
A
mostra A2
-60 -50 -40 -30 -20 -10 0 10 20 30 40 50 60
Distância do centro da solda (mm)
-400
-300
-200
-100
0
100
200
300
Tensões residuais (MPa)
Pearson VII
Lorentz
Metal de solda
Figura 53. Perfil das tensões residuais na amostra A2 (diâmetro de 4”) soldada pelo
processo TIG manual com energia de 14,8 kJ/cm no último passe.
Para a ZAC do lado direito, verificou-se novamente na adjacência do cordão de solda a
presença de tensões compressivas, com 82 MPa e 84 MPa de módulo para Pearson VII e
70
Capítulo VI – Resultados e Discussão
Lorentz, respectivamente. Observa-se que para o restante da ZAC as tensões residuais
permanecem trativas para ambos tipos de correção de pico (Pearson VII ou Lorentz).
O perfil das tensões do corpo de prova A3 é apresentado na Figura 54. A energia de
soldagem do passe de acabamento foi de 15,0 kJ/cm. Conforme observado, as tensões
residuais na região da solda foram compressivas. No centro do cordão obteve-se uma
tensão de -192 MPa, tanto para o ajuste pela função Pearson VII quanto para Lorentz. A
máxima tensão foi observada novamente no lado esquerdo da ZAC (chanfrado) adjacente
ao cordão de solda, com valor de -313 MPa (Pearson VII) e -310 MPa (Lorentz). A extensão
da região sob tensões residuais compressivas foi de aproximadamente 15 mm para ambos
os lados, passando posteriormente para tensões de tração.
Tensões Residuais de Soldagem
Amostra A3
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-400
-300
-200
-100
0
100
200
300
Tensões residuais (MPa)
Pearson VII
Lorentz
Metal de solda
Figura 54. Perfil das tensões residuais na amostra A3 (diâmetro de 4”) soldada pelo
processo TIG manual com energia de 15,0 kJ/cm.
A Figura 55 apresenta o perfil das tensões residuais produzidas pelo ciclo térmico de
soldagem para o tubo A4, soldado com energia do último passe de 14,7 kJ/cm. Nesta
amostra é possível observar um comportamento bem diferente das demais amostras
analisadas, nas quais observaram-se significativas diferenças entre os níveis de tensões do
lado direito e esquerdo da ZAC adjacente ao cordão de solda.
A tensão no metal de solda foi menor quando comparada às tensões na ZAC. As
tensões nas adjacências do cordão de solda, para ambos os lados, apresentaram valores na
ordem de -200 MPa, entre os pontos + 10 mm e -10 mm. A partir de 10 mm de distância do
71
Capítulo VI – Resultados e Discussão
centro da solda para os dois lados, verifica-se uma contínua redução nos valores das
tensões residuais, as quais tendem a zero.
Tensões Residuais de Soldagem
Amostra A4
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-400
-300
-200
-100
0
100
200
300
Tensões residuais (MPa)
Metal de solda
Pearson VII
Lorentz
Figura 55. Perfil das tensões residuais na amostra A4 (diâmetro de 4”) soldada pelo
processo TIG manual com energia de 14,7 kJ/cm.
As Figuras 56, 57, 58 e 59 apresentam o comportamento das tensões residuais para
os tubos com 4” de diâmetro soldados manualmente com menor aporte térmico. Na Figura
56 observa-se o perfil das tensões para a amostra B1 soldada com energia do último passe
de 9,5 kJ/cm. No centro do cordão de solda o valor da tensão foi de aproximadamente -100
MPa (Pearson VII) e 137 MPa (Lorentz), compressiva. As tensões residuais são
compressivas no centro do cordão de solda e na ZAC adjacente para ambos lados. Pelo
lado esquerdo as tensões seguem diretamente para trativas e assim permanecem até o
último ponto medido. Para o lado direito da ZAC as tensões compressivas estendem-se por
no máximo 10 mm, as quais passam a trativas atingindo picos de aproximadamente 170
MPa em x = 30 mm e de 180 MPa em x = 40 mm, seguida por uma leve queda.
72
Capítulo VI – Resultados e Discussão
Tensões Residuais de Soldagem
A
mostra B1
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-400
-300
-200
-100
0
100
200
300
Tensão residual (MPa)
Pearson VII
Lorentz
Metal de solda
Figura 56. Perfil das tensões residuais na amostra B1 (diâmetro de 4”) soldada pelo
processo TIG manual com energia de 9,5 kJ/cm.
A amostra B2 (tubo com diâmetro de 4” e soldada manualmente com 10,9 kJ/cm) tem
seu perfil de tensões residuais apresentado na Figura 57. Observa-se uma expressiva
queda no valor da tensão compressiva ao centro do cordão de solda, atingindo -32 MPa. A
tensão compressiva na ZAC do lado esquerdo (chanfrado) foi de -259 MPa (Pearson VII) e -
265 MPa (Lorentz), enquanto que para o lado direito a tensão foi de -167 MPa para ambos
os ajustes. A extensão da zona sob tensão compressiva foi de 30 mm para a esquerda e 15
mm para a direita.
A região sob tensão trativa inicia a aproximadamente 30 mm do centro da solda para o
lado esquerdo da junta, atingindo um pico de tensão de 181 MPa em x = -50 mm. Para o
lado direito o comportamento foi semelhante, com o início da zona de tensões trativas em x
= 15 mm e com o pico de 120 MPa. Após os picos as tensões sofrem uma queda tendendo
a compressivas novamente.
73
Capítulo VI – Resultados e Discussão
Tensões Residuais de Soldagem
A
mostra B2
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-400
-300
-200
-100
0
100
200
300
Tensões residuais (MPa)
Pearson VII
Lorentz
Metal de solda
Figura 57. Perfil das tensões residuais na amostra B2 (diâmetro de 4”) soldada pelo
processo TIG manual com energia de 10,9 kJ/cm.
O perfil de tensões da amostra B3, soldada com energia de 9,0 kJ/cm, é apresentado
na Figura 58. A tensão no centro do cordão de solda foi compressiva alcançando valores
que variaram entre -140 MPa para o ajuste por Pearson VII e -172 MPa para Lorentz.
Contudo, não foi o máximo valor de tensão compressiva observado, sendo este obtido para
a ZAC do lado esquerdo, o qual é o lado da junta que apresenta o chanfro (209 MPa). A
extensão da zona sob compressão foi de 15 mm para cada lado da junta. Posteriormente as
tensões passam a trativas, entretanto mantendo valores baixos, na ordem de 100 MPa, a
exceção do ponto x = -40 mm que alcançou 166 MPa.
74
Capítulo VI – Resultados e Discussão
Tensões Residuais de Soldagem
A
mostra B3
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-400
-300
-200
-100
0
100
200
300
Tensões residuais (MPa)
Pearson VII
Lorentz
Metal de solda
Figura 58. Perfil das tensões residuais na amostra B3 (diâmetro de 4”) soldada pelo
processo TIG manual com energia de 9,0 kJ/cm.
A distribuição das tensões ao longo da junta soldada para a amostra B4, na qual
empregou-se no último passe uma energia de soldagem de 9,5 kJ/cm, é apresentada na
Figura 59. Novamente observa-se que a tensão do centro do cordão de solda foi
compressiva, mas não foi o máximo valor observado. A tensão no metal de solda foi de -210
MPa (Pearson VII) e -224 MPa (Lorentz).
A máxima tensão, assim como observado no corpo de prova B3, localizou-se no lado
esquerdo da ZAC adjacente ao cordão de solda, justamente o lado da junta na qual foi
preparado o chanfro. Os valores de tensão neste ponto foram -239 MPa (Pearson VII) e
-249 MPa (Lorentz). Esta observação é importante, pois reforça as suspeitas da influência
do chanfro no nível máximo de tensão residual.
A extensão da zona sob compressão foi de aproximadamente 15 mm para cada lado
da junta, semelhante ao observado na amostra B3. Para o lado esquerdo, a partir de 15 mm,
observa-se uma estabilização das tensões trativas na ordem de 50 MPa, exceto para o
ponto x = -30 mm, que apresentou 144 MPa (Pearson VII) e 124 MPa (Lorentz). O lado
direito apresentou uma tendência de crescimento das tensões trativas, a partir de 15 mm.
75
Capítulo VI – Resultados e Discussão
Tensões Residuais de Soldagem
A
mostra B4
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda
-400
-300
-200
-100
0
100
200
300
Tensões residuais (MPa)
Pearson VII
Lorentz
Metal de solda
Figura 59. Perfil das tensões residuais na amostra B4 (diâmetro de 4”) soldada pelo
processo TIG manual com energia de 9,5 kJ/cm.
6.2.2 Tubos com diâmetro de 2 polegadas.
A Figura 60 apresenta o perfil de tensões residuais de soldagem para a amostra C1
(tubo com 2” de diâmetro e soldado com 8,4 kJ/cm). Verifica-se que a tensão no centro do
cordão de solda foi compressiva, e correspondeu ao valor máximo de tensão compressiva,
sendo de -205 MPa (Pearson VII) e -185 MPa (Lorentz). A extensão da zona de tensões
compressivas foi bem menor quando comparada aos resultados observados para os tubos
com 4” de diâmetro.
Antes de atingirem ± 10 mm do centro do cordão de solda, ou seja, logo após iniciar a
ZAC, as tensões residuais passam a trativas. Pelo lado esquerdo da junta verifica-se um
pico de tensão trativa em x = 22 mm, com 253 MPa (PearsonVII) e 250 (Lorentz). Pelo lado
direito da junta observou-se que as tensões trativas crescem desde a ZAC adjacente ao
cordão de solda até atingirem um pico em x = 14 mm, onde alcançam valores na ordem de
258 MPa (Pearson VII) e 271 MPa (Lorentz). Após esse pico as tensões sofrem uma ligeira
queda.
76
Capítulo VI – Resultados e Discussão
Tensões Residuais de Soldagem
A
mostra C1
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-400
-300
-200
-100
0
100
200
300
400
Tensões residuais (MPa)
Pearson VII
Lorentz
Metal de solda
Figura 60. Perfil das tensões residuais na amostra C1 (diâmetro de 2”) soldada pelo
processo TIG manual com energia de 8,4 kJ/cm.
O perfil de tensões da amostra C2 (tubo com 2” de diâmetro soldado com 7,8 kJ/cm) é
apresentado na Figura 61. As tensões compressivas foram localizadas próximas a região da
solda. No centro do cordão de solda verifica-se uma tensão maior do que as observadas na
ZAC em ambos os lados. A extensão da ZAC sob compressão foi de aproximadamente 10
mm para cada lado. Pelo lado esquerdo da junta as tensões passam a trativas e crescem
até atingirem um pico de tensão de 176,6 MPa (Pearson VII) e 173,6 MPa (Lorentz) em x =
-17 mm, seguindo em queda posteriormente. Pelo lado direito da junta as tensões crescem
e permanecem nos últimos três pontos avaliados variando entre 100 e 150 MPa,
independente do tipo de correção.
A amostra C3 (soldada com 7,8 kJ/cm) teve um perfil bastante semelhante aos demais
analisados (Figura 62). Observou-se uma estreita faixa com tensões compressivas,
localizadas na região da solda. A tensão compressiva máxima foi de -178,9 MPa (Pearson
VII) e -177,6 MPa (Lorentz), e assim como para a amostra C1, a máxima tensão
compressiva localizou-se no centro da solda. Pelo lado esquerdo, rapidamente as tensões
compressivas diminuem e passam a trativas, crescendo até atingirem cerca de 100 MPa e
estabilizando em aproximadamente 70 MPa. O perfil das tensões do lado direito segue
crescendo, alcançando um pico de 181,4 MPa (Pearson VII) e 184,2 MPa Lorentz em x = 17
mm, estabilizando em 100 MPa logo em seguida.
77
Capítulo VI – Resultados e Discussão
Tensões Residuais de Soldagem
A
mostra C2
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-400
-300
-200
-100
0
100
200
300
Tensões residuais (MPa)
Pearson VII
Lorentz
Metal de solda
Figura 61. Perfil das tensões residuais na amostra C2 (diâmetro de 2”) soldada pelo
processo TIG manual com energia de 7,8 kJ/cm.
Tensões Residuais de Soldagem
Amostra C3
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-400
-300
-200
-100
0
100
200
300
Tensões residuais (MPa)
Pearson VII
Lorentz
Metal de solda
Figura 62. Perfil das tensões residuais na amostra C3 (diâmetro de 2”) soldada pelo
processo TIG manual com energia de 7,8 kJ/cm.
Dentre as quatro amostras de tubo com 2” de diâmetro, soldadas com baixo aporte
térmico (amostras do grupo C), a amostra C4 foi a única que apresentou comportamento
distinto das demais, como pode ser observado na Figura 63. Nesta amostra a tensão
compressiva no centro do cordão de solda foi menor que o apresentado pelo ZAC, diferente
78
Capítulo VI – Resultados e Discussão
do observado para as demais amostras analisadas. O ponto de máxima tensão compressiva
(-185,7 MPa – Pearson VII, -181,5 MPa – Lorentz), não foi localizado na ZAC adjacente ao
metal de solda, mas sim no segundo ponto de medição pelo lado esquerdo da junta, distante
8 mm do centro da solda. A zona sob tensão compressiva foi mais extensa, devido ao maior
comprimento pelo lado esquerdo, passando para tensão trativa em x = -20 mm. Pelo lado
direito, as tensões compressivas estendem-se por no máximo 10 mm, passando para trativa
até atingir aproximadamente 100 MPa e caindo novamente até retornar ao estado
compressivo.
Tensões Residuais de Soldagem
A
mostra C4
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-400
-300
-200
-100
0
100
200
300
Tensões residuais (MPa)
Metal de solda
Pearson VII
Lorentz
Figura 63. Perfil das tensões residuais na amostra C4 (diâmetro de 2”) soldada pelo
processo TIG manual com energia de 7,5 kJ/cm.
As amostras do grupo D são compostas por tubos de 2” de diâmetro, soldados pelo
processo manual com aporte térmico mais alto. Para a amostra D1, verifica-se um menor
nível de tensões residuais compressivas (Figura 64) quando comparada às amostras com
menor aporte térmico (grupo C), com o pico de tensão em torno de -65 MPa, localizado na
ZAC do lado esquerdo, adjacente ao cordão de solda. A tensão no centro do cordão foi de
aproximadamente -30 MPa, para ambas as correções (Pearson VII e Lorentz).
O lado esquerdo da ZAC apresentou uma redução gradativa do nível de tensões
residuais compressivas até passarem para trativas em x = 14 mm, crescendo até 149 MPa
(Pearson VII) e 129 MPa (Lorentz). A zona com tensões residuais compressivas foi um
79
Capítulo VI – Resultados e Discussão
pouco menor do lado direito, passando para tensões de tração a partir do segundo ponto de
medição em x = 8 mm, mantendo-se em crescimento para as demais medidas.
Tensões Residuais de Soldagem
Amostra D1
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-400
-300
-200
-100
0
100
200
300
400
Tensões residuais (MPa)
Metal de solda
Pearson VII - Sup. externa
Lorentz - Sup. externa
Figura 64. Perfil das tensões residuais na amostra D1 (diâmetro de 2”) soldada pelo
processo TIG manual com energia de 10,2 kJ/cm.
A amostra D2 apresentou comportamento semelhante a amostra D1 exibindo um baixo
nível de tensões compressivas (Figura 65), sendo o máximo observado na ZAC adjacente
ao cordão de solda pelo lado esquerdo, com -118 MPa (Pearson VII) e -112 MPa (Lorentz).
Estas tensões compressivas distanciam-se do centro da solda cerca de 10 mm para cada
lado. Após passarem de compressivas para trativas, as tensões seguem em crescimento até
atingirem valores da ordem de 150 MPa.
O perfil das tensões residuais da amostra D3 está apresentado na Figura 66. Verificou-
se que a extensão da zona com tensões residuais compressivas foi um pouco maior que o
apresentado pelas amostras D1 e D2, com aproximadamente 30 mm de extensão. O perfil
foi bastante irregular, no qual observa-se que no metal de solda o nível de tensão foi bem
inferior aos apresentados pela ZAC. A máxima tensão foi localizada na ZAC adjacente ao
cordão de solda pelo lado direito, com o máximo de -210 MPa (Pearson VII) e -184 MPa
(Lorentz).
A amostra D4 apresentou um comportamento singular, completamente diferenciado
dos demais até então avaliados (Figura 67). Uma elevada tensão compressiva localizada no
centro do cordão de solda foi observada nesta amostra, com módulo da ordem de 370 MPa.
Embora a presença de tensões residuais compressivas seja considerada benéfica, por
80
Capítulo VI – Resultados e Discussão
promoverem um certo retardo à nucleação e propagação das trincas, é evidente que em
elevado grau como o presente, estas podem constituir uma condição crítica, pois alcançam
o valor do limite de escoamento do material.
A zona sob compressão estendeu-se ao longo de 40 mm, contados aproximadamente
20 mm para cada lado, a partir do centro da solda. Observa-se ainda que ao longo da região
de medição estas praticamente não chegaram a atingir tensões trativas.
Tensões Residuais de Soldagem
Amostra D2
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-400
-300
-200
-100
0
100
200
300
Tensões residuais (MPa)
Pearson VII
Lorentz
Metal de solda
Figura 65. Perfil das tensões residuais na amostra D2 (diâmetro de 2”) soldada pelo
processo TIG manual com energia de 10,4 kJ/cm.
81
Capítulo VI – Resultados e Discussão
Tensões Residuais de Soldagem
A
mostra D3
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-400
-300
-200
-100
0
100
200
300
Tensões residuais (MPa)
Pearson VII
Lorentz
Metal de solda
Figura 66. Perfil das tensões residuais na amostra D3 (diâmetro de 2”) soldada pelo
processo TIG manual com energia de 9,6 kJ/cm.
Tensões Residuais de Soldagem
Amostra D4
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda
-400
-300
-200
-100
0
100
200
300
Tensões residuais (MPa)
Metal de solda
Pearson VII
Lorentz
Figura 67. Perfil das tensões residuais na amostra D4 (diâmetro de 2”) soldada pelo
processo TIG manual com energia de 10,0 kJ/cm.
82
Capítulo VI – Resultados e Discussão
6.3 Tensões residuais na soldagem TIG orbital.
Nesta seção são apresentados os resultados das tensões residuais medidas na
superfície externa dos corpos de prova compostos por tubos com 2” de diâmetro soldados
pelo processo TIG orbital. Em todos os casos, considerou-se uma energia de 6,2 kJ/cm,
haja vista a alta reprodutibilidade do processo automático.
Na Figura 68 é apresentada o perfil das tensões residuais para a amostra O1.
Observa-se um comportamento semelhante ao observado para as amostras soldadas pelo
processo TIG manual, no qual ocorreu a formação de tensões residuais compressivas na
região da solda e de tensões trativas na região mais afastada do cordão de solda.
Nesta amostra é destacado que o maior nível de tensão está presente no centro do
cordão de solda. Na ZAC adjacente ao cordão pelo lado esquerdo verifica-se uma tensão
praticamente nula, tendendo a trativa. Para o lado direito, verifica-se após o ponto x = 10
mm que as tensões passam para trativas e assim permanecem durante o restante da
varredura. Duas importantes informações são verificadas, a primeira é que o nível das
tensões é baixo, com módulo de 146 MPa (Pearson VII) e 121 MPa (Lorentz). A segunda é
que a extensão da zona de tensões residuais compressiva é bastante estreita, semelhante
ao observado para as amostras da classe C.
Tensões Residuais de Soldagem
A
mostra O1
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-400
-300
-200
-100
0
100
200
300
400
Tensões residuais (MPa)
Pearson VII
Lorentz
Metal de solda
Figura 68. Perfil das tensões residuais na amostra O1 (diâmetro de 2”) soldada pelo
processo TIG orbital com energia de 6,2 kJ/cm.
83
Capítulo VI – Resultados e Discussão
A Figura 69 apresenta o perfil de tensões residuais da amostra O2. Nesta amostra
foram realizadas mais medidas que as demais amostras. Verifica-se novamente um menor
nível de tensões residuais compressivas, que variou entre -130 e -138 MPa. As regiões do
metal de solda e ZAC adjacente ao cordão de solda apresentaram tensões residuais
compressivas sem praticamente nenhuma variação. A extensão da zona compressiva foi de
aproximadamente 10 mm para cada lado da junta. A partir de 10 mm do centro do cordão de
solda verifica-se a presença de tensões residuais de tração as quais não ultrapassam 200
MPa. Observa-se ainda que após aproximadamente 25 mm (para ambos os lados) ocorre
uma tendência de queda das tensões.
Tensões Residuais de Soldagem
Amostra O2
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-400
-300
-200
-100
0
100
200
300
400
Tensões residuais (MPa)
Pearson VII
Lorentz
Metal de solda
Figura 69. Perfil das tensões residuais na amostra O2 (diâmetro de 2”) soldada pelo
processo TIG orbital com energia de 6,2 kJ/cm.
As tensões residuais da amostra O3 são apresentadas na Figura 70. Observa-se um
comportamento similar ao apresentado pela amostra O2. A máxima tensão localizada ao
centro do cordão de solda foi de -218 MPa, praticamente de mesmo valor que o obtido na
ZAC adjacente ao cordão de solda pelo lado direito (215 MPa). A extensão da zona sob
compressão foi de 10 mm para ambos os lados.
A amostra O4 apresentou o perfil mais assimétrico dentre os corpos de prova
avaliados do grupo O (Figura 71). Novamente a máxima tensão residual é localizada ao
centro do cordão, entretanto seu valor não é significativamente diferente dos valores
medidos na ZAC adjacente ao cordão de solda. A partir de x = -15 mm, as tensões tornam-
84
Capítulo VI – Resultados e Discussão
se trativas e assim permanecem. Verifica-se no lado direito que as tensões residuais trativas
atingiram maiores níveis quando comparado ao lado esquerdo.
Tensões Residuais de Soldagem
Amostra O3
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-400
-300
-200
-100
0
100
200
300
400
Tensões residuais (MPa)
Metal de solda
Pearson VII
Lorentz
Figura 70. Perfil das tensões residuais na amostra O3 (diâmetro de 2”) soldada pelo
processo TIG orbital com energia de 6,2 kJ/cm.
Tensões Residuais de Soldagem
A
mostra O4
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-400
-300
-200
-100
0
100
200
300
400
Tensões residuais (MPa)
Metal de solda
Pearson VII
Lorentz
Figura 71. Perfil das tensões residuais na amostra O4 (diâmetro de 2”) soldada pelo
processo TIG orbital com energia de 6,2 kJ/cm.
85
Capítulo VI – Resultados e Discussão
6.4 Variação das Tensões Residuais ao Longo da Espessura.
Conforme os resultados apresentados anteriormente para as juntas de topo soldadas
circunferencialmente, observa-se que em todos os casos, as tensões residuais medidas pela
superfície externa apresentaram valores compressivos na região da solda e de tração na
região mais afastada do cordão. Inicialmente estes resultados são considerados justamente
o oposto do perfil normalmente observado em juntas soldadas, uma vez que na imensa
maioria dos casos a literatura apresenta resultados experimentais e simulações para
aplicações em chapas planas (ASM Handbook, 1993; Parlane, 1981; Ruud, Josef & Snoha,
1993; Teng & Lin, 1998; Webster et al., 2002; Cho et al., 2004; Yajiang et al., 2004;
Rodrigues et al., 2006).
Contudo, em se tratando da soldagem de tubulações e dutos, verifica-se que o campo
de tensões residuais é bem mais complexo e o comportamento é, de certa forma, diferente
da condição de chapa plana. No caso da geometria cilíndrica, ocorre a formação de
elevados níveis de tensões residuais de tração na superfície interna ao longo da região do
cordão de solda e na ZAC, enquanto que para as mesmas regiões na superfície externa são
observadas tensões residuais compressiva (Law et al., 2006; Dike et al., 1998).
Dike et al. (1998) avaliaram a distribuição das tensões residuais em tubos de aço
inoxidável AISI 304L, com 1 ½” de diâmetro e parede de 2,3 mm de espessura, soldado pelo
processo TIG autógeno. As medições foram realizadas pela superfície externa dos tubos e o
comportamento das tensões residuais axiais foram semelhante aos verificados neste
trabalho, com tensões residuais compressivas na região do cordão de solda e sua
vizinhança, e passando em seguida para tensões de tração.
Ruud, DiMascio & Melcher (1984) realizaram medidas de tensões residuais utilizando
difratometria por raio-X em tubos de aço inoxidável com diâmetro de 12” soldados e
verificaram na prática que as tensões residuais na parede interna do tubo, na região da
solda, são de tração, enquanto na região afastada do cordão de solda as tensões são
compressivas.
Scaramangas & Porter (1985) realizaram uma coleção de experimentos e simulações
buscando determinar de forma empírica as tensões residuais axiais na superfície interna de
tubos, em função do aporte térmico e da espessura da parede. Seus resultados mostraram
que somente a deformação circunferencial, causada pela expansão radial e
conseqüentemente por sua contração, é responsável pela geração de tensões térmicas. O
autor cita ainda que a redução do raio devido ao resfriamento após a soldagem aliada à
condição de simetria no centro da seção transversal do tubo (linha neutra) resulta em uma
variação quase linear das tensões residuais axiais através da espessura, com tensões
86
Capítulo VI – Resultados e Discussão
residuais axiais de tração na superfície interna e tensões residuais axiais compressivas na
superfície externa.
A explicação para esta variação de tensões entre a superfície externa e interna de
tubos de parede fina é de que o resfriamento do cordão de solda ocasiona uma contração
ao redor do tubo, gerando forças na direção circunferencial, cujo efeito é similar ao de um
torniquete ao redor do tubo (Law et al., 2006).
Brickstad & Josefson (1998) também atribuem a formação das tensões residuais em
tubulações ao “efeito torniquete”, o qual é definido como uma deformação local para o
interior do tubo causada por uma contração circunferencial. Os autores destacam que esta
contração implica na geração das tensões residuais axiais, de forma semelhante a uma
simples flexão linear, conforme mostrado na Figura 72. Observa-se através da Figura 72 a
presença de tensões residuais axiais de compressão na superfície externa e de tensões
residuais axiais de tração na superfície interna.
Outra importante informação destacada no trabalho de Brickstad & Josefson (1998) é
que a contração axial do último passe não é resistida pelos passes anteriores,
principalmente quando o número de passes é pequeno, pois toda a espessura experimenta
praticamente o mesmo ciclo térmico. Eles demonstram que é possível produzir quase as
mesmas tensões residuais pela aplicação apenas do último passe de solda, o qual aquecerá
a espessura por inteira a uma temperatura elevada o suficiente.
TENSÕES COMPRESSIVAS
Su
p
erfície externa
Su
p
erfície interna
TENSÕES TRATIVAS
Figura 72. Comportamento das tensões residuais axiais devido ao efeito torniquete ao redor
do tubo (Baseado em Law et al., 2006).
As tensões de tração na superfície interna são preocupantes, pois em alguns casos, a
magnitude chega próxima ao limite de escoamento do material. Brickstad & Josefson (1998)
destacam ainda que as tensões residuais circunferenciais (hoop stress) são normalmente
trativas ao longo de toda a espessura e que possuem aproximadamente a mesma
magnitude das tensões residuais axiais, caso o metal de solda possua o limite de
escoamento semelhante ao metal de base.
87
Capítulo VI – Resultados e Discussão
A determinação do campo de tensões residuais pode ser estimada pela teoria da
elasticidade usando o modelo analítico de cascas finas (Leggatt, 1982; Vaidyanathan,
Todaro & Finnie,1973). De forma a simplificar a determinação das tensões residuais de
soldagem na superfície interna de tubos de parede fina, o código ASME XI (1986) assume a
presença de tensões residuais axiais de tração na superfície interna do tubo com mesma
magnitude do limite de escoamento, e uma zona bastante extensa de tensões axiais trativas
próximas à superfície interna. Contudo, diversos autores (Josefson, 1985; Josefson &
Karlsson, 1989; Gordon, Wang & Michaleris1995) têm demonstrado na prática que as
tensões residuais axiais podem ser muito menores do que o limite de escoamento,
dependendo das condições.
Uma vez que não é possível o acesso do equipamento de medição portátil utilizado
neste trabalho ao interior dos tubos e a profundidade de penetração do raio-X é muito
pequena, não sendo capaz de avaliar o comportamento das tensões ao longo da espessura,
não foi possível determinar de forma experimental as tensões residuais na superfície
interna. Entretanto, é possível correlacionar os valores medidos experimentalmente na
superfície externa dos tubos com as tensões residuais na superfície interior.
Alguns trabalhos têm apresentado resultados experimentais e de simulação através de
elementos finitos, sobre a distribuição de tensões residuais ao longo da espessura de tubos
de parede fina, submetidos tanto à soldagem autógena quanto à soldagem multipasse com
adição de material (Brickstad & Josefson, 1998; Mochizuki, Hayashi & Hattori, 2000; Fricke,
Keim & Schmidt, 2001; George & Smith, 2005)
Mochizuki, Hayashi & Hattori (2000) avaliaram o comportamento das tensões residuais
em tubos de aço carbono com junta em V, soldada com 4 passes. A análise foi realizada
através de dois métodos de simulação (análise termo-elastoplástica e por deformação
inerente) e experimentalmente através de difração de nêutrons, e verificaram um
comportamento quase linear entre a superfície externa e interna do tubo, tanto para o metal
de solda quanto para a ZAC.
Em outra investigação, Fricke e Keim & Schmidt (2001) desenvolveram um modelo
para calcular as tensões residuais induzidas por soldagem, os quais verificaram tensões
residuais de tração na raiz da solda e compressivas na superfície externa, cujo
comportamento ao longo da espessura foi aproximadamente linear, como pode ser
observado na Figura 73.
88
Capítulo VI – Resultados e Discussão
Figura 73. Tensões residuais axiais ao longo da espessura da parede do tubo (Fricke, Keim
& Schmidt, 2001)
Brickstad & Josefson (1998) avaliaram a distribuição das tensões residuais axiais ao
longo da espessura no centro da solda e na ZAC, como pode ser observado na Figura 74 e
Figura 75. A Figura 74 apresenta o resultado para o centro da solda. Observa-se que os
resultados para os diversos níveis de aporte térmico são bastante próximos, o que viabiliza
a análise para os diversos níveis de energias de soldagem empregados. Além disso,
verificou-se que o nível de tensão residual na superfície interna do metal de solda (centro do
cordão) foi em torno de 100 MPa, enquanto que o nível de tensões residuais para o mesmo
ponto na superfície externa foi de -250 MPa. Em termos de módulo, uma redução bastante
significativa, de aproximadamente 150 MPa. A Figura 74 também traz a linha de referência
da ASME XI, a qual considera uma tensão de limite de escoamento de 200 MPa, sendo
trativa na superfície interna e compressiva na superfície externa.
Os resultados do comportamento das tensões axiais ao longo da espessura para a
ZAC são apresentados na Figura 75. Verifica-se que a linha neutra (posição de tensões
nulas ao longo da espessura) é mais próxima do meio da espessura e que a distribuição é
mais uniforme. O nível de tensões residuais na superfície interna foi de aproximadamente
160 MPa (tração) e de aproximadamente -140 MPa (compressão) na superfície externa.
Resultados estes bem próximos entre si, porém um pouco diferente dos estabelecidos pela
norma ASME XI, que foi de aproximadamente 200 MPa.
89
Capítulo VI – Resultados e Discussão
Figura 74. Variação das tensões residuais axiais longo da espessura, no centro do cordão
de solda (Brickstad & Josefson, 1998)
Figura 75. Variação das tensões residuais axiais longo da espessura, na ZAC (Brickstad &
Josefson, 1998)
Os resultados apresentados por Brickstad & Josefson (1998) foram calculados para
aços inoxidáveis austeníticos. A principal diferença que pode surgir entre o comportamento
das tensões axiais ao longo da espessura para o material avaliado neste trabalho (aço baixo
carbono) é que os aços ferríticos experimentam transformações de fase no estado sólido, as
quais influenciam principalmente o comportamento mecânico. Estas transformações de
austenita para ferrita, perlita, martensita ou bainita, devido ao rápido resfriamento, causam
um aumento de volume gerando tensões compressivas.
Entretanto, os autores questionam o fato de que o aquecimento e resfriamento
causados por múltiplos passes proporcionam um alívio de tensões na ZAC, que minimiza o
efeito das tensões residuais devido às transformações de fase. Assim, a diferença entre a
90
Capítulo VI – Resultados e Discussão
forma do campo de tensões residuais entre tubos de aço austenítico e ferrítico pode ser
bastante pequena.
Desta forma, para avaliar os níveis de tensões residuais na superfície interna dos
tubos de aço ASTM A106 Gr. B usados neste trabalho, considera-se que a distribuição das
tensões residuais axiais ao longo da espessura apresenta um comportamento linear,
semelhante ao observado por Brickstad & Josefson (1998), e que o módulo das tensões
residuais na superfície interna será de mesmo valor das tensões medidas na superfície
externa. Embora os resultados das tensões residuais ao longo da espessura para o centro
do cordão (metal de solda) verificados no trabalho de Brickstad & Josefson (1998) tenham
apresentado diferenças entre as superfícies externa e interna, essa variação não será
considerada de forma a tornar os resultados mais conservativos, visto que os autores
verificaram um menor valor de tensões trativas.
6.5 Considerações sobre as tensões residuais na superfície interna.
6.5.1 Tubos com diâmetro de 4 polegadas soldados manualmente.
Conforme discutido anteriormente, será considerado neste trabalho que a variação das
tensões residuais ao longo da espessura ocorre linearmente e que as tensões na superfície
interna possuem o mesmo valor das tensões medidas na superfície externa, porém com
inversão de sinal.
Nas Figuras 76 a 79 são apresentados os perfis das tensões residuais na superfície
interna e externa das amostras A (tubos de 4” de diâmetro soldados com maior energia).
Verifica-se então que as tensões na superfície interna são trativas na solda e compressivas
na região mais afastada do cordão.
Conforme observado na Figura 76, verifica-se um elevado nível de tensão residual
trativa na superfície interna, na região da ZAC e zona fundida, da amostra A1. O perfil das
tensões residuais para a amostra A2 (Figura 77) mostra que neste caso as tensões
residuais são menores quando comparada a anterior, entretanto, o mesmo comportamento
de máxima tensão na ZAC adjacente ao cordão de solda é observado. Na Figura 78
(amostra A3) observa-se novamente um elevado nível de tensões residuais trativas na
superfície interna, cujo máximo valor foi observado na ZAC adjacente ao cordão de solda. A
Figura 79 mostra o perfil das tensões da amostra A4. É possível observar que a o máximo
valor da tensão é menor, cerca de 200 MPa, mas a região onde foi localizado foi a mesma
das anteriores.
91
Capítulo VI – Resultados e Discussão
Tensões Residuais de Soldagem
A
mostra A1
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-400
-300
-200
-100
0
100
200
300
400
Tensões residuais (MPa)
Pearson VII - Sup. externa
Lorentz - Sup. externa
Pearson VII - Sup. interna
Lorentz - Sup. interna
Metal de solda
Superfície interna
Superfície externa
Figura 76. Perfil das tensões residuais na superfície interna da amostra A1 (E = 14,5 kJ/cm).
Tensões Residuais de Soldagem
A
mostra A2
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-400
-300
-200
-100
0
100
200
300
Tensões residuais (MPa)
Pearson VII - Sup.externa
Lorentz - Sup. externa
Pearson VII - Sup. interna
Lorentz - Sup. interna
Metal de solda
Superfície interna
Superfície externa
Figura 77. Perfil das tensões residuais na superfície interna da amostra A2 (E = 14,8 kJ/cm).
92
Capítulo VI – Resultados e Discussão
Tensões Residuais de Soldagem
A
mostra A3
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-400
-300
-200
-100
0
100
200
300
400
Tensões residuais (MPa)
Pearson VII - Sup. externa
Lorentz - Sup. externa
Pearson VII - Sup. interna
Lorentz - Sup. interna
Metal de solda
Superfície interna
Superfície externa
Figura 78. Perfil das tensões residuais na superfície interna da amostra A3 (E = 15,0 kJ/cm).
Tensões Residuais de Soldagem
A
mostra A4
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-400
-300
-200
-100
0
100
200
300
Tensões residuais (MPa)
Metal de solda
Pearson VII - Sup. externa
Lorentz - Sup. externa
Pearson VII - Sup. interna
Lorentz - Sup. interna
Superfície interna
Superfície externa
Figura 79. Perfil das tensões residuais na superfície interna da amostra A4 (E = 14,7 kJ/cm).
O comportamento do perfil das tensões residuais mostrado está de acordo com o
reportado pela literatura (Josson & Josefson, 1988; Dong et al., 1997). Abid, Siddique e Mufti
(2005) avaliaram as tensões residuais de soldagem em juntas tubo-flange com diâmetro de
4”, através de simulação usando o método dos elementos finitos e verificaram um
93
Capítulo VI – Resultados e Discussão
comportamento bastante semelhante ao apresentado neste trabalho. Contudo, não são
apresentados resultados experimentais.
Visando comparar os resultados das tensões residuais com a tensão limite de
escoamento, foram construídos perfis normalizados através da razão
σ/σ
y
, conforme
apresentado nas Figuras 80 a 83. Na Figura 80 verifica-se que a máxima tensão residual é
praticamente igual ao limite de escoamento do material, correspondendo a uma condição
extremamente crítica. Destaca-se ainda que a tensão residual no centro do cordão de solda
corresponde a aproximadamente 70% da tensão de escoamento do material
Tensões Residuais de Soldagem
Razão
σ
/
σ
y
- Amostra A1
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-1,0
-0,8
-0,6
-0,4
-0,2
0,0
0,2
0,4
0,6
0,8
1,0
1,2
σ/σ
y
Pearson VII
Lorentz
Metal de solda
Figura 80. Perfil normalizado em função da tensão de escoamento (σ/σ
y
). Amostra A1.
Na Figura 81 é apresentado o perfil normalizado das tensões residuais para a amostra
A2. Observa-se que as tensões residuais correspondem a no máximo 40% do limite de
escoamento do material.
94
Capítulo VI – Resultados e Discussão
Tensões Residuais de Soldagem
Razão
σ
/
σ
y
- Amostra A2
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-1,0
-0,8
-0,6
-0,4
-0,2
0,0
0,2
0,4
0,6
0,8
1,0
σ/σ
y
Pearson VII
Lorentz
Metal de solda
Figura 81. Perfil normalizado em função da tensão de escoamento (σ/σ
y
). Amostra A2.
O perfil normalizado das tensões para a amostra A3 apresentado na Figura 82 mostra
que a tensão máxima é da magnitude da tensão de escoamento, correspondendo a quase
90% de
σ
y
. Assim como no caso da amostra A1 esta condição é crítica.
Já a amostra A4, cujo perfil normalizado é mostrado na Figura 83, apresentou uma
razão σ/σ
y
de aproximadamente 0,6 no ponto de máxima tensão.
95
Capítulo VI – Resultados e Discussão
Tensões Residuais de Soldagem
Razão
σ
/
σ
y
- Amostra A3
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-1,0
-0,8
-0,6
-0,4
-0,2
0,0
0,2
0,4
0,6
0,8
1,0
σ/σ
y
Pearson VII
Lorentz
Metal de solda
Figura 82. Perfil normalizado em função da tensão de escoamento (σ/σ
y
). Amostra A3.
Tensões Residuais de Soldagem
Razão
σ
/
σ
y
- Amostra A4
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-1,0
-0,8
-0,6
-0,4
-0,2
0,0
0,2
0,4
0,6
0,8
1,0
σ/σ
y
Metal de solda
Pearson VII
Lorentz
Figura 83. Perfil normalizado em função da tensão de escoamento (σ/σ
y
). Amostra A4.
Os perfis das tensões residuais na superfície interna das amostras do grupo B (tubos
de 4” de diâmetro soldados com menor aporte térmico) são apresentados nas Figuras 84 a
87. A Figura 84 indica o perfil das tensões para a amostra B1. Observa-se que o nível das
tensões residuais trativas localizados na região da solda (ZF e ZAC) foi em torno de 100
MPa, e que praticamente não houve variação entre a ZAC e o metal de solda.
96
Capítulo VI – Resultados e Discussão
Tensões Residuais de Soldagem
A
mostra B1
-60 -50 -40 -30
-20
-10 0 10 20 30 40 50 60
Distância do centro da solda (mm)
-400
-300
-200
-100
0
100
200
300
400
Tensão residual (MPa)
Pearson VII - Sup. externa
Lorentz - Sup. externa
Pearson VII - Sup. interna
Lorentz - Sup. interna
Metal de solda
Superfície interna
Superfície interna
Figura 84. Perfil das tensões residuais na superfície interna da amostra B1 (E = 9,5 kJ/cm).
O perfil das tensões residuais da amostra B2 mostrou-se bastante irregular (Figura 85).
Considerando o perfil da superfície interna, verifica-se que a máxima tensão trativa (260
MPa) ocorreu novamente na ZAC adjacente ao cordão de solda. Ao centro (ZF) a tensão foi
muito baixa, comportamento bem distinto das amostras analisadas até aqui.
Tensões Residuais de Soldagem
Amostra B2
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-400
-300
-200
-100
0
100
200
300
400
Tensões residuais (MPa)
Pearson VII - Sup. externa
Lorentz - Sup. externa
Pearson VII - Sup. interna
Lorentz - Sup. interna
Metal de solda
Superfície interna
Superfície externa
Figura 85. Perfil das tensões residuais na superfície interna da amostra B2 (E = 10,9 kJ/cm).
97
Capítulo VI – Resultados e Discussão
A amostra B3 (Figura 86) apresentou o perfil de tensões residuais semelhante ao da
amostra B1 (Figura 84). O máximo valor de tensão foi também localizado na ZAC adjacente
ao cordão de solda pelo lado esquerdo do cordão. A extensão da zona sob tensão trativa
estende-se por aproximadamente 15 mm para ambos os lados, passando então para
tensões de compressão.
Tensões Residuais de Soldagem
Amostra B3
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-400
-300
-200
-100
0
100
200
300
400
Tensões residuais (MPa)
Pearson VII - Sup. externa
Lorentz - Sup. externa
Pearson VII - Sup. interna
Lorentz - Sup. interna
Metal de solda
Superfície interna
Superfície interna
Figura 86. Perfil das tensões residuais na superfície interna da amostra B3 (E = 9,0 kJ/cm).
O perfil das tensões da amostra B4 é apresentado na Figura 87. Observa-se
novamente um perfil muito semelhante aos das amostras B1 e B3. A máxima tensão foi de
245 MPa, localizada na ZAC adjacente ao cordão de solda pelo lado esquerdo. A zona de
tensões trativas localizou-se entre -15 mm e + 15 mm, aproximadamente.
Comparado aos perfis de tensões das amostras do grupo A, soldados com maior
aporte térmico, observa-se que as amostras soldadas com baixo aporte térmico (grupo B)
apresentaram maior uniformidade, não só no perfil, mas também com relação à máxima
tensão e extensão da zona sob tensão trativa, a exceção da amostra B2. Contudo, num
ponto todas as amostras do grupo B obtiveram o mesmo resultado, que foi a localização da
máxima tensão. Este resultado também foi o mesmo observado para as amostras do grupo
A.
98
Capítulo VI – Resultados e Discussão
Tensões Residuais de Soldagem
A
mostra B4
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda
-400
-300
-200
-100
0
100
200
300
400
Tensões residuais (MPa)
Pearson VII - Sup. externa
Lorentz - Sup. externa
Pearson VII - Sup. interna
Lorentz - Sup. interna
Metal de solda
Superfície interna
Superfície externa
Figura 87. Perfil das tensões residuais na superfície interna da amostra B4 (E = 9,5 kJ/cm).
Nas Figuras 88 a 91 são apresentados os perfis das tensões residuais normalizadas
em função do limite de escoamento. Observa-se na Figura 88, que a máxima tensão da
amostra B1 corresponde a cerca de 30% da tensão de escoamento. Já para as amostras
B2, B3 e B4 (Figuras 89, 90 e 91) este valor sobe e varia entre 60% e pouco mais de 70%.
Tensões Residuais de Soldagem
Razão
σ
/
σ
y
- Amostra B1
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-1,0
-0,8
-0,6
-0,4
-0,2
0,0
0,2
0,4
0,6
0,8
1,0
σ/σ
y
Pearson VII
Lorentz
Metal de solda
Figura 88. Perfil normalizado em função da tensão de escoamento (σ/σ
y
). Amostra B1.
99
Capítulo VI – Resultados e Discussão
Tensões Residuais de Soldagem
Razão
σ
/
σ
y
- Amostra B2
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-1,0
-0,8
-0,6
-0,4
-0,2
0,0
0,2
0,4
0,6
0,8
1,0
σ/σ
y
Pearson VII
Lorentz
Metal de solda
Figura 89. Perfil normalizado em função da tensão de escoamento (σ/σ
y
). Amostra B2.
Tensões Residuais de Soldagem
Razão
σ
/
σ
y
- Amostra B3
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-1,0
-0,8
-0,6
-0,4
-0,2
0,0
0,2
0,4
0,6
0,8
1,0
σ/σ
y
Pearson VII
Lorentz
Metal de solda
Figura 90. Perfil normalizado em função da tensão de escoamento (σ/σ
y
). Amostra B3.
100
Capítulo VI – Resultados e Discussão
Tensões Residuais de Soldagem
Razão
σ
/
σ
y
- Amostra B4
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda
-1,0
-0,8
-0,6
-0,4
-0,2
0,0
0,2
0,4
0,6
0,8
1,0
σ/σ
y
Pearson VII
Lorentz
Metal de solda
Figura 91. Perfil normalizado em função da tensão de escoamento (σ/σ
y
). Amostra B4.
De uma forma geral, a literatura apresenta que na soldagem de tubos de pequeno
diâmetro e parede fina, a deformação circunferencial devido à expansão e contração na
direção radial causada pelo ciclo térmico causa tensões residuais no centro da solda da
magnitude do limite de escoamento, consideradas acima de 90% de σ
y
(Brickstad &
Josefson, 1998). Entretanto, os resultados experimentais observados até o momento
mostram que isso nem sempre ocorre. Para as amostras soldadas com maior aporte
térmico, somente duas das amostras apresentaram esta condição (σ
y
> 90%), as demais
apresentaram níveis máximos de tensões entre 40 e 60% do limite de escoamento,
aproximadamente.
Para as amostras do grupo B, soldadas com aporte térmico menor, verificou-se que a
máxima tensão foi ainda menor, chegando no máximo a 70% da tensão limite de
escoamento. Obviamente que sempre se busca o menor nível possível de tensões, contudo
poderia se estabelecer um nível máximo aceitável, em relação ao limite de escoamento, que
pudesse ser buscado atingir somente com o ajuste dos parâmetros de soldagem, sem a
necessidade de realização de tratamentos térmicos, testes hidrostáticos ou outros tipos de
procedimentos que encarecessem o processo. Até o momento, não foram encontradas na
literatura informações que correlacionassem diretamente o nível das tensões residuais de
soldagem com problemas metalúrgicos como corrosão sob tensão.
101
Capítulo VI – Resultados e Discussão
6.5.2 Tubos com diâmetro de 2 polegadas soldados manualmente.
Os perfis das tensões residuais na superfície interna dos tubos com 2” de diâmetro
soldados manualmente com níveis mais baixo de energia de soldagem são apresentados
nas Figuras 92 a 95. A Figura 92 apresenta o perfil das tensões para a amostra C1. Verifica-
se que somente a região da zona fundida e a ZAC adjacente ao cordão de solda
apresentam tensões residuais trativas, as demais regiões encontram-se sob compressão.
Outra observação é quanto a localização da máxima tensão residual, localizada ao centro
do cordão de solda e não na ZAC do lado chanfrado como verificado nas amostras dos
tubos com 4” de diâmetro.
Tensões Residuais de Soldagem
A
mostra C1
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-400
-300
-200
-100
0
100
200
300
400
Tensões residuais (MPa)
Pearson VII - Sup. externa
Lorentz - Sup. externa
Pearson VII - Sup. interna
Lorentz - Sup. interna
Metal de solda
Superfície externa
Superfície interna
Figura 92. Perfil das tensões residuais na superfície interna da amostra C1 (E = 8,4 kJ/cm).
As tensões residuais na amostra C2 (Figura 93) seguem um perfil semelhante ao
observado para a amostra C1. A máxima tensão residual de tração, com aproximadamente
200 MPa, localizou-se no centro do cordão de solda. A extensão da zona sob compressão
foi um pouco maior, compreendida entre -10 e +10 mm, aproximadamente.
A Figura 94 apresenta o perfil de tensões da amostra C3. Novamente, observa-se um
perfil muito semelhante aos demais apresentados para este grupo. A máxima tensão
também foi localizada no centro do cordão de solda, contudo o nível foi menor, 186 MPa. A
extensão da zona trativa foi de aproximadamente 10 mm para ambos os lados, seguindo
posteriormente para tensões compressivas.
102
Capítulo VI – Resultados e Discussão
Tensões Residuais de Soldagem
A
mostra C2
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-400
-300
-200
-100
0
100
200
300
400
Tensões residuais (MPa)
Pearson VII - Sup. externa
Lorentz - Sup. externa
Pearson VII - Sup. interna
Lorentz - Sup. interna
Metal de solda
Superfície externa
Superfície externa
Figura 93. Perfil das tensões residuais na superfície interna da amostra C2 (E = 7,8 kJ/cm).
Tensões Residuais de Soldagem
A
mostra C3
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-400
-300
-200
-100
0
100
200
300
400
Tensões residuais (MPa)
Pearson VII - Sup. externa
Lorentz - Sup. externa
Pearson VII - Sup. interna
Lorentz - Sup. interna
Metal de solda
Superfície interna
Superfície interna
Figura 94. Perfil das tensões residuais na superfície interna da amostra C3 (E = 7,8 kJ/cm).
A amostra C4 apresentou um perfil de tensões diferente das demais avaliadas do
grupo C, como pode ser observado na Figura 95. A máxima tensão não foi localizada no
centro do cordão de solda, conforme verificado para as amostras 1, 2 e 3 deste grupo, mas
sim na ZAC adjacente ao cordão de solda pelo lado esquerdo, contudo o valor da tensão foi
semelhante aos demais (186 MPa). A zona trativa foi um pouco maior no lado esquerdo da
103
Capítulo VI – Resultados e Discussão
junta, estendendo-se por 20 mm. Já o lado direito apresentou tensões de tração ao longo de
10 mm.
Tensões Residuais de Soldagem
Amostra C4
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-400
-300
-200
-100
0
100
200
300
Tensões residuais (MPa)
Metal de solda
Pearson VII - Sup. externa
Lorentz - Sup. externa
Pearson VII - Sup. interna
Lorentz - Sup. interna
Superfície interna
Superfície externa
Figura 95. Perfil das tensões residuais na superfície interna da amostra C4 (E = 7,5 kJ/cm).
Os resultados dos perfis normalizados para o grupo C são mostrados nas Figuras 96 a
99. Em todas as amostras, a máxima tensão observada corresponde a valores que variam
entre 50 e 60% do limite de escoamento.
104
Capítulo VI – Resultados e Discussão
Tensões Residuais de Soldagem
Razão
σ
/
σ
y
- Amostra C1
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-1,0
-0,8
-0,6
-0,4
-0,2
0,0
0,2
0,4
0,6
0,8
1,0
σ/σ
y
Pearson VII
Lorentz
Metal de solda
Figura 96. Perfil
normalizado em função da tensão de escoamento (σ/σ
y
). Amostra C1.
Tensões Residuais de Soldagem
Razão
σ
/
σ
y
- Amostra C2
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-1,0
-0,8
-0,6
-0,4
-0,2
0,0
0,2
0,4
0,6
0,8
1,0
σ/σ
y
Pearson VII
Lorentz
Metal de solda
Figura 97. Perfil normalizado em função da tensão de escoamento (σ/σ
y
). Amostra C2.
105
Capítulo VI – Resultados e Discussão
Tensões Residuais de Soldagem
Razão
σ
/
σ
- Amostra C3
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-1,0
-0,8
-0,6
-0,4
-0,2
0,0
0,2
0,4
0,6
0,8
1,0
σ/σ
y
Pearson VII
Lorentz
Metal de solda
Figura 98. Perfil normalizado em função da tensão de escoamento (σ/σ
y
). Amostra C3.
Tensões Residuais de Soldagem
Razão
σ
/
σ
y
- Amostra C4
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-1,0
-0,8
-0,6
-0,4
-0,2
0,0
0,2
0,4
0,6
0,8
1,0
σ/σ
y
Metal de solda
Pearson VII
Lorentz
Figura 99. Perfil normalizado em função da tensão de escoamento (σ/σ
y
). Amostra C4
Os perfis das tensões residuais das amostras do grupo D (2” de diâmetro soldadas
com maior aporte térmico) são apresentados nas Figuras 100, 101, 102 e 103. A amostra
D1 apresenta como característica marcante um baixo nível de tensões residuais de tração
na região da solda (ZF + ZAC), inferiores a 100 MPa (Figura 100).
106
Capítulo VI – Resultados e Discussão
Tensões Residuais de Soldagem
A
mostra D1
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-400
-300
-200
-100
0
100
200
300
400
Tensões residuais (MPa)
Metal de solda
Pearson VII - Sup. externa
Lorentz - Sup. externa
Pearson VII - Sup. interna
Lorentz - Sup. interna
Superfície externa
Superfície interna
Figura 100. Perfil das tensões residuais na superfície interna da amostra D1 (E = 10,2
kJ/cm).
A amostra D2, cujo perfil de tensões é apresentado na Figura 101, apresentou, assim
como a amostra D1, um baixo nível de tensões residuais de tração, com níveis da ordem de
100 MPa. A extensão da zona trativa foi praticamente de 10 mm para ambos os lados da
junta.
A amostra D3 (Figura 102) apresentou um perfil bastante diferente das outras
amostras avaliadas deste grupo. A tensão no centro do cordão de solda foi de 20 MPa,
enquanto a ZAC adjacente ao cordão de solda pelo lado direito apresentou uma tensão de
180 MPa, seguindo em queda até aproximadamente 17 mm, passando então para tensões
compressivas.
107
Capítulo VI – Resultados e Discussão
Tensões Residuais de Soldagem
A
mostra D2
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-400
-300
-200
-100
0
100
200
300
400
Tensões residuais (MPa)
Pearson VII - Sup. externa
Lorentz - Sup. externa
Pearson VII - Sup. interna
Lorentz - Sup. interna
Metal de solda
Superfície externa
Superfície interna
Figura 101. Perfil das tensões residuais na superfície interna da amostra D2 (E = 10,4
kJ/cm).
Tensões Residuais de Soldagem
Amostra D3
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-400
-300
-200
-100
0
100
200
300
400
Tensões residuais (MPa)
Pearson VII - Sup. externa
Lorentz - Sup. externa
Pearson VII - Sup. interna
Lorentz - Sup. interna
Metal de solda
Superfície interna
Superfície externa
Figura 102. Perfil das tensões residuais na superfície interna da amostra D3 (E = 9,6 kJ/cm).
A amostra D4 apresentou também um comportamento singular e especialmente
preocupante. Na Figura 103, observa-se claramente um elevado nível de tensão residual,
semelhante ao observado nas amostras de 4” de diâmetro soldadas com alto aporte térmico.
A máxima tensão residual localizou-se ao centro do cordão de solda, com módulo de 365
108
Capítulo VI – Resultados e Discussão
MPa. A região com tensões trativas estendeu-se ao longo de 20 mm para ambos os lados
do cordão de solda.
Tensões Residuais de Soldagem
Amostra D4
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda
-400
-300
-200
-100
0
100
200
300
400
Tensões residuais (MPa)
Metal de solda
Pearson VII - Sup. externa
Lorentz - Sup. externa
Pearson VII - Sup. interna
Lorentz - Sup. interna
Superfície interna
Superfície externa
Figura 103. Perfil das tensões residuais na superfície interna da amostra D4 (E = 10,0
kJ/cm).
Os resultados dos perfis de tensão normalizados são apresentados nas Figuras 104 a
107. Observa-se um comportamento bastante distinto entre as amostras. As amostras D1 e
D2 apresentaram tensões máximas variando entre 20 e 25% do limite de escoamento. Na
amostra D3 este percentual sobe para cerca de 60% e para a amostra D4 o nível de tensão
observado é praticamente igual ao escoamento.
Conforme citado anteriormente, estas variações de tensões são significativas e podem
ser consideradas críticas, no sentido de que, para uma condição teoricamente semelhante,
as tensões residuais geradas podem ser tão baixas quanto 20% da tensão de escoamento e
potencialmente elevada, com magnitude do limite de escoamento.
Estes resultados podem servir também de alerta, especialmente em avaliações de
cunho teórico como no caso de simulações por métodos numéricos, nos quais são
realizadas inúmeras considerações e simplificações, inclusive considerando processos de
soldagem automáticos, nos quais se presume que a continuidade do processo pode ser
garantida, contudo, o mesmo não necessariamente ocorre na soldagem semi-automática e
manual, as quais possuem a interferência do soldador.
109
Capítulo VI – Resultados e Discussão
Ressalta-se ainda que na soldagem de tubulação há um complicador a mais para o
soldador, o qual deverá realizar a soldagem em pelo menos três posições: sobre-cabeça,
vertical ascendente e plana. Neste caso, a dificuldade no controle do arco, da poça e da
deposição é maior quando comparado com a soldagem de chapas planas em uma única
posição.
Tensões Residuais de Soldagem
Razão
σ
/
σ
y
- Amostra D1
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-1,0
-0,8
-0,6
-0,4
-0,2
0,0
0,2
0,4
0,6
0,8
1,0
σ/σ
y
Metal de solda
Pearson VII
Lorentz
Figura 104. Perfil normalizado em função da tensão de escoamento (σ/σ
y
). Amostra D1.
Tensões Residuais de Soldagem
Razão
σ
/
σ
y
- Amostra D2
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-1,0
-0,8
-0,6
-0,4
-0,2
0,0
0,2
0,4
0,6
0,8
1,0
σ/σ
y
Pearson VII
Lorentz
Metal de solda
Figura 105. Perfil normalizado em função da tensão de escoamento (σ/σ
y
). Amostra D2.
110
Capítulo VI – Resultados e Discussão
Tensões Residuais de Soldagem
Razão
σ
/
σ
y
- Amostra D3
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-1,0
-0,8
-0,6
-0,4
-0,2
0,0
0,2
0,4
0,6
0,8
1,0
σ/σ
y
Pearson VII
Lorentz
Metal de solda
Figura 106. Perfil normalizado em função da tensão de escoamento (σ/σ
y
). Amostra D3.
Tensões Residuais de Soldagem
Razão
σ
/
σ
y
- Amostra D4
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda
-1,0
-0,8
-0,6
-0,4
-0,2
0,0
0,2
0,4
0,6
0,8
1,0
1,2
σ/σ
y
Metal de solda
Pearson VII
Lorentz
Figura 107. Perfil normalizado em função da tensão de escoamento (σ/σ
y
). Amostra D4.
6.5.3 Tubos com diâmetro de 2 polegadas soldados automaticamente.
Neste item são apresentados os resultados das tensões residuais nas tubulações com
diâmetro de 2” soldadas pelo processo TIG orbital. As Figuras 108 a 111 apresentam os
111
Capítulo VI – Resultados e Discussão
perfis das tensões na superfície interna. A amostra O1 (Figura 108) apresentou baixo nível
de tensão (entre 110 e 120 MPa) e uma pequena extensão de zona trativa. O perfil de
tensão da amostra O2 apresentado na Figura 109 mostra também um baixo nível de tensão
residual (123 MPa), com quatro pontos apresentando tensões residuais praticamente iguais,
não sendo possível destacar um ponto máximo de tensão. A extensão da zona sob tensão
trativa foi maior que a anterior, prolongando-se por aproximadamente 10 mm para ambos os
lados.
Tensões Residuais de Soldagem
A
mostra O1
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-400
-300
-200
-100
0
100
200
300
400
Tensões residuais (MPa)
Pearson VII - Sup. externa
Lorentz - Sup. externa
Pearson VII - Sup. interna
Lorentz - Sup. interna
Metal de solda
Superfície externa
Superfície interna
Figura 108. Perfil das tensões residuais na superfície interna da amostra O1 (E = 6,2 kJ/cm).
112
Capítulo VI – Resultados e Discussão
Tensões Residuais de Soldagem
A
mostra O2
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-400
-300
-200
-100
0
100
200
300
400
Tensões residuais (MPa)
Pearson VII - Sup. externa
Lorentz - Sup. externa
Pearson VII - Sup. interna
Lorentz - Sup. interna
Metal de solda
Figura 109. Perfil das tensões residuais na superfície interna da amostra O2 (E = 6,2 kJ/cm).
A amostra O3 apresentou um perfil semelhante ao da amostra O2, porém os valores
máximos de tensão obtidos foram maiores (220 MPa). A extensão da zona trativa foi
praticamente a mesma, compreendida entre aproximadamente -10 e +10 mm (Figura 110).
O perfil de tensão da amostra O4 está apresentado na Figura 111. Os níveis de tensões
observados foram similares aos demais, sendo observado desta vez um valor máximo (160
MPa) no centro do cordão de solda. Apresentou também uma extensão de zona trativa
semelhante, com aproximadamente 10 mm de extensão para os dois lados da junta.
113
Capítulo VI – Resultados e Discussão
Tensões Residuais de Soldagem
A
mostra O3
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-400
-300
-200
-100
0
100
200
300
400
Tensões residuais (MPa)
Metal de solda
Pearson VII - Sup. externa
Lorentz - Sup. externa
Pearson VII - Sup. interna
Lorentz - Sup. interna
Figura 110. Perfil das tensões residuais na superfície interna da amostra O3 (E = 6,2 kJ/cm).
Tensões Residuais de Soldagem
A
mostra O4
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-400
-300
-200
-100
0
100
200
300
400
Tensões residuais (MPa)
Metal de solda
Pearson VII - Sup. externa
Lorentz - Sup. externa
Pearson VII - Sup. interna
Lorentz - Sup. interna
Figura 111. Perfil das tensões residuais na superfície interna da amostra O4 (E = 6,2 kJ/cm).
As Figuras 112, 113, 114 e 115 apresentam o perfil das tensões residuais
normalizadas em função do limite e escoamento. Das amostras do grupo O (soldagem TIG
orbital) a que teve máxima tensão foi a O3, a qual correspondeu a cerca de 60% do limite de
escoamento. As amostras O4, O2 e O1 apresentaram tensões máximas da ordem de 50, 40
e 30% do limite de escoamento, respectivamente.
114
Capítulo VI – Resultados e Discussão
Tensões Residuais de Soldagem
Razão
σ
/
σ
y
- Amostra O1
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-1,0
-0,8
-0,6
-0,4
-0,2
0,0
0,2
0,4
0,6
0,8
1,0
σ/σ
y
Pearson VII
Lorentz
Metal de solda
Figura 112. Perfil normalizado em função da tensão de escoamento (σ/σ
y
). Amostra O1.
Tensões Residuais de Soldagem
Razão
σ
/
σ
y
- Amostra O2
-60
-50
-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-1,0
-0,8
-0,6
-0,4
-0,2
0,0
0,2
0,4
0,6
0,8
1,0
σ/σ
y
Pearson VII
Lorentz
Metal de solda
Figura 113. Perfil normalizado em função da tensão de escoamento (σ/σ
y
). Amostra O2.
115
Capítulo VI – Resultados e Discussão
Tensões Residuais de Soldagem
Razão
σ
/
σ
y
- Amostra O3
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-1,0
-0,8
-0,6
-0,4
-0,2
0,0
0,2
0,4
0,6
0,8
1,0
σ/σ
y
Metal de solda
Pearson VII
Lorentz
Figura 114. Perfil normalizado em função da tensão de escoamento (σ/σ
y
). Amostra O3.
Tensões Residuais de Soldagem
Razão
σ
/
σ
y
- Amostra O4
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-1,0
-0,8
-0,6
-0,4
-0,2
0,0
0,2
0,4
0,6
0,8
1,0
σ/σ
y
Metal de solda
Pearson VII
Lorentz
Figura 115. Perfil normalizado em função da tensão de escoamento (σ/σ
y
). Amostra O4.
6.6 Efeito do aporte térmico sobre a uniformidade do perfil das tensões
De uma forma geral, pode-se verificar que os resultados das tensões calculadas a
partir dos valores de 2θ para as correções do pico de difração utilizando as funções Pearson
116
Capítulo VI – Resultados e Discussão
VII e Lorentz apresentaram um comportamento bastante semelhante, com valores de
tensões muito próximos, indicando que ambas as correções são satisfatórias.
Os resultados das quatro amostras do grupo A estão apresentados na Figura 116 e
Figura 117, para ambas as correções. Nestas, é possível verificar que existe uma
significativa diferença entre os valores de tensões entre o lado direito e esquerdo da ZAC
adjacente ao cordão de solda. Pelo lado esquerdo, são observados os mais elevados níveis
de tensão na junta e pelo lado direito os valores das tensões são inferiores a 100 MPa,
exceto para a amostra A4 que apresentou um comportamento bem distinto. Observa-se
também que três das quatro curvas (A1, A2 e A3) apresentadas tornam-se compressivas em
torno de X = -15 mm. Para o lado direito, verifica-se um comportamento semelhante entre as
curvas das amostras A1 e A3, tornando-se compressivas em x = 20.
De uma forma geral, os perfis das tensões residuais para as amostras do grupo A
foram semelhantes sob o aspecto de que as tensões residuais de tração foram localizadas
na região da solda (ZF e ZAC) e de compressão mais afastada do cordão, e máxima tensão
na ZAC adjacente ao cordão de solda. Entretanto, do ponto de vista de extensão das
regiões sob tração e sob compressão, e magnitude da máxima tensão, o comportamento foi
bem distinto. As amostras A1 e A3, apresentaram perfis de tensões bem semelhantes, com
valores de extensão da zona sob tração e de máxima tensão residual bem parecido. Já o
comportamento do perfil de tensões das amostras A2 e A4 foi bastante particular.
Tensões Residuais de Soldagem
A
mostras
g
rupo A - Pearson VII
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-400
-300
-200
-100
0
100
200
300
400
Tensões residuais (MPa)
Amostra A1
Amostra A2
Amostra A3
Amostra A4
Metal de solda
Figura 116. Perfil das tensões residuais nas amostras A. Tensões calculadas a partir do
valor de 2θ obtidos pela correção do pico com a função Pearson VII.
117
Capítulo VI – Resultados e Discussão
Tensões Residuais de Soldagem
A
mostras
g
rupo A - Lorentz
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-400
-300
-200
-100
0
100
200
300
400
Tensões residuais (MPa)
Amostra A1
Amostra A2
Amostra A3
Amostra A4
Metal de solda
Figura 117. Perfil das tensões residuais nas amostras A. Tensões calculadas a partir do
valor de 2θ obtidos pela correção do pico com a função Lorentz.
As amostras do grupo B (tubos de 4” de diâmetro soldadas com baixo aporte térmico)
apresentaram comportamentos bem semelhantes, como pode ser visualizado na Figura 118
e Figura 119. Verifica-se que de uma forma geral, os perfis das tensões para as amostras
B1, B3 e B4 foram semelhantes, mostrando uma maior uniformidade entre o comportamento
das curvas. Em todos os casos a máxima tensão residual de tração foi localizada no
primeiro ponto da ZAC do lado esquerdo. Conforme ressaltado anteriormente, este lado da
junta é o que apresenta o bisel do chanfro semi-V. A explicação para tal resultado pode ser
atribuída ao fato de que no lado da junta preparado, o acúmulo de metal líquido depositado
e o volume da poça de fusão são maiores, o que contribui para um maior aquecimento deste
lado da junta, resultando em maiores deformações devido à maior contração causada pela
solidificação do metal líquido, maior expansão e contração da ZAC e, conseqüentemente,
maiores tensões residuais.
118
Capítulo VI – Resultados e Discussão
Tensões Residuais de Soldagem
A
mostras
g
rupo B - Pearson VII
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-400
-300
-200
-100
0
100
200
300
400
Tensão residual (MPa)
Amostra B1
Amostra B2
Amostra B3
Amostra B4
Metal de solda
Figura 118. Perfil das tensões residuais nas amostras B. Tensões calculadas a partir do
valor de 2θ obtidos pela correção do pico com a função Pearson VII.
As tensões residuais tornam-se compressivas a partir de x = 20 mm para cada lado da
junta, indicando que a extensão da zona sob tensão trativa é de aproximadamente 40 mm.
As amostras B2, B3 e B4 apresentaram tensões máximas de tração bem próximas, variando
entre 200 e 250 MPa, aproximadamente. Se comparadas às amostras com mesmo diâmetro
e soldadas com maior aporte (amostras da classe A), verificou-se uma redução no nível da
máxima tensão residual trativa alcançada pela junta, visto que as máximas tensões
alcançadas pelas amostras do grupo B foi de -252 MPa enquanto que duas das quatro
amostras soldadas com mais alto aporte térmico apresentaram níveis de tensões
perigosamente próximos do limite de escoamento acima de 357 MPa (σ
A1
= 355 MPa e σ
A3
=
313 MPa).
119
Capítulo VI – Resultados e Discussão
Tensões Residuais de Soldagem
A
mostras
g
rupo B - Lorentz
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-400
-300
-200
-100
0
100
200
300
400
Tensão residual (MPa)
Amostra B1
Amostra B2
Amostra B3
Amostra B4
Metal de solda
Figura 119. Perfil das tensões residuais nas amostras B. Tensões calculadas a partir do
valor de 2θ obtidos pela correção do pico com a função Lorentz.
De uma forma geral, verificou-se nas amostras do grupo C (tubos de 2” soldadas com
baixo aporte térmico) um comportamento bem semelhante, a exceção da amostra C4. A
Figura 120 e Figura 121 mostram os perfis das amostras do grupo C, para os valores de
tensão calculados a partir dos ângulos 2θ, obtidos segundo a correção por Pearson VII e
Lorentz, respectivamente. A máxima tensão residual de tração foi localizada ao centro do
cordão de solda, exceto para a amostra C4. Observou-se ainda que a região da solda
apresentou tensões residuais trativas cuja extensão foi de aproximadamente 10 mm para
cada lado, exceto para a amostra C4 pelo lado esquerdo que passou de trativa para
compressiva em x = -20 mm. Nas regiões mais afastadas do cordão de solda observam-se
maiores níveis de tensões compressivas.
120
Capítulo VI – Resultados e Discussão
Tensões Residuais de Soldagem
A
mostras
g
rupo C - Pearson VII
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-400
-300
-200
-100
0
100
200
300
400
Tensões residuais (MPa)
Amostra C1
Amostra C2
Amostra C3
Amostra C4
Metal de solda
Figura 120. Perfil das tensões residuais nas amostras C. Tensões calculadas a partir do
valor de 2θ obtidos pela correção do pico pela função Pearson VII.
Tensões Residuais de Soldagem
A
mostras
g
rupo C - Lorentz
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-400
-300
-200
-100
0
100
200
300
Tensões residuais (MPa)
Metal de solda
Amostra C1
Amostra C2
Amostra C3
Amostra C4
Figura 121. Perfil das tensões residuais nas amostras C. Tensões calculadas a partir do
valor de 2θ obtidos pela correção do pico pela função Lorentz.
As amostras do grupo D (tubos de 2” de diâmetro soldadas com maior aporte térmico)
apresentaram comportamentos bem distintos, conforme apresentando nas Figuras 122 e
123, com perfil pouco uniforme, mesmo tendo sido utilizado níveis de aporte térmico
semelhantes. Três das amostras avaliadas apresentaram tensões residuais de tração baixas
121
Capítulo VI – Resultados e Discussão
na região da solda. Contudo, um fato preocupante é que em uma das amostras avaliadas,
tanto a extensão da zona trativa, quanto o máximo valor de tensão foram bastante
particulares. Nesta amostra (D4) a máxima tensão foi praticamente igual ao limite de
escoamento, o que torna esta condição crítica.
Tensões Residuais de Soldagem
A
mostras
g
rupo D - Pearson VII
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-400
-300
-200
-100
0
100
200
300
400
Tensões residuais (MPa)
Metal de solda
Amostra D1
Amostra D2
Amostra D3
Amostra D4
Figura 122. Perfil das tensões residuais nas amostras D. Tensões calculadas a partir do
valor de 2θ obtidos pela correção do pico pela função Pearson VII.
Esta variação significativa no comportamento do perfil das tensões residuais para as
amostras soldadas com maior aporte térmico, tanto para os tubos de 2” de diâmetro (grupo
D) quanto para os de 4” (grupo A), revela uma instabilidade no processo de geração das
tensões residuais, o qual dificulta inclusive estabelecer relações entre o aporte térmico de
soldagem e o nível de tensão residual. Esta mudança significativa de comportamento das
tensões residuais pode ser atribuída ao fato da soldagem, neste caso, ter sido executada
manualmente. Isso por que, durante a soldagem com baixo nível de corrente a velocidade
de soldagem teve que ser mais lenta para promover o correto preenchimento da junta,
resultando em um aporte térmico mais elevado. Estas condições foram relatadas pelo
soldador, que a considerou mais cansativa, e com maior grau de dificuldade em controlar a
poça, especialmente na raiz, e a adição de material, enquanto que na soldagem com maior
corrente (menor aporte térmico) um melhor controle foi favorecido.
Desta forma, verifica-se que o comportamento das tensões residuais e a uniformidade
do perfil ao longo da junta na soldagem manual podem estar diretamente relacionados ao
122
Capítulo VI – Resultados e Discussão
melhor controle do arco e facilidade de operação do soldador, o qual pode ser favorecido
pelo correto ajuste dos parâmetros de soldagem.
Tensões Residuais de Soldagem
Amostras grupo D - Lorentz
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-400
-300
-200
-100
0
100
200
300
400
Tensões residuais (MPa)
Metal de solda
Amostra D1
Amostra D2
Amostra D3
Amostra D4
Figura 123. Perfil das tensões residuais nas amostras D. Tensões calculadas a partir do
valor de 2θ obtidos pela correção do pico pela função Lorentz.
As Figuras 124 e 125 apresentam os perfis das tensões residuais das amostras do
grupo O (tubo com 2” de diâmetro soldadas pelo processo TIG orbital), os quais
apresentaram comportamento semelhantes, resultando numa maior uniformidade dos perfis.
As máximas tensões residuais foram localizadas no metal de solda, embora em alguns
casos tenha sido observada tensões na ZAC tão elevadas quanto as encontradas no cordão
de solda, independente do tipo de função usada no ajuste dos picos de difração. As tensões
de tração localizaram-se entre os pontos x = -14 mm e x = - 11 mm, perfazendo um total de
25 mm de extensão.
Embora neste caso o processo de soldagem seja automatizado e a uniformidade
apresentada pelos perfis das tensões tenha sido bastante regular, semelhante ao
comportamento das amostras do grupo C, ainda assim são verificadas variações nos
valores das tensões, mostrando que mesmo no caso de soldas realizadas com máximo
controle e alta reprodutibilidade dos parâmetros, o comportamento das tensões pode variar.
Ressalta-se também que em boa parte dos trabalhos encontrados na literatura, que
apresentam o comportamento das tensões medidas experimentalmente, ocorre variações
nos valores de tensões, independente do método de medição utilizado.
123
Capítulo VI – Resultados e Discussão
Tensões Residuais de Soldagem
A
mostras
g
rupo O - Pearson VII
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-400
-300
-200
-100
0
100
200
300
400
Tensões residuais (MPa)
Amostra O1
Amostra O2
Amostra O3
Amostra O4
Metal de solda
Figura 124. Perfil das tensões residuais nas amostras O. Tensões calculadas a partir do
valor de 2θ obtidos pela correção do pico pela função Pearson VII.
Tensões Residuais de Soldagem
Amostras grupo O - Lorentz
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-400
-300
-200
-100
0
100
200
300
400
Tensões residuais (MPa)
Amostra O1
Amostra O2
Amostra O3
Amostra O4
Metal de solda
Figura 125. Perfil das tensões residuais nas amostras O. Tensões calculadas a partir do
valor de 2θ obtidos pela correção do pico pela função Lorentz.
124
Capítulo VI – Resultados e Discussão
6.7 Efeito da dimensão do tubo sobre as tensões residuais.
Buscando comparar os resultados das tensões residuais para os dois diâmetros
avaliados neste trabalho, foi construído o gráfico apresentado na Figura 126, o qual
apresenta perfis de tensões de amostras com 2” e 4” de diâmetro soldadas com aporte
térmico semelhantes. Para garantir a similaridade do aporte térmico, foram escolhidas para
compor o gráfico, amostras dos grupos B e D, cuja energia de soldagem empregada variou
entre 9 e 10 kJ/cm.
Das amostras do grupo B foram escolhidos os dois perfis que apresentaram maior
semelhança entre si e maior nível de tensão residual trativa (B1 e B3), a qual é considerada
a condição mais crítica. Para o grupo D foram escolhidas as amostras D1 e D2 que
apresentaram perfis semelhantes, além da amostra D4 que apresentou o máximo valor de
tensão trativa.
A grande dificuldade em estabelecer relações que comprovem o efeito da dimensão
dos tubos e as tensões residuais é em virtude da variação significativa dos perfis da amostra
D, já comentado anteriormente. Conforme observado na Figura 126, verifica-se que as
tensões nos tubos de 4” de diâmetro apresentaram-se mais elevadas quando comparadas
as tensões das amostras D1 e D2 (2”de diâmetro), entretanto, quando comparada à amostra
D4, verifica-se um resultado contrário.
Tensões Residuais de Soldagem
Efeito da dimensão do tubo sobre o perfil da tensões
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-400
-300
-200
-100
0
100
200
300
400
Tensões residuais (MPa)
Amostra B3 (E = 9,0 kJ/cm)
Amostra B4 (E = 9,5 kJ/cm)
Amostra D1 (E = 10,2 kJ/cm)
Amostra D2 (E = 10,6 kJ/cm)
Amostra D4 (E = 10,0 kJ/cm)
Metal de solda
Figura 126. Efeito da dimensão do tubo sobre as tensões residuais.
125
Capítulo VI – Resultados e Discussão
Desta forma, não foi possível estabelecer de forma clara qualquer relação entre os
aspectos geométricos dos tubos (diâmetro e espessura da parede) e as tensões residuais,
principalmente em função das significativas variações no comportamento das tensões
apresentadas pelos tubos do grupo D.
6.8 Efeito do aporte térmico de soldagem sobre as tensões residuais.
O efeito do aporte térmico de soldagem sobre as tensões residuais foi avaliado
considerando para cada diâmetro, dois perfis de amostras soldadas com elevada energia e
dois perfis soldados com baixa energia. A escolha dos perfis foi baseado na máxima tensão
trativa obtida na região da solda, seja na ZAC ou no cordão.
A Figura 127 apresenta o perfil de tensões para as amostras dos grupos A e B
(diâmetro de 4”). Observa-se que, na região da solda, as amostras com maior aporte térmico
apresentaram maior nível de tensão de tração. Verifica-se ainda que independente do
aporte térmico, as tensões para o lado esquerdo da junta caem abruptamente, passando
para compressiva a partir de x = -15 mm. Para o lado direito, observa-se que as amostras
com baixo aporte térmico apresentam uma queda mais suave quando comparada às
amostras do grupo A.
Tensões Residuais de Soldagem
Efeito do Aporte Térmico de Solda
g
em
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-400
-300
-200
-100
0
100
200
300
400
Tensões residuais (MPa)
Amostra A3 (E = 15,0 kJ/cm)
Amostra A1 (E = 14,5 kJ/cm)
Amostra B3 (E = 9,0 kJ/cm)
Amostra B4 (E = 9,5 kJ/cm)
Metal de solda
Figura 127. Efeito do aporte térmico sobre o perfil de tensões nas amostras com 4”de
diâmetro.
126
Capítulo VI – Resultados e Discussão
Para as amostras com diâmetro de 2”, novamente verifica-se uma certa dificuldade em
estabelecer relações entre as tensões residuais e o aporte térmico, devido aos resultados
das amostras do grupo D. Na Figura 128, são apresentados os perfis das tensões residuais
das amostras C1 e C2, soldadas com menor aporte térmico e das amostras D1, D2 e D4
com aporte térmico mais elevado. Numa avaliação inicial, considerando somente o perfil das
tensões residuais para as amostras C1, C2, D1 e D2, é observada uma certa relação, a qual
sugere que o aumento do aporte térmico, neste caso, conduz a um menor nível de tensões
residuais. Resultado inverso ao observado para os tubos com 4”. Entretanto a presença do
perfil da amostra D4 não permite fazer tal afirmação.
Tensões Residuais de Soldagem
Efeito do Aporte Térmico de Soldagem
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-400
-300
-200
-100
0
100
200
300
400
Tensões residuais (MPa)
Amostra C1 (E = 8,4 kJ/cm)
Amostra C2 (E = 7,8 kJ/cm)
Amostra D1 (E = 10,2 kJ/cm)
Amostra D2 (E = 10,6 kJ/cm)
Amostra D4 (E = 10,0 kJ/cm)
Metal de solda
Figura 128. Efeito do aporte térmico sobre o perfil de tensões nas amostras com 4”de
diâmetro.
6.9 Efeito da soldagem manual e automática sobre as tensões residuais.
Buscando comparar o comportamento das tensões residuais geradas durante a
soldagem com processo manual e automático, foram construídos os gráficos apresentados
nas Figuras 129 e 130, os quais trazem os perfis das tensões das amostras dos grupos C e
D (manual) e grupo O (automático), todas com diâmetro de 2”. No primeiro gráfico (Figura
129) é possível observar um comportamento bastante semelhante entre os perfis das
127
Capítulo VI – Resultados e Discussão
tensões residuais das amostras do grupo C, soldadas com baixo aporte térmico e as do
grupo O, soldadas pelo processo TIG orbital.
Comparando o perfil das tensões na soldagem automática com as amostras soldadas
manualmente com maior aporte térmico (grupo D), verifica-se novamente uma grande
dificuldade em se determinar uma relação direta, motivada pela significativa variação no
comportamento das tensões para este grupo de amostras (Figura 130).
Uma das justificativas para a similaridade entre os perfis das tensões das amostras
dos grupos C e O (Figura 129) pode ser atribuída ao aporte térmico utilizado nestes dois
processos, os quais foram de 6,2 kJ/cm para a soldagem automatizada e na soldagem
manual variou entre 7 e 8 kJ/cm. Entretanto, outras variáveis podem atuar conjuntamente na
geração de tensões residuais como a ausência de metal de adição (no caso da soldagem
orbital), diferentes tipos de chanfro, variação do volume da poça de fusão e do número de
passes. Sendo assim, torna-se importante avançar na avaliação das variáveis que atuam na
formação das tensões residuais de soldagem, buscando contribuir para o estabelecimento
de qual, ou quais fatores, são determinantes para explicar tal comportamento.
Contudo, ainda assim é possível mostrar que tanto na soldagem manual quanto na
soldagem automática, podem ser obtidos perfis de tensões semelhantes, e que a soldagem
automática, apresentou comportamento similar ao obtido pela melhor condição na soldagem
manual. Indicando assim, ser uma opção satisfatória do ponto de vista de tensões residuais
para a soldagem de tubulações industriais.
128
Capítulo VI – Resultados e Discussão
Tensões Residuais de Soldagem
A
valiação Comparativa Entre a Solda
g
em Manual e Automática
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-400
-300
-200
-100
0
100
200
300
400
Tensões residuais (MPa)
Amostra C1 (E = 8,4 kJ/cm)
Amostra C2 (E = 7,8 kJ/cm)
Amostra O2 (E = 6,2 kJ/cm)
Amostra O3 (E = 6,2 kJ/cm)
Metal de solda
Figura 129. Comparativo entre a soldagem manual e automática. Amostras do grupo C e
grupo O.
Tensões Residuais de Soldagem
Avaliação Compartiva Entre a Soldagem Manual e Automática
-60-50-40-30-20-100 102030405060
Distância do centro da solda (mm)
-400
-300
-200
-100
0
100
200
300
400
Tensões residuais (MPa)
Amostra O2 (E = 6,2 kJ/cm)
Amostra O3 (E = 6,2 kJ/cm)
Amostra D1 (E = 10,2 kJ/cm)
Amostra D2 (E = 10,6 kJ/cm)
Amostra D4 (E = 10,0 kJ/cm)
Metal de solda
Figura 130. Comparativo entre a soldagem manual e automática. Amostras do grupo D e
grupo O.
129
Capítulo VI – Resultados e Discussão
6.10 Caracterização microestrutural
6.10.1 Tubos com diâmetro de 4 polegadas soldados manualmente.
A seguir são apresentados os resultados das análises metalográficas realizadas em
amostras extraídas dos tubos A4 e B4. A Figura 131a, ao centro, apresenta uma
macrografia da junta soldada da amostra A4. Nas Figuras 131b e 131c são mostradas a
evolução microestrutural ao longo da ZAC na superfície externa e interna do tubo,
respectivamente.
Observando a Figura 131b de cima para baixo, identifica-se inicialmente uma pequena
porção do metal de solda e logo em seguida a ZAC de grãos grosseiros (ZAC-GG). Após a
ZAC-GG tem-se a região de grãos finos ou grãos refinados (ZAC-GF), também conhecida
como zona de normalização. Esta região é caracterizada por uma microestrutura com
granulação fina, que é formada devido ao aquecimento desta região em temperaturas
inferiores a de crescimento de grão (1100
o
C) e superiores à temperatura de transformação γ
→ α (A
3
). Outra região passível de identificação foi a região da ZAC intercrítica (ZAC-IC),
caracterizado por um misto de grãos finos resultantes da recristalização parcial desta região
e grãos maiores característicos da microestrutura do metal de base, além de uma pequena
esferoidização da cementita dando origem a uma fase conhecida como perlita degenerada.
A Figura 131c apresenta as regiões da solda da superfície interna. Observa-se que os
passes posteriores (enchimento e acabamento) promoveram um intenso refino de grão tanto
ao longo da ZAC quanto no metal de solda do passe de raiz. Esse refino de grão é
considerado bastante benéfico, pois proporciona a eliminação de possíveis
microconstituintes frágeis além de controlar a dureza. Além disso, microestruturas com
tamanho de grão reduzido proporcionam, em geral, maior tenacidade. Outro fator benéfico é
que os contornos de grão atuam como barreiras para a propagação de trincas, assim,
quanto maior a densidade de contornos de grãos, maior será a resistência ao movimento
das trincas.
A seguir, são apresentadas detalhadamente as microestruturas presentes na ZF e nas
diversas regiões da ZAC. A Figura 132a mostra a microestrutura do metal de solda na qual
foram observados diversos microconstituintes. A grande complexidade da microestrutura, a
dificuldade de identificação e a grande quantidade de denominações por diversos autores,
exigiram uma avaliação mais detalhada da terminologia usada na literatura.
130
Capítulo VI – Resultados e Discussão
(a) (b) (c)
A microestrutura detalhada das principais regiões da solda é apresentada a seguir.
Figura 131. Extensão da ZAC da amostra A4. (a) Superfície externa; (b) Superfície interna.
Ataque: Nital 2%. Aumento: 27X.
131
Capítulo VI – Resultados e Discussão
Por iniciativa do IIW, um sistema de classificação da microestrutura do metal de solda
através de microscopia ótica foi proposto (IIW Doc. n
o
IX 1533-88). Alé, Jorge & Rebello
(1993a, 1993b e 1993c) publicaram uma série de trabalhos que apresentam uma extensa
revisão bibliográfica sobre os constituintes microestruturais encontrados no metal de solda e
na ZAC de aços C-Mn e baixa liga. Dentre as inúmeras informações apresentadas pelos
autores destacam-se a comparação entre a terminologia proposta pelo IIW e outros
pesquisadores e concluem que a denominação do IIW é adequada, muito embora apresente
incorreções sob o aspecto da metalurgia física ao enquadrar na mesma categoria
microconstituintes com temperatura de transformação diferente. Mesmo assim, neste
trabalho será adotada a terminologia sugerida pelo IIW.
A microestrutura do metal de solda (Figura 132a) foi composta principalmente por
ferrita de contorno de grão – PF(G), ferrita acicular – AF, e agregados ferrita-carbonetos, no
caso perlita – FC(P). Cada uma destas microestruturas está destacada na Figura 132a.
A microestrutura da ZAC-GG (Figura 132b) foi constituída principalmente por ferrita
pró-eutetóide nos contornos de grão da austenita prévia. Observa-se também a presença de
grãos de perlita fina no interior da austenita prévia e ferrita com segunda fase alinhada, a
qual é denominada por Alé, Jorge e Rebello (1993) como ferrita com
Martensita/Austenita/Carbeto (MAC) alinhado. Os autores também citam que ao final da
década de 70 os termos clássicos para microestruturas encontradas em metais de base
como bainita superior e bainita inferior entraram em desuso, passando a ser adotada a
denominação proposta pelo IIW para o metal de solda.
A microestrutura da ZAC-GF apresentou uma microestrutura bastante refinada, como
seria de se esperar, constituída por ferrita poligonal e perlita fina (Figura 132c). A
microestrutura da ZAC-IC apresentou como característica principal a esferoidização da
cementida (Figura 132d), causando uma modificação da morfologia da perlita, a qual é
denominada na literatura por perlita degenerada.
A microestrutura da ZF e da ZAC da superfície interna do tubo é apresentada na
Figura 133. Em ambas as regiões, verificou-se um intenso refino de grão produzido pelo
ciclo térmico dos passes anteriores. Este refino de grão foi mais efetivo no metal de solda
localizado na raiz da junta (Figura 133a), o qual apresentou uma microestrutura formada por
ferrita e perlita fina com tamanho de grão muito inferior ao metal de base. Na ZAC verificou-
se também o efeito benéfico do ciclo térmico do enchimento e acabamento, os quais
resultaram em refino de grão e na eliminação de microconstituintes indesejáveis.
132
Capítulo VI – Resultados e Discussão
FC(P)
PF(G)
AF
(b)
(a)
100
µ
m
100
µ
m
(c)
(d)
100
µ
m
100
µ
m
Figura 132. Microestrutura da superfície externa da amostra A4. (a) Metal de solda; (b) ZAC-
GG; (c) ZAC-GF; (d) ZAC intercrítica. Ataque: Nital 2%. Aumento: 75X.
(b)
100
µ
m
(a)
100
µ
m
Figura XXX.
Figura 133. Microestrutura da superfície interna da amostra A4. (a) Metal de solda; (b) ZAC-
GG refinada pelo passe posterior. Ataque: Nital 2%. Aumento: 75X.
133
Capítulo VI – Resultados e Discussão
Foi levantado o perfil de microdureza das superfícies externa e interna ao longo de
toda a junta, o qual está apresentado na Figura 134. Avaliando o perfil da superfície externa,
observa-se uma elevação da dureza na porção central, que compreende o metal de solda. É
possível observar também que de uma forma geral a dureza da ZAC é inferior à do metal de
solda. As setas indicam a posição referente à zona de ligação entre o metal de solda e a
ZAC. A elevada dureza do metal de solda pode ser atribuída à presença de ferrita acicular e
ao maior limite de escoamento.
Kim et al. (2001) observaram o mesmo comportamento de dureza em juntas soldadas
de tubos ASTM A106 Gr.C. Embora não seja especificado o tipo de consumível, a
composição é bastante similar a usada neste trabalho. Barbosa et al. (2006) avaliaram a
microestrutura e dureza de tubos de aço ASTM A106 Gr. B usados no sistema de
hidrodesulfurização de uma unidade de refino de petróleo, que falharam em serviço devido a
problemas relacionados à corrosão sob-tensão por H
2
S e fragilização por hidrogênio. Os
resultados de dureza também indicaram uma maior dureza do metal de solda e ZAC-GG,
em relação ao metal de base, sendo que a dureza da ZAC foi inferior a da zona fundida em
muitos casos.
A superfície interna sofreu uma redução de dureza, provavelmente provocada pelas
transformações de fases produzidas pelo ciclo térmico dos passes anteriores. Verifica-se
que tanto o metal de solda quanto a ZAC foram favorecidos pelo efeito térmico,
apresentando na região da raiz da junta valores de dureza da ordem de 180 HV, bem
inferiores ao máximo permitido que é de 248 HV. Verifica-se também que em nenhum ponto
analisado a dureza chegou a valores próximos do limite estabelecido por norma. Este
resultado é bastante positivo, pois mostra que do ponto de vista de dureza, o próprio
procedimento é capaz de promover uma redução de dureza que dispensaria a realização de
tratamento térmico pós-soldagem.
Entretanto, esta avaliação considerando somente dureza é de certa forma equivocada,
pois conforme análise de tensões realizadas neste trabalho, verificou-se elevados níveis de
tensões residuais na ZAC e no metal de solda. Outro fato que reforça tal consideração foram
os resultados apresentados por Barbosa et al. (2006), no qual conclui que os tubos
avaliados falharam por corrosão sob-tensão causada por sulfeto de hidrogênio, no entanto
em boa parte das soldas avaliadas a dureza foi inferior ao limite de 248 HV e em alguns
casos nos quais a dureza atingiu valores desta ordem, as trincas surgiram não na solda mas
sim no metal de base.
134
Capítulo VI – Resultados e Discussão
Perfil de Microdureza
Amostra A4
-10-8-6-4-20 2 4 6 810
Distância do centro da solda (mm)
100
120
140
160
180
200
220
240
Microdureza (HV)
Metal de solda
ZAC ZAC
Superfície interna
Superfície externa
Figura 134. Perfil de microdureza da amostra A4.
A Figura 135 mostra a macrografia da junta e o detalhe das regiões da ZF e ZAC ao
longo de toda a sua extensão, para a amostra B4. É possível observar na Figura 135b uma
maior presença de fases com crescimento lateral na ZAC-GG. A microestrutura da
superfície interna do tubo (raiz) não apresentou, aparentemente, um refino de grão tão
intenso quando comparada ao verificado pela amostra A4, conforme pode ser observado na
Figura 135c.
A microestrutura do metal de solda é apresentada na Figura 136a, na qual são
observadas principalmente ferrita primária de contorno de grão PF(G) seguindo a direção
colunar, ferrita acicular em menor proporção e uma pequena quantidade de agregado ferrita-
carboneto (perlita) FC(P).
135
Capítulo VI – Resultados e Discussão
(c)
(a)
(b)
Figura 135. Extensão da ZAC da amostra B4. (a) Superfície externa; (b) Superfície interna.
Ataque: Nital 2%. Aumento: 27X.
136
Capítulo VI – Resultados e Discussão
Na ZAC-GG (Figura 136b) foi observado um menor tamanho de grão da austenita
prévia, porém o tamanho dos grãos de ferrita pró-eutetóide nos contornos de grão são
aparentemente maiores que os da amostra A4. Observou-se também uma maior quantidade
de perlita. A presença de fases com crescimento lateral (em forma de ripas) semelhante à
ferrita com MAC alinhado também foram observadas, entretanto com uma granulação mais
grosseira e entre as ripas de ferrita foram observadas placas de perlita ao invés de
simplesmente carbonetos. As regiões das ZAC-GF e ZAC-IC apresentaram comportamento
semelhante ao apresentado pela amostra A4.
(b)
100
µ
m
(a)
100
µ
m
(c)
100
µ
m
(d)
100
µ
m
Figura 136. Microestrutura da superfície externa da amostra B4. (a) Metal de solda; (b) ZAC-
GG; (c) ZAC-GF; (d) ZAC intercrítica. Ataque: Nital 2%. Aumento: 75.
O ciclo térmico de soldagem dos passes posteriores não foi suficiente para promover
um intenso refino da ZF e ZAC da região da raiz da junta, como pode ser observado na
Figura 137. A microestrutura do metal de solda embora não tenha apresentado um
significativo refino de grão, sofreu alterações microestruturais que a modificaram do estado
bruto de fusão para ferrita poligonal e perlita fina. A região da ZAC sofreu refino, porém, a
137
Capítulo VI – Resultados e Discussão
morfologia dos microconstituintes ainda permaneceu semelhante à observada na ZAC do
passe de acabamento.
(b)
100
µ
m
(a)
100
µ
m
Figura 137. Microestrutura da superfície interna da amostra B4. (a) Metal de solda; (b) ZAC-
GG refinada pelo passe posterior. Ataque: Nital 2%. Aumento: 75X.
O perfil de microdureza ao longo do cordão de solda para a superfície interna e
externa da amostra B4 é apresentado na Figura 138. Verificou-se novamente que a região
do metal de solda foi a que apresentou maior nível de dureza, se comparado a ZAC e metal
de base, para a superfície externa. Na superfície interna, observa-se uma acentuada queda
de dureza, especialmente no metal de solda e ZAC, que pode ser atribuída às
transformações de fase ocorridas nestas regiões. As setas na Figura 138 indicam os pontos
medidos sobre a zona de ligação.
138
Capítulo VI – Resultados e Discussão
Perfil de Microdureza
Amostra B4
-10-8-6-4-20 2 4 6 810
Distância do centro da solda (mm)
100
120
140
160
180
200
220
240
Microdureza (HV)
Metal de solda
ZAC ZAC
Superfície interna
Superfície externa
Figura 138. Perfil de microdureza da amostra B4.
6.10.2 Tubos com diâmetro de 2 polegadas soldados manualmente.
A Figura 139a apresenta a macrografia da junta soldada da amostra C4. As regiões da
ZAC para as superfícies externa e interna são apresentadas nas Figuras 139b e 139c,
respectivamente. Para a região interna do tubo, verificou-se a ocorrência de refino de grão
tanto na zona fundida quanto na ZAC.
A microestrutura do metal de solda da amostra C4 está apresentada na Figura 140a.
Observa-se uma grande predominância de ferrita primária de contorno de grão PF(G), a
qual segue a direção de crescimento epitaxial colunar do metal de solda devido à
solidificação, formando uma região de grãos colunares. Entre as colunas formadas por
grãos de ferrita primária observam-se regiões mais refinadas constituídas de ferrita acicular
– AF e ferrita intragranular poligonal – PF(I). Observa-se ainda entre os grãos de ferrita
PF(G) da zona colunar a presença de pequenos grãos de agregado ferrita-carboneto
identificado como perlita – FC(P).
Na região da ZAC-GG é observada grande quantidade de uma fase semelhante à
ferrita com MAC alinhado nos contornos de grão da austenita prévia, realçando o elevado
tamanho de grão desta região (Figura 140b). No centro do grão da austenita prévia verifica-
se a presença de perlita fina e ferrita acicular. A ZAC-GF (Figura 140c) e ZAC-IC (Figura
140d) apresentaram aspectos similar aos das amostras avaliadas anteriormente.
139
Capítulo VI – Resultados e Discussão
Figura 139. Extensão da ZAC da amostra C4. (a) Superfície externa; (b) Superfície interna.
Ataque: Nital 2%. Aumento: 27X.
(a)
(b)
(c)
140
Capítulo VI – Resultados e Discussão
(b)
100
µ
m
FC(P)
PF(I)
AF
PF(G)
(a)
100
µ
m
(c)
100
µ
m
(d)
100
µ
m
Fig -ura 140. Microestrutura da superfície externa da amostra C4. (a) Metal de solda; (b) ZAC
GG; (c) ZAC-GF; (d) ZAC intercrítica. Ataque: Nital 2%. Aumento: 75X.
Foram realizadas análises no metal de solda e na ZAC-GG da amostra C4 através de
microscopia eletrônica de varredura, objetivando uma melhor caracterização de seus
microconstituintes. No metal de solda foi verificada a presença de carbonetos finamente
dispersos na matriz ferrítica, conforme mostrado nas Figuras 141a e b. Na Figura 141c
apresenta a varredura na ZAC-GG, na qual é possível observar a presença de ferrita com
placas laterais (indicação 1), sendo que entre as placas ocorreu a formação de um agregado
ferrita-carboneto, provavelmente perlita fina. Nas Figuras 141c e 141d, observa-se a fase
ferrítica com segunda fase alinhada (indicações 2), a qual é muito semelhante à bainita
superior e bainita granular, citada em alguns trabalhos (Ale, Jorge & Rebello, 1993c).
A Figura 141e mostra a microestrutura da ZAC-GF, destacando a presença de grãos
poligonais de ferrita e perlita, bem como de placas laterais de ferrita intercaladas com perlita.
A Figura 141f mostra o detalhe ampliado indicado na Figura anterior, na qual observa-se a
distribuição dos carbonetos no interior da perlita que intercalam as placas de ferrita.
141
Capítulo VI – Resultados e Discussão
(1)
(2)
(2)
(Indicação 2)
(f)
(e)
(Indicação 2)
(c)
(Indicação 2)
(d)
(b)
(a)
Figura 141. Microscopia eletrônica de varredura dos constituintes: (a) e (b) metal de solda;
(c) e (d) ZAC-GG; (e) e (f) ZAC-GF.
As microestruturas da zona fundida e da ZAC da região da raiz da junta (superfície
interna do tubo) são apresentadas nas Figuras 142a e 142b. Conforme destacado
anteriormente, a zona fundida e a ZAC sofreram um processo de refino de grão ocasionado
pelo ciclo térmico de soldagem do passe de acabamento. Verificou-se que a estrutura bruta
de fusão do metal de solda, formada por zonas colunares foi substituída por grãos
eqüiaxiais, formada basicamente por ferrita poligonal e uma pequena quantidade de perlita
142
Capítulo VI – Resultados e Discussão
fina (Figura 142a). A ZAC também apresentou aparentemente um menor tamanho de grão.
A microestrutura foi constituída por ferrita com placas laterais, ferrita poligonal e perlita fina.
(b)
100
µ
m
(a)
100
µ
m
Figura 142. Microestrutura da superfície interna da amostra C4. (a) Metal de solda; (b) ZAC-
GG refinada pelo passe posterior. Ataque: Nital 2%. Aumento: 75X.
O perfil de microdureza compreendendo todas as regiões da junta da amostra C4 é
apresentado na Figura 143. Verifica-se que a dureza do metal de solda na superfície externa
foi maior inclusive que a da ZAC-GG, comportamento semelhante ao das amostras A e B. É
importante destacar a acentuada queda de dureza sofrida pelo metal de solda e ZAC na
superfície interna do tubo. Mesmo sendo observada ainda uma pequena porção com maior
dureza na ZAC da parte interna do tubo, seu valor teoricamente não é considerado crítico.
Ressalta-se ainda que em todos os pontos avaliados a dureza foi inferior ao limite máximo
estabelecido por norma.
143
Capítulo VI – Resultados e Discussão
Perfil de Microdureza
Amostra C4
-10-8-6-4-20 2 4 6 810
Distância do centro da solda (mm)
100
120
140
160
180
200
220
240
Microdureza (HV)
Metal de solda
ZAC ZAC
Superfície interna
Superfície externa
Figura 143. Perfil de microdureza da amostra C4.
A macrografia da amostra D4, soldada com maior aporte térmico, é apresentada na
Figura 144a. Ao seu lado encontram-se as ampliações das regiões indicadas na
macrografia, que correspondem a varredura ao longo do metal de solda – ZAC – metal de
base para as superfícies externa e interna (Figuras 144b e 144c). Nestas Figuras é possível
observar a região de crescimento de grão da ZAC e de refino (ZAC-GF) tanto da superfície
externa quanto da interna. Verificou-se ainda que, diferentemente da amostra C4, o ciclo
térmico produzido pelo passe de acabamento não foi capaz de promover um satisfatório
grau de refino da ZAC-GG na região da raiz.
A microestrutura do metal de solda (Figura 145a) foi semelhante à da amostra C4,
sendo constituída principalmente por ferrita acicular – AF e ferrita primária de contorno de
grão – PF(G), e ainda por ferrita com segunda fase alinhada (ferrita com placas laterais) –
FS(SP).
Na Figura 145b é apresentada a microestrutura da ZAC-GG adjacente ao cordão de
solda. Dentre os principais microconstituintes identificados, destaca-se a ferrita pró-eutetóide
nos contornos de grão da austenita prévia, ferrita com MAC não alinhado, ferrita com MAC
alinhado e perlita fina. A microestrutura da ZAC-GF e da ZAC-IC apresentou-se dentro dos
padrões, com ferrita poligonal e perlita (Figuras 145c e 145d).
144
Capítulo VI – Resultados e Discussão
(c)
(b)
Figura 144. Extensão da ZAC da amostra D4. (a) Superfície externa; (b) Superfície
interna. Ataque: Nital 2%. Aumento: 27X.
(a)
145
Capítulo VI – Resultados e Discussão
(b)
100
µ
m
(a)
100
µ
m
(c)
100
µ
m
(d)
100
µ
m
Fig -ura 145. Microestrutura da superfície externa da amostra D4. (a) Metal de solda; (b) ZAC
GG; (c) ZAC-GF; (d) ZAC intercrítica. Ataque: Nital 2%. Aumento: 75X.
Diferentemente do que ocorreu com o metal de solda da amostra C4 na região da raiz,
a microestrutura da amostra D4 não sofreu alteração, permanecendo com aspecto
semelhante ao do estado bruto de fusão. Na Figura 146a é possível observar a
microestrutura, constituída em grande parte por ferrita acicular – AF, ferrita primária de
contorno de grão – PF(G) e ferrita com segunda fase alinhada (placas laterais) – FS(SP).
Este fato pode ser atribuído ao elevado aporte térmico desta amostra, o qual ocasionou a
formação de uma grande poça de fusão, que penetrou excessivamente no metal de solda da
raiz, causando sua refusão. Além disso, submeteu o restante do metal de solda a
temperaturas na faixa de 1200ºC, que com o subseqüente resfriamento produziram a
microestrutura observada.
A microestrutura da ZAC também não sofreu alteração microestrutural significativa na
região da raiz (Figura 146b). Observa-se uma predominância de ferrita com MAC alinhado e
ferrita pró-eutetóide nos contornos de grão da austenita prévia e perlita fina no interior. Visto
que o ciclo térmico foi capaz de promover a refusão quase que completa da zona fundida do
146
Capítulo VI – Resultados e Discussão
passe de raiz, tem-se então que este também promoveu a continuidade da ZAC-GG da
adjacência da raiz da solda.
(b)
100
µ
m
(a)
100
µ
m
Figura 146. Microestrutura da superfície interna da amostra D4. (a) Metal de solda; (b) ZAC-
GG refinada pelo passe posterior. Ataque: Nital 2%. Aumento: 75X.
O perfil de microdureza da amostra D4, apresentado na Figura 147, indica que o
comportamento da dureza nas superfícies exterior e interior do tubo foi praticamente o
mesmo, confirmando que o ciclo térmico do passe de acabamento não promoveu nenhum
efeito benéfico à região interna do tubo. Este resultado era esperado uma vez que não
foram observadas mudanças significativas de microestrutura na região da raiz da junta.
Perfil de Microdureza
Amostra D4
-10-8-6-4-20246810
Distância do centro da solda (mm)
100
120
140
160
180
200
220
240
Microdureza (HV)
Metal de solda
ZAC
ZAC
Superfície interna
Superfície externa
Figura 147. Perfil de microdureza da amostra C4.
147
Capítulo VI – Resultados e Discussão
Mesmo não sofrendo redução de dureza, a Figura 147 mostra que nenhum ponto
analisado na superfície interna apresentou valores de dureza acima do limite máximo
permitido para evitar problemas de corrosão sob-tensão.
6.10.3 Tubos com diâmetro de 2 polegadas soldados automaticamente.
A Figura 148a apresenta a macrografia da junta soldada pelo processo TIG orbital,
bem como a extensão da ZAC nas superfícies externa e interna do tubo (Figuras 148b e
148c). Como era esperado, ambas as superfícies apresentaram microestruturas com
granulação grosseira.
Na microestrutura do metal de solda foram observadas ferrita com segunda fase
alinhada – FS(A), ferrita com segunda fase alinhada (placas laterais) – FS(SP), nos
contornos da austenita prévia, grande quantidade de agregado ferrita-carboneto (perlita fina)
no interior do grão da austenita prévia, e alguma ferrita acicular (Figura 149a). A ZAC-GG foi
constituída por ferrita com MAC alinhado e não-alinhado, ferrita pró-eutetóide de contorno
de grão e perlita, conforme mostrado na Figura 149b. A microestrutura da ZAC-GF foi
formada por ferrita poligonal e perlita, e ainda uma ferrita com aspecto mais agulhado,
semelhante à ferrita com placas laterais (Figura 149c). A ZAC-IC apresentou
comportamento semelhante às demais amostras avaliadas (Figura 149d).
Embora se tenha trabalhado os ajustes dos parâmetros de soldagem para
fornecimento de máxima energia e obtenção de uma junta com penetração total, e nos
testes este comportamento tenha sido comprovado, verificou-se entretanto, que na
soldagem dos corpos de prova definitivos esta condição não foi completamente atendida,
restando ainda um pequeno trecho com falta de fusão (Figura 150). Nesta Figura são
observados basicamente os mesmos constituintes citados na Figura 149b, por se tratarem
da mesma região (ZAC-GG). Embora em algumas regiões seja observada uma boa
interação entre as duas partes da junta, a incompleta fusão e a presença de microvazios
(pontos escuros) constituem um sério problema que deve ser eliminado. A presença de
vazios que pode atuar como concentradores de tensões, favorecendo assim a nucleação e
propagação de trincas. Contudo, acredita-se que esta pequena região não fundida não
compromete os resultados referentes às tensões residuais.
148
Capítulo VI – Resultados e Discussão
(a)
Figura 148. Extensão da ZAC da amostra O4. (a) Superfície externa; (b) Superfície interna.
Ataque: Nital 2%. Aumento: 27X.
(b)
(c)
149
Capítulo VI – Resultados e Discussão
(b)
100
µ
m
(a)
100
µ
m
(c)
100
µ
m
(d)
100
µ
m
Figura 149. Microestrutura da superfície externa da amostra O4. (a) Metal de solda; (b) ZAC-
GG; (c) ZAC-GF; (d) ZAC intercrítica. Ataque: Nital 2%. Aumento: 75X.
100
µ
m
Figura 150. Microestrutura da ZAC-GG superfície interna da amostra O4. Ataque: Nital 2%.
Aumento: 75X.
150
Capítulo VI – Resultados e Discussão
Buscando caracterizar melhor os microconstituintes da junta soldada pelo processo
orbital, foi procedida a análise através de microscopia eletrônica de varredura. Na Figura
151 são observados alguns destes microconstituintes. Inicialmente observa-se uma ferrita
com segunda fase alinhada nucleada no contorno de grão da austenita prévia. Tem-se
também nesta mesma Figura (151a) ferrita acicular e agregado ferrita-carboneto (perlita). O
detalhe ampliado da ferrita com segunda fase alinhada mostra a disposição dos carbonetos
entre as ripas de ferrita, semelhante ao aspecto da bainita superior (Figura 151b). Na Figura
151c é apresentada uma ferrita com segunda fase não-alinhada. A disposição dos
carbonetos na matriz ferrítica é melhor apreciada no detalhe ampliado (Figura 151c).
Figura 151. Microscopia eletrônica de varredura da zona fundida da amostra O4.
A microestrutura da ZAC-GG analisada por MEV é apresentada na Figura 152.
Novamente é observada a presença de um microconstituinte formado por ripas de ferrita e
carbonetos precipitados ao seu redor (Figuras 152a e 152b). Este microconstituinte é muito
semelhante à bainita granular denominada por Ale, Jorge e Rebello (1993).
151
Capítulo VI – Resultados e Discussão
A Figura 152c mostra uma matriz perlítica e ferrita acicular em seu interior. O detalhe
da Figura 152d mostra a disposição das lamelas de cementita no interior da ferrita. As
Figuras 152e e 152f apresentam o aspecto morfológico de outra perlita bastante encontrada
na ZAC-GG.
Figura 152. Microscopia eletrônica de varredura da ZAC-GG
152
Capítulo VI – Resultados e Discussão
Os resultados de microdureza para as superfícies externa e interna são apresentados
na Figura 153. Observa-se que o comportamento dos perfis ao longo da junta foi bastante
similar, o que já era esperado uma vez que a soldagem ocorre em um único passe, e toda a
junta experimenta praticamente o mesmo ciclo térmico. Verificou-se ainda que na soldagem
orbital, ocorreu um maior nível de dureza, com alguns picos chegando a valores próximos
de 248 HV, constituindo assim uma condição crítica do ponto de vista de dureza, muito
embora os valores de tensões residuais observados para este processo tenham atingido
valores bem abaixo do limite de escoamento (30% a 60% de σ
y
).
Perfil de Microdureza
Amostra O4
-10-8-6-4-20 2 4 6 810
Distância do centro da solda (mm)
100
120
140
160
180
200
220
240
Microdureza (HV)
Metal de solda
Superfície interna
Superfície externa
Figura 153. Perfil de microdureza da amostra O4.
6.11 Considerações finais
Neste trabalho é possível verificar que o mecanismo de formação das tensões
residuais devido ao ciclo térmico de soldagem pode ter aspectos muito mais complexos do
que se imagina. A grande dispersão nos resultados, especialmente para as amostras com 2”
soldadas manualmente com maior aporte térmico é um indicativo de que não existe ainda
uma verdade absoluta sobre o tema.
Diversos fatores como os parâmetros de soldagem, a geometria da junta, número de
passes, a quantidade de metal de solda depositado, e até mesmo as dimensões dos tubos
153
Capítulo VI – Resultados e Discussão
avaliados geraram grande dificuldade para a análise dos resultados e o estabelecimento de
alguma relação direta entre as variáveis e o comportamento das tensões residuais.
Embora a interferência de tantas variáveis tenha ocasionado certa dificuldade na
interpretação dos resultados, e impossibilidade de conclusões mais específicas, ainda assim
uma relevante contribuição pode ser destacada, a de que na soldagem manual, a escolha
adequada nos parâmetros de soldagem pode ocasionar um melhor comportamento do perfil
de tensões, o qual está associado ao maior conforto e controle por parte do soldador.
Além disso, outro fator de caráter metalúrgico que muitas vezes é desconsiderado,
principalmente nas análises numéricas, é que os materiais não são perfeitamente formados,
e apresentam uma série de defeitos a nível macroscópico, microscópico e submicroscópico,
e estes podem ocasionar na prática, variações no comportamento das tensões para
materiais teoricamente soldados sob as mesmas condições.
Este comportamento foi especialmente comprovado na soldagem pelo processo TIG
orbital, no qual a automatização do processo garante uma alta reprodutibilidade das
condições de soldagem. Embora as amostras tenham apresentado, de uma forma geral,
comportamentos semelhantes, mesmo assim, nenhum perfil foi perfeitamente igual aos
demais, demonstrando que mesmo nos casos em que um alto rigor no controle dos
parâmetros é seguido, não é possível garantir uma igualdade de resultados em todas as
amostras.
Por fim, destaca-se que a princípio não existem relações consistentes entre tensões
residuais, dureza e microestrutura, e principalmente, que assegurar um baixo nível de
dureza a uma junta soldada, não necessariamente corresponde à obtenção de um baixo
nível de tensões residuais. Esta informação é fundamental para os setores de projeto e
manutenção, pois a elaboração de procedimentos de soldagem e especificação de
tratamentos térmicos pós-soldagem muitas vezes é baseada somente em critérios de
dureza, que não necessariamente conduzem a uma condição favorável do ponto de vista
das tensões residuais.
154
CAPÍTULO VII
Conclusões
7. Conclusões
Com base nos resultados experimentais apresentados neste trabalho foi possível
concluir que:
• A medição de tensões residuais por difração de raio-X usando o minidifratômetro
para aplicações em campo, mostrou-se bastante eficaz na determinação do perfil d
e tensões em tubulações de aço carbono soldadas em junta de topo.
• O ajuste de curva por funções analíticas para determinar a correta localização do
pico de difração de raio-X mostrou-se um método bastante adequado, reduzindo o
erro das medidas.
• Dentre as funções avaliadas as que apresentaram melhores resultados foram a
Pearson VII e a Lorentz.
• As medições das tensões residuais axiais realizadas na superfície externa do tubo
mostraram que o comportamento do perfil de tensões é diferente do normalmente
encontrado na literatura para chapas, sendo formado por tensões compressivas na
região da solda (zona fundida e zona afetada pelo calor) e por tensões trativas nas
regiões mais afastadas.
• Elevados níveis de tensões residuais axiais compressivas na superfície externa de
tubos de parede fina, localizadas na região da solda, podem representar uma
situação crítica, visto que o comportamento linear das tensões ao longo da
espessura devido ao efeito torniquete é consensual e, portanto, isso indica a
presença de elevados níveis de tensões residuais de tração no metal de solda e na
zona afetada pelo calor.
• A geometria da junta pode causar uma assimetria no perfil das tensões ao longo da
solda, fazendo com que as amostras com 4” de diâmetro, independente do ciclo
térmico usado, apresentem o ponto de máxima tensão residual localizado na ZAC
adjacente ao cordão de solda, o qual corresponde ao lado chanfrado da junta.
• Para as amostras com 2” de diâmetro a geometria da junta não influenciou o
comportamento das tensões residuais.
Capítulo VII – Conclusões
• A soldagem com baixo aporte térmico proporciona uma boa uniformidade dos
perfis de tensão. Já as amostras soldadas com elevado aporte térmico apresentam
variações no comportamento do perfil de tensões, resultando em uma difícil
interpretação dos resultados.
• Para as amostras de 4” de diâmetro, verificou-se uma tendência de aumento do
nível das tensões residuais com o aumento do aporte térmico.
• O perfil de tensões residuais para as amostras soldadas pelo processo TIG orbital
apresentou boa uniformidade. Alem disso, quando comparado aos resultados das
tensões residuais do processo manual soldado com baixo aporte térmico, verificou-
se um comportamento bastante semelhante.
• Em virtude da significativa variação nos resultados das amostras soldadas com
elevado aporte térmico para os tubos com 2” de diâmetro, não foi possível
estabelecer qualquer relação entre as tensões residuais e o aporte térmico, e o tipo
de processo (manual e automático) para esta dimensão de tubo.
• O passe de acabamento nas amostras com 4” de diâmetro promoveu um intenso
refino de grão e redução de dureza na microestrutura da solda na superfície
interna, independente do aporte térmico utilizado.
• Para amostras com diâmetro de 2”, verificou-se que a combinação de ciclos
térmicos entre a raiz e o acabamento foi satisfatória para a soldagem com baixo
aporte térmico, provocando um significativo refino de grão da zona fundida e da
zona afetada pelo calor, além de promover uma redução nos valores de dureza.
Entretanto o mesmo comportamento não foi conseguido para a amostra soldada
com mais alto aporte térmico, permanecendo com uma estrutura típica de rápida
velocidade de resfriamento e com grãos grosseiros e com valores de dureza similar
entre as superfícies interna e externa.
• Nenhuma das amostras soldadas apresentou valores de dureza acima do máximo
estabelecido por norma, que é de 248 HV, mostrando que o fato da junta
apresentar dureza baixa, não necessariamente representa que esta não esteja
sujeita a um elevado nível de tensões residuais.
156
CAPÍTULO VIII
Sugestões para trabalhos futuros
1. Desenvolver um software destinado ao ajuste das curvas de difração de raio-X.
2. Avaliar o comportamento das tensões residuais variando outros parâmetros de soldagem
no processo TIG orbital, como pulsação de corrente e de deslocamento.
3. Estudar o efeito da relação entre a energia de cada passe (raiz, enchimento e
acabamento) e o perfil das tensões residuais de soldagem.
4. Explorar o efeito da geometria da junta, quantidade de metal depositado e volume da
poça de fusão sobre o comportamento das tensões.
5. Determinar numericamente a evolução do ciclo térmico de soldagem nos processos
manual e automático.
CAPÍTULO IX
Referências Bibliográficas
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Capítulo IX – Referências Bibliográficas
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