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Campus de Bauru
A INFLUÊNCIA DA TEMPERATURA DE PRÉ-AQUECIMENTO E
TECIMENTO NA MICROESTRUTURA E PROPRIEDADES MECÂNICAS NA
SOLDAGEM MIG/MAG ROBOTIZADA DE AÇOS SAE 8620 COM ABNT
LN28.
FABIANO RICARDO DA COSTA PEREZ
Dissertação apresentada à
Faculdade de Engenharia da
UNESP – Campus de Bauru,
para obtenção do título de
Mestre em Engenharia
Mecânica.
BAURU – SP
Dezembro – 2007
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Campus de Bauru
A INFLUÊNCIA DA TEMPERATURA DE PRÉ-AQUECIMENTO E
TECIMENTO NA MICROESTRUTURA E PROPRIEDADES MECÂNICAS NA
SOLDAGEM MIG/MAG ROBOTIZADA DE AÇOS SAE 8620 COM ABNT
LN28.
FABIANO RICARDO DA COSTA PEREZ
Orientador: Prof. Dr. Yukio Kobayashi
Dissertação apresentada à
Faculdade de Engenharia da
UNESP – Campus de Bauru,
para obtenção do título de
Mestre em Engenharia
Mecânica.
BAURU – SP
Dezembro – 2007
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DEDICATÓRIA
Dedico a minha querida esposa
e companheira pela compreensão e
ajuda para que esse trabalho fosse
concluído.
A minha avó, minha mãe e
minha tia pelo apoio concedido
durante toda a minha formação
escolar e acadêmica.
AGRADECIMENTOS
Agradeço a Deus por ter me dado saúde, disposição, tranqüilidade,
sabedoria e ajuda em todos os momentos que necessitei.
À minha esposa e companheira Cintia Aparecida Fernandes, pela
paciência e apoio na elaboração desse trabalho.
A minha avó Maria de Lourdes, a minha tia Fátima Aparecida e a minha
mãe pelo esforço que fizeram para me proporcionar uma boa educação e
formação.
Ao Prof. Dr. Yukio Kobayashi pela orientação, empenho e colaboração
nesta dissertação e, fundamentalmente, pela amizade, compreensão e apoio
durante estes anos de trabalho.
Aos colegas de trabalho José Carlos, Leandro, Vinicius e Rafael que
ajudaram muito na realização dos ensaios.
A empresa Máquinas Agrícolas Jacto que forneceu todos os recursos
técnicos que possibilitaram a realização desse trabalho.
Aos demais professores, funcionários e alunos da Faculdade de
Engenharia da UNESP – Campus de Bauru que colaboraram direta e
indiretamente para a realização deste trabalho.
“As injúrias devem ser feitas todas de
uma vez, a fim de que, tomando-se-
lhes menos o gosto, ofendam menos.
E os benefícios devem ser realizados
pouco a pouco, para que sejam mais
bem saboreados.”
(Maquiavel)
i
Sumário.
Lista de Figuras.........................................................................................................
ii
Lista de Tabelas........................................................................................................
iv
Resumo......................................................................................................................
vii
Abstract......................................................................................................................
viii
1. Introdução..............................................................................................................
01
2. Objetivos................................................................................................................
03
3. Revisão Bibliográfica............................................................................................
04
3.1. Processo de Soldagem Robotizado MIG/MAG....................................................
04
3.1.1. Descrição do Processo.....................................................................................
04
3.1.2. Equipamentos utilizados no processo de soldagem robotizada MIG/MAG......
05
9DULiYHLVGRSURFHVVR
*DVHVGH3URWHomR
$UDPHVSDUDVROGDJHP0,*0$*
7UDQVIHUrQFLDPHWiOLFDQRSURFHVVR0,*0$*
7HFLPHQWRQRSURFHVVRGHVROGDJHP
3.2. Metalurgia da Soldagem......................................................................................
19
3.2.1. Classificação dos aços......................................................................................
19
3.2.2. Estrutura cristalina dos metais..........................................................................
20
3.2.3. Tratamentos térmicos........................................................................................
23
3.2.4. Propriedades do metal de solda.......................................................................
26
3.2.5. Microestrura da Zona Fundida..........................................................................
38
4. Materiais e Métodos..............................................................................................
48
4.1. Célula de Soldagem.............................................................................................
48
4.2. Dispositivo de Soldagem......................................................................................
51
4.3. Forno de Aquecimento.........................................................................................
52
4.4. Pirômetro..............................................................................................................
52
4.5. Multímetro............................................................................................................
52
4.6. Lixadeira...............................................................................................................
52
4.7. Consumíveis de Soldagem..................................................................................
53
4.8. Material base e corpos de prova..........................................................................
53
4.9. Método experimental............................................................................................
57
4.10. Ensaio de Tração...............................................................................................
64
4.11. Ensaio de Impacto.............................................................................................
65
4.12. Ensaio de Dureza...............................................................................................
65
4.13. Tratamentos estatísticos....................................................................................
65
5. Resultados e discussão.......................................................................................
67
6. Conclusão..............................................................................................................
104
7. Referências Bibliográficas...................................................................................
106
ii
Lista de Figuras.
Figura 3. 1 – Processo de soldagem MIG/MAG (Costa, 2003)...................................
04
Figura 3.2 – Desenho esquemático dos principais equipamentos utilizados no
processo de soldagem robotizado MIG/MAG. (Motoman, 1995)..............................
06
Figura 3.3 – Esquema de uma célula de soldagem com manipulador (robô) de 07
graus de liberdade......................................................................................................
08
Figura 3.4 – Principais componentes de uma tocha de soldagem.............................
09
Figura 3.5 – Efeito da corrente de soldagem num processo MAG, aço carbono,
curto-circuito, Ar-25%CO
2
..........................................................................................
10
Figura 3.6 – Efeito da tensão de soldagem num processo MIG,
alumínio.......................................................................................................................
11
Figura 3.7 – Efeito da velocidade de soldagem num processo MIG alumínio ...........
11
Figura 3.8 – Influência do ângulo e direção da tocha no cordão de solda (Costa,
2003)...........................................................................................................................
12
Figura 3.9 – Transferência curto-circuito (a), globular (b) e spray (c) (Bracarense,
2005)...........................................................................................................................
16
Figura 3.10 - Padrões de movimentação do arame...................................................
18
Figura 3.11 - Transformação sólido-líquido, ferro puro...............................................
21
Figura 3.12 - Transformação sólido-líquido, liga metálica..........................................
21
Figura 3.13 - As três estruturas cristalinas mais comuns dos metais, HC, CFC e
CCC.............................................................................................................................
23
Figura 3.14 - Estimativa de diluição a partir da geometria da solda: (a) junta de
topo; (b) junta com chanfro em V...............................................................................
28
Figura 3.15 - Ciclo térmico de soldagem....................................................................
29
Figura 3.16 – Repartição térmica de uma solda.........................................................
30
Figura 3.17 - As técnicas de soldagem de (a) trançar e (b) filetar..............................
31
Figura 3.18 - Fissuração no centro do cordão em um passe único de alta
penetração..................................................................................................................
32
Figura 3.19 - Caminhos do fluxo de calor em juntas de topo e em ângulo.................
37
Figura 3.20 - Constituintes da zona fundida de aços ferríticos observados ao
microscópio ótico, segundo o sistema do IIW (Ale, 1991)..........................................
40
Figura 3.21 – Constituintes da zona fundida de aços ferríticos (Alé, 1991)................
41
Figura 3.22 - Estrutura Martensítica em aço baixo carbono baixa Liga.....................
43
Figura 3.23 – Estrutura Martensítica Revenida em aço baixo carbono baixa liga......
43
Figura 3.24 – Exemplo de microestrutura composta de ferrita acicular (Vishnu,
1993)...........................................................................................................................
44
Figura 3.25 – Ferrita de contorno de grão (branco) em aço 1045 (Benscoter, 1992).
45
Figura 3.26 – Ferrita poligonal em aço A-36 (Huppi, 1993)........................................
45
Fig 4.1 – Esquema de célula de Soldagem Robotizada ArcWorld 1000...................
48
Figura 4.2 – Fonte de Soldagem Hobart ARC-MASTER 351.....................................
49
Figura 4.3 – Curva V x A do modo MAG da fonte Hobart ARC-MASTER 351 –
(Thermadyne, 1996)....................................................................................................
49
Figura 4.4 – Robot Motoman modelo K6....................................................................
50
Figura 4.5 – Dispositivo de Soldagem........................................................................
51
Figura 4.6 – Dimensões do corpo de prova de soldagem..........................................
54
Figura 4.7 – Dimensões da junta................................................................................
54
Figura 4.8 – Corpo de prova de Micrografia...............................................................
55
Figura 4.9 – Corpo de prova para ensaio de tração.................................................
55
iii
Figura 4.10 – Corpo de prova para ensaio de impacto...............................................
56
Figura 4.11 – Corpo de prova para ensaio de dureza................................................
57
Figura 4.12 – Operação de soldagem dos corpos de prova.......................................
57
Figura 4.13 – Seqüência de passes utilizada no processo de soldagem dos corpos
de prova......................................................................................................................
58
Figura 4.14 – Medição de temperatura interpasses....................................................
58
Figura 4.15 – Processo de eliminação de não conformidades na soldagem dos
corpos de prova...........................................................................................................
58
Figura 4.16 – Corpo de prova pronto para ser pré-aquecido......................................
59
Figura 4.17 – Corpo de prova posicionado no dispositivo de soldagem.....................
59
Figura 4.18 – Travas do corpo de prova.....................................................................
60
Figura 4.19 – Corpo de prova após a execução do primeiro passe de soldagem ou
passe de raiz...............................................................................................................
62
Figura 4.20 – Corpo de prova após a execução dos passes de soldagem de 2 a
10................................................................................................................................
63
Figura 4.21 – Corpo de prova após a execução do 11° passe de soldagem ou
enchimento de raiz......................................................................................................
63
Figura 4.22 – Corpo de prova para ensaio de tração.................................................
64
Figura 4.23 – Corpo de prova para ensaio de micrografia..........................................
64
Figura 4.24 – Máquina de ensaio de tração................................................................
64
Figura 4.25 – Ensaio de Tração..................................................................................
65
Figura 5.1 – Fotomicrografia A de corpo de prova soldado a temperatura ambiente
e tecimento ZIGZAG...................................................................................................
67
Figura 5.2 – Fotomicrografia B de corpo de prova soldado a temperatura ambiente
e tecimento ZIGZAG...................................................................................................
67
Figura 5.3 – Fotomicrografia A de corpo de prova soldado a temperatura ambiente
e tecimento VAIVEM...................................................................................................
68
Figura 5.4 – Fotomicrografia B de corpo de prova soldado a temperatura ambiente
e tecimento VAIVEM...................................................................................................
68
Figura 5.5 – Fotomicrografia A de corpo de prova soldado a temperatura ambiente
e sem tecimento..........................................................................................................
69
Figura 5.6 – Fotomicrografia B de corpo de prova soldado a temperatura ambiente
e sem tecimento..........................................................................................................
69
Figura 5.7 – Fotomicrografia A de corpo de prova soldado com temperatura de
pré-aquecimento de 120°C e com tecimento ZIGZAG... ...........................................
70
Figura 5.8 – Fotomicrografia B de corpo de prova soldado com temperatura de
pré-aquecimento de 120°C e com tecimento ZIGZAG... ...........................................
70
Figura 5.9 – Fotomicrografia A de corpo de prova soldado com temperatura de
pré-aquecimento de 120°C e com tecimento VAIVEM... ...........................................
71
Figura 5.10 – Fotomicrografia B de corpo de prova soldado com temperatura de
pré-aquecimento de 120°C e com tecimento VAIVEM... ...........................................
71
Figura 5.11 – Fotomicrografia A de corpo de prova soldado com temperatura de
pré-aquecimento de 120°C e sem tecimento.......... ...................................................
72
Figura 5.12 – Fotomicrografia B de corpo de prova soldado com temperatura de
pré-aquecimento de 120°C e sem tecimento.......... ...................................................
72
Figura 5.13 – Fotomicrografia A de corpo de prova soldado com temperatura de
pré-aquecimento de 220°C e com tecimento ZIGZAG... ...........................................
73
Figura 5.14 – Fotomicrografia B de corpo de prova soldado com temperatura de
pré-aquecimento de 220°C e com tecimento ZIGZAG... ...........................................
73
iv
Figura 5.15 – Fotomicrografia A de corpo de prova soldado com temperatura de
pré-aquecimento de 220°C e com tecimento VAIVEM... ...........................................
74
Figura 5.16 – Fotomicrografia B de corpo de prova soldado com temperatura de
pré-aquecimento de 220°C e com tecimento VAIVEM... ...........................................
74
Figura 5.17 – Fotomicrografia A de corpo de prova soldado com temperatura de
pré-aquecimento de 220°C e sem tecimento.......... ...................................................
75
Figura 5.18 – Fotomicrografia B de corpo de prova soldado com temperatura de
pré-aquecimento de 220°C e sem tecimento.......... ...................................................
75
Figura 5.19 – Limite de resistência a tração x Temperatura x Processos..................
87
Figura 5.20 – Tenacidade x Temperatura x Processos..............................................
90
Figura 5.21 – Dureza na ZTA 8620 x Temperatura x Processos................................
99
Figura 5.22 – Dureza na ZTA LN28 x Temperatura x Processos...............................
102
Lista de Tabelas.
Tabela 4.1 – Parâmetros de soldagem utilizados com os corpos de prova soldados
á temperatura ambiente..............................................................................................
60
Tabela 4.2 – Parâmetros de soldagem utilizados com os corpos de prova soldados
á temperatura de pré-aquecimento de 120 °C......... ...................................................
61
Tabela 4.3 – Parâmetros de soldagem utilizados com os corpos de prova soldados
á temperatura de pré-aquecimento de 220 °C......... ...................................................
62
Tabela 5.1 – Resultados do Ensaio de Tração para o Corpo de Prova de
Soldagem 01 – Tecimento tipo ZIGZAG sem pré-aquecimento.................................
76
Tabela 5.2 – Resultados do Ensaio de Tração para o Corpo de Prova de
Soldagem 02 – Tecimento tipo VAIVEM sem pré-aquecimento.................................
76
Tabela 5.3 – Resultados do Ensaio de Tração para o Corpo de Prova de
Soldagem 03 – Sem Tecimento e sem pré-aquecimento...........................................
76
Tabela 5.4 – Resultados do Ensaio de Tração para o Corpo de Prova de
Soldagem 04 – Tecimento tipo ZIGZAG e pré-aquecido a 120 °C.............................
77
Tabela 5.5 – Resultados do Ensaio de Tração para o Corpo de Prova de
Soldagem 05 – Tecimento tipo VAIVEM e pré-aquecido a 120 °C.............................
77
Tabela 5.6 – Resultados do Ensaio de Tração para o Corpo de Prova de
Soldagem 06 – Sem Tecimento e pré-aquecido a 120 °C.........................................
77
Tabela 5.7 – Resultados do Ensaio de Tração para o Corpo de Prova de
Soldagem 07 – Tecimento tipo ZIGZAG e pré-aquecido a 220 °C............................
78
Tabela 5.8 – Resultados do Ensaio de Tração para o Corpo de Prova de
Soldagem 08 – Tecimento tipo VAIVEM e pré-aquecido a 220 °C............................
78
Tabela 5.9 – Resultados do Ensaio de Tração para o Corpo de Prova de
Soldagem 09 – Sem Tecimento e pré-aquecido a 220 °C ..........................................
78
Tabela 5.10 – Tabela para análise de variância global...............................................
79
Tabela 5.11 – Saída de dados da Análise de Variância Global..................................
81
Tabela 5.12 – Tabela para análise de variância processo ZIGZAG x Temperaturas,
dados de tensão de ruptura em Kgf/mm²....................................................................
82
Tabela 5.13 – Saída de dados da Análise de Variância Processo ZIGZAG x
Temperaturas..............................................................................................................
82
Tabela 5.14 – Tabela para análise de variância processo VAIVEM x Temperatura,
dados de tensão de ruptura em Kgf/mm²....................................................................
83
Tabela 5.15 – Saída de dados da Análise de Variância Processo VAIVEM x
Temperaturas..............................................................................................................
83
v
Tabela 5.16 – Tabela para análise de variância processo CONTÍNUO x
Temperaturas, tensão de ruptura em Kgf/mm²...........................................................
84
Tabela 5.17 – Saída de dados da Análise de Variância Processo CONTÍNUO x
Temperaturas..............................................................................................................
84
Tabela 5.18 – Tabela para análise de variância Temperatura Ambiente x
Processos, dados de tensão de ruptura em Kgf/mm².................................................
84
Tabela 5.19 – Saída de dados da Análise de Variância Temperatura Ambiente x
Processos....................................................................................................................
85
Tabela 5.20 – Tabela para análise de variância Temperatura de Pré-aquecimento
de 120°C x Processos, dados de tensão de ruptura em Kgf/mm²..............................
85
Tabela 5.21 – Saída de dados da Análise de Variância Temperatura Pré-
aquecimento 120°C x Processos...................... ..........................................................
86
Tabela 5.22 – Tabela para análise de variância Temperatura de Pré-aquecimento
de 220°C x Processos, dados de tensão de ruptura em Kgf/mm²..............................
86
Tabela 5.23 – Saída de dados da Análise de Variância Temperaturas Pré-
aquecimento 220°C x Processos...................... ..........................................................
87
Tabela 5.24 – Dados para análise de variância Global dos resultados do ensaio de
tenacidade...................................................................................................................
88
Tabela 5.25 – Saída de dados para a análise de variância global dos resultados do
ensaio de tenacidade..................................................................................................
89
Tabela 5.26 – Tenacidade média em função da temperatura de pré-aquecimento...
90
Tabela 5.27 – Dados para análise de variância global das médias dos ensaios de
dureza na ZTA do aço ABNT 8620.............................................................................
91
Tabela 5.28 – Saída de dados para a análise de variância global dos resultados do
ensaio de dureza na ZTA do aço ABNT 8620............................................................
92
Tabela 5.29 – Tabela para análise de variância do processo ZIGZAG x
Temperaturas, dureza na ZTA do aço ABNT 8620.....................................................
93
Tabela 5.30 – Saída de dados da Análise de Variância do processo ZIGZAG x
Temperaturas, dureza na ZTA do aço ABNT 8620.....................................................
94
Tabela 5.31 – Tabela para análise de variância do processo VAIVEM x
Temperatura, dureza na ZTA do aço ABNT 8620......................................................
94
Tabela 5.32 – Saída de dados da Análise de variância do processo VAIVEM x
Temperaturas, dureza na ZTA do aço ABNT 8620.....................................................
95
Tabela 5.33 – Tabela para análise de variância do processo CONTÍNUO x
Temperaturas, dureza na ZTA do aço ABNT 8620.....................................................
95
Tabela 5.34 – Saída de dados da Análise de variância do processo CONTÍNUO x
Temperaturas, dureza na ZTA do aço ABNT 8620.....................................................
96
Tabela 5.35 – Tabela para análise de variância Temperatura Ambiente x
Processos, dureza na ZTA do aço ABNT 8620..........................................................
96
Tabela 5.36 – Saída de dados da Análise de Variância Temperatura Ambiente x
Processos, dureza na ZTA do aço ABNT 8620..........................................................
97
Tabela 5.37 – Tabela para análise de variância Temperatura de Pré-aquecimento
de 120°C x Processos, dureza na ZTA do aço ABNT 862 0.......................................
97
Tabela 5.38 – Saída de dados da Análise de Variância Temperatura Pré-
aquecimento de 120°C x Processos, dureza na ZTA do aço ABNT 8620..................
97
Tabela 5.39 – Tabela para análise de variância Temperatura de Pré-aquecimento
de 220°C x Processos, dureza na ZTA do aço ABNT 862 0.......................................
98
Tabela 5.40 – Saída de dados da Análise de Variância Temperaturas Pré-
aquecimento 220°C x Processos, dureza na ZTA do aço ABNT 8620.......................
98
vi
Tabela 5.41 – Dados para análise de variância global das médias dos ensaios de
dureza na ZTA do aço LN 28......................................................................................
100
Tabela 5.42 – Saída de dados para a análise de variância global dos resultados do
ensaio de dureza na ZTA do aço LN 28.....................................................................
101
Tabela 5.43 – Dureza média na ZTA do aço LN 28 em função dos processos..........
102
vii
Resumo.
O objetivo desse trabalho é analisar cientificamente uma realidade encontrada no
chão de fábrica de uma empresa fabricante de equipamentos agrícolas pesados
comparada aos cuidados teoricamente requeridos na soldagem MAG robotizada de
dois aços dissimilares, sendo um aço comum ao carbono, o aço ABNT LN28, e o
outro um aço de baixa liga, o aço SAE 8620. Recomenda-se da literatura que na
soldagem do aço SAE 8620 seja utilizado o pré-aquecimento, dessa forma será
então analisada a influência da temperatura de pré-aquecimento e do tecimento na
microestrutura e na resistência da junta soldada. Para esse objetivo serão soldados
vários corpos de prova sob diferentes temperaturas de pré-aquecimento e condições
de tecimento. Na análise será considerado a microestrutura resultante na zona
termicamente afetada composta pelo material SAE 8620 e a zona fundida, a
resistência a tração e ao impacto da junta soldada obtida no processo e a dureza na
zona termicamente afetada. Concluiremos que não é recomendável, no chão de
fábrica, utilizar-se de pré-aquecimento e fazer estudos aprofundados quanto a
influência do tecimento levando-se em conta que essas variáveis não afetaram
prejudicialmente a microestrutura e resistência da junta e qualquer disposição em
contrário encareceria desnecessariamente o processo.
viii
Abstract.
The objective of this work is to analyze the reality scientifically found in the ground of
factory of a manufacturing company of heavy agricultural equipments compared to
the cares theoretically requested in the robotic GMAW of two dissimilar steels, the
ABNT LN28 steel and a low alloy steel, the SAE 8620 steel. It is recommended of the
literature that in the welding of the steel SAE 8620 the preheating is used, in that way
it will be analyzed the influence of the preheating temperature and of the torch
weaving movement in the microstructure and in the resistance of the welded joint.
For that objective they will be soldiers several test specimens under different
preheating temperatures and weaving movements conditions. In the analysis of the
resulting microstructure will be considered the heating affected zone composed by
the material SAE 8620 and the melted area and the resistance the traction of the
welded joint obtained in the process. We will conclude that it is not advisable, in the
factory ground, to use of preheating and to do deepened studies as the influence of
the torch weaving movement, being considered that those variables didn't affect the
microstructure and resistance of the welded joint prejudicially and any disposition in
opposite would endear the process unnecessarily.
1
1 – Introdução.
A soldagem MIG/MAG é um dos processos de união metálica mais utilizados
na indústria pesada, o processo baseou-se no processo TIG e iniciou-se em 1948 a
partir da necessidade de um processo capaz de controlar o fornecimento de calor na
soldagem de alumínio (Miller Electric, 1962), a partir de 1951 passou a ser utilizado
na soldagem de aço carbono (Moino, 1991) e desde então sua aplicação nas
industrias é cada vez maior.
Aliado ao crescimento do processo de soldagem MIG/MAG, hoje no Brasil, a
robotização apresenta-se como uma técnica alternativa e capaz de revigorar a
competência produtiva e qualitativa da soldagem a arco elétrico com proteção
gasosa, tornando o processo de soldagem MIG/MAG robotizado um dos processos
de maior interesse na indústria seriada de equipamentos pesados (Tremonti, 2000).
Na indústria de veículos fora de estrada, o processo MIG/MAG robotizado é
um dos processos mais utilizados na fabricação de componentes como chassis,
barras de pulverização, caçambas, retro escavadeiras, eixos e outros.
Com o advento de novas exigências técnicas para utilizações cada vez mais
severas, esses produtos têm incorporado em sua composição materiais cada vez
mais resistentes e por sua vez com maior exigência por cuidados dentro do processo
de fabricação. Cuidados esses que vão em direção oposta a necessidade de
produtividade e redução de custos requeridos nos processos de fabricação seriada.
Tendo em vista a soldagem de peças cujo material base é o aço SAE 8620 e
seus similares (ABNT, AISI, ASTM) em aplicações da industria de equipamentos fora
de estrada, sabe-se que o aço em questão é um aço Ni-Cr, portanto suscetível à
formação de estruturas martensíticas quando submetido a aquecimento e
resfriamento rápido, como é característico da operação de soldagem.
É indicado o pré-aquecimento de no mínimo a 40°C e controle de temperatura
interpasses para espessuras máximas de 12,7 mm. Para espessuras de 12,7 mm a
25,4 mm a temperatura seria de 95°C a 150°C e para espessuras entre 25,4 mm e
50,8 mm a temperatura seria de 120°C a 175°C (Winso r, 1993).
Portanto, sabe-se da literatura que mesmo na soldagem de aços de baixa liga
seria recomendável o pré-aquecimento do material antes e durante a soldagem
multipasses, porém na realidade diária da produção nenhum cuidado especial é
utilizado na soldagem desses metais.
2
Dessa forma foi feita a comparação das propriedades mecânicas e
microestruturais de juntas soldadas obtidas sem pré-aquecimento e aquecimento
interpasses e as obtidas utilizando-se da temperatura de pré-aquecimento
recomendada pela literatura. Além disso, foram comparadas as mesmas
características utilizando-se diferentes métodos de tecimento similares aos utilizados
no chão de fábrica.
3
2 – Objetivos.
O objetivo desse trabalho é analisar cientificamente uma condição encontrada
no chão de fábrica comparada aos cuidados teoricamente requeridos na soldagem
de dois aços dissimilares, sendo um aço comum ao carbono, o aço ABNT LN28, e o
outro um aço de baixa liga, o aço SAE 8620.
Para essa análise serão consideradas as propriedades mecânicas e
microestruturais da junta soldada composta pelos materiais dissimilares SAE 8620 e
ABNT LN28.
4
3 – Revisão Bibliográfica.
3.1 – Processo de Soldagem robotizado MIG/MAG.
3.1.1 – Descrição do Processo.
O processo de soldagem robotizado MIG/MAG é considerado um processo de
soldagem automático, pois o metal de adição ou arame de soldagem é alimentado
continuamente através do cabeçote e o Robô controla o posicionamento e
velocidade de avanço da tocha durante as operações de soldagem, mantendo-se
constante variáveis previamente programadas como a velocidade de soldagem,
tecimento, “stick-out” e posição da tocha.
Além do arame são utilizados gases inertes ou ativos para proteger a região
de solda. A Figura 3.1 ilustra o processo.
Figura 3.1 – Processo de soldagem MIG/MAG (Costa, 2003).
Neste processo, a fonte de energia fornece tensão (voltagem) constante e
corrente (amperagem) retificada.
5
O ajuste de amperagem é feito variando-se a velocidade de alimentação do
arame. Quanto maior esta velocidade, maior a corrente que a fonte fornece para
fundir o arame eletrodo.
O ajuste de tensão é feito na fonte, e esta variável é que vai fornecer a
energia necessária para gerar uma quantidade de corrente compatível com a
velocidade de arame selecionada. Para uma tensão de trabalho definida, existe uma
velocidade de arame que torna o arco e a transferência metálica mais estáveis com
pouca geração de respingos.
No processo MIG/MAG trabalha-se com polaridade reversa, isto é, o arame
de soldagem está ligado na polaridade positiva e a peça-obra ligada na polaridade
negativa (Brandi, 1992).
3.1.2 – Equipamentos utilizados no processo de soldagem robotizada MIG/MAG.
Os principais equipamentos do sistema de soldagem robotizada MIG/MAG
são a máquina de soldar (fonte de energia), a unidade de alimentação do arame de
soldagem com seus controles e a tocha de soldagem com sua unidade de
refrigeração. O sistema de alimentação de gás de proteção, o qual pode ser em
cilindros ou rede de gás, e o manipulador ou robô de soldagem com sua respectiva
unidade de controle e programação também fazem parte do sistema. Esses
equipamentos podem ser visualizados na Figura 3.2 e serão discutidos
separadamente na seqüência.
6
Figura 3.2 – Desenho esquemático dos principais equipamentos utilizados no
processo de soldagem robotizado MIG/MAG. (Motoman, 1995).
Fontes de Energia. Atualmente existem dois tipos básicos de fontes de
soldagem para o processo de soldagem MIG/MAG: as fontes convencionais e as
fontes pulsadas.
As fontes convencionais fornecem corrente contínua cujo valor é
praticamente constante no decorrer do tempo. Sua principal característica é a auto
regulagem do arco elétrico com a variação da distância entre o bico de contato e a
peça, logo é chamada de fonte de corrente a potencial constante, existem hoje
inclusive estudos onde usam-se algoritmos para detectar a variação do arco e
corrigir possíveis defeitos (Quinn, 1999).
As fontes pulsadas fornecem corrente contínua, ou retificada, mas sua
intensidade varia no decorrer do tempo entre uma corrente de pico e uma corrente
de base, a transferência da gota é feita quando a corrente atinge o valor de pico.
Essas fontes propiciam soldas de alta qualidade e acabamento, sendo indicadas
para soldagem de alumínio, aço inox e aços carbono onde a estrutura é de
responsabilidade como por exemplo na soldagem de vasos de pressão.
Ao escolher uma fonte de soldagem um dos fatores mais importantes a
considerar é o ciclo de trabalho, uma fonte que por exemplo tem ciclo de trabalho de
7
300A à 60%, em um período de 10 min pode operar com arco aberto por 6 min
(Grist, 1993).
Unidade de alimentação de arame. A unidade de alimentação de arame ou
cabeçote leva o arame de soldagem ou metal de adição desde o carretel ou barrica
até o arco de soldagem através da tocha de soldagem e seus cabos, ele inclui todos
os sistemas de controle da velocidade de arame e da passagem do gás de
proteção. Diferentes tipos de roldanas de tração podem ser montadas de acordo
com o diâmetro e o tipo de arame usado, as mais comuns são as com canais
recartilhados usados para arame tubular, as com canais em U para arame de
alumínio e as com canal em V para a soldagem de arame sólido. No sistema de
soldagem MIG/MAG robotizado o cabeçote é montado sobre o Robô.
Manipulador ou robô. Os robôs utilizados para o processo de soldagem são
manipuladores programáveis com geralmente 6 graus de liberdade e com
capacidade de carga específica para carregar uma tocha de soldagem (6Kgf em
média). Geralmente os robôs de soldagem são montados em bases fixas á frente
dos dispositivos de soldagem e seus posicionadores, porém existem robôs que
podem ter mais graus de liberdade, através de carros que podem deslocar o robô
em um eixo coordenado em relação a peça, como o mostrado na Figura 3.3. A
posição de montagem dos mesmos pode ser normal ou invertida (em cima da peça)
de maneira a facilitar o acesso a todas as juntas de soldagem. Existem robôs que
possuem sensores que poderiam estar checando a posição relativa entre os
componentes da junta e fazer pequenas correções de posicionamento para evitar
falhas de soldagem.
Os controladores dos robôs já são munidos com diversas configurações de
movimentos padronizados para executar soldagens com diversas configurações de
tecimento.
A maior vantagem da utilização dos robôs no processo de soldagem é a
garantia da constância da velocidade de soldagem, posição da tocha e da distância
bico de contato peça durante todo o processo e conforme previamente programado.
É claro que pode-se programar soldagens cujos itens já citados podem ser variados
durante o processo porém sob escolha do programador. O único inconveniente é
que deve-se garantir o perfeito alinhamento entre o caminho percorrido pela tocha
8
de soldagem e o eixo da junta a ser soldada, porém muitos sistemas têm sido
desenvolvidos para monitorar o processo e garantir boa soldagem mesmo com
variações da junta (Alfaro, 2003).
Outras vantagens como produtividade e eliminação de processos
desconfortáveis ao operador como soldagem pesada também têm levado a escolha
pelo processo de soldagem robotizado.
Figura 3.3 – Esquema de uma célula de soldagem com manipulador (robô) de 07
graus de liberdade.
Tocha de soldagem e componentes. A tocha de soldagem utilizada no
processo de soldagem MIG/MAG robotizada é uma tocha refrigerada a água,
levando-se em conta que os sistemas robotizados são projetados para trabalhar em
altos ciclos de trabalho. A tocha de soldagem para executar sua função básica de
manter o arco-elétrico e levar o arame de soldagem continuamente a poça de fusão
é composta por vários itens como pode ser visto na Figura 3.4. Algumas tochas
podem conter em seu corpo sua própria unidade de assistência ao tracionamento de
arame (Holliday, 1993).
9
Figura 3.4 – Principais componentes de uma tocha de soldagem.
3.1.3 – Variáveis do processo.
As variáveis de soldagem são os fatores que podem ser ajustados para
controlar uma solda. Para obter os melhores resultados no processo de soldagem, é
necessário conhecer o efeito de cada variável sobre as diversas características ou
propriedades da solda.
Certas variáveis que podem ser continuamente reguladas e facilmente lidas
constituem controles melhores que aquelas que não podem ser medidas ou só
podem ser modificadas por degraus. De acordo com esta característica, as variáveis
de soldagem são divididas em três grupos: as variáveis pré-selecionadas, as
variáveis primárias e as variáveis secundárias de ajuste.
As variáveis pré-selecionadas para este processo são: o diâmetro e o tipo de
arame, o tipo de gás de proteção e sua vazão; sendo que estes não permitem bons
controles de solda; elas são principalmente determinadas pelo tipo de material
soldado, a sua espessura, a posição de soldagem, o regime de deposição desejado
e as propriedades mecânicas necessárias.
As variáveis primárias controlam o processo depois que as variáveis pré-
selecionadas foram determinadas; elas controlam a formação do cordão, a
estabilidade do arco, o regime de deposição e a qualidade da solda. Estas variáveis
são: a tensão do arco, a corrente de soldagem e a velocidade de avanço.
As variáveis secundárias, que também podem ser modificadas de maneira
contínua, são, as vezes, difíceis de medir com precisão, elas constituem, desta
forma, controles simples, especialmente em soldagem automática. Elas não afetam
diretamente a formação do cordão, mas agem sobre uma variável primária que, por
Bocal
Bico de Contato
Guia Espiral
Difusor do Gás
10
sua vez, provoca uma certa modificação na formação do cordão. Estas variáveis
são: a extensão do eletrodo (“stick-out”), o ângulo do bocal e a velocidade de
alimentação do arame.
A extensão do eletrodo (“stick-out”) é a distância entre o último ponto de
contato elétrico, normalmente a extremidade do bico de contato, e a peça de
trabalho.
O ângulo do bocal é a posição da tocha de soldagem com relação á junta,
esta posição é definida por dois ângulos (transversal e longitudinal). O ângulo
transversal é dado pela posição da tocha e da junta num plano perpendicular á
direção de avanço. Nas soldas de ângulo, o ângulo transversal é normalmente igual
à metade do ângulo formado pelas peças a soldar; nas soldas de topo, ele é de 90°
em relação à superfície das peças.
O ângulo longitudinal é o ângulo entre a linha de centro da pistola e uma linha
perpendicular ao eixo da solda; é este ângulo que é dado como ângulo do bocal.
Utilização das variáveis de soldagem. Quando se deseja modificar uma
característica de uma solda, por exemplo a penetração, deve-se agir sobre uma
variável primária, no caso, a corrente. Se esta variação da penetração for apenas
temporário, por exemplo: a variação local da abertura de raiz, deve-se agir sobre
uma variável secundária, no caso, o comprimento livre do eletrodo.
Influência das variáveis de soldagem. A corrente elétrica (amperagem) é
controlada pela velocidade do arame e um aumento da velocidade do arame,
implica em maior quantidade de eletrodo a ser fundido. Maior quantidade de
corrente de soldagem é fornecida pela fonte de soldagem e vice-versa. A principal
influência desta variável está no controle da penetração de solda. Para um aumento
da corrente de soldagem temos um aumento da penetração em um mesmo valor de
tensão (voltagem) conforme pode ser visualizado na Figura 3.5.
Figura 3.5 – Efeito da corrente de soldagem num processo MAG, aço carbono,
curto-circuito, Ar-25%CO
2
(Fortes, 2005).
11
A tensão de soldagem (voltagem) controla o comprimento do arco elétrico.
Um aumento na voltagem provoca um acréscimo na altura e no diâmetro do cone do
arco. Com o aumento do arco elétrico, uma maior área do metal de solda é
aquecida resultando num cordão mais largo e mais baixo pelo aumento da fluidez
da poça de fusão conforme pode ser visualizado na Figura 3.6.
21V
24V
27V
21V
24V
27V
Figura 3.6 – Efeito da tensão de soldagem num processo MIG, alumínio. (Fortes,
2005).
A velocidade de avanço (velocidade de soldagem) também influencia a
penetração da solda. Para uma velocidade muito alta de soldagem, o arco não
permanece tempo suficiente na região de solda para proporcionar uma boa fusão e
penetração do cordão. Já para uma velocidade baixa, a penetração aumenta mas,
para uma velocidade excessivamente baixa de soldagem, o próprio metal fundido na
poça funciona como isolante térmico para a transferência de calor do arco para o
metal base, prejudicando também a penetração da solda. Na Figura 3.7 pode-se
perceber a diferença na penetração da solda com três valores de velocidade de
soldagem.
45 cm/min
30 cm/min
18 cm/min45 cm/min
30 cm/min
18 cm/min
Figura 3.7 – Efeito da velocidade de soldagem num processo MIG alumínio (Fortes,
2005).
A extensão do eletrodo (“stick-out”), ao ser aumentada gera uma queda na
amperagem e uma elevação na voltagem, uma menor quantidade de corrente é
necessária para fundir o arame devido ao aquecimento do mesmo pelo aumento da
resistência elétrica do circuito. Portanto, aumentando-se o “stick-out”, aumentamos
12
a taxa de fusão do arame e vice-versa. Como esta variável influencia a corrente
elétrica, algumas variações na penetração de solda são observadas.
A inclinação da tocha e seu sentido de soldagem também têm influência
sobre a penetração da solda. Soldando-se com inclinação positiva (puxando a
solda), o arco elétrico atua diretamente sobre a poça de fusão, aumentando a
penetração. Já no sentido negativo (empurrando a solda), o arco elétrico permanece
sobre o metal de base frio, reduzindo a penetração da solda. A inclinação positiva
(puxando a solda) é indicada para a soldagem de chapas galvanizadas ou com
oxidação excessiva. A inclinação negativa (empurrando a solda) é indicada para a
soldagem de alumínio e suas ligas. A inclinação da tocha não deve ser superior a
20°, pois um ângulo maior que este valor pode compr ometer a proteção gasosa,
além de tornar o arco instável e aumentar a quantidade de respingos. A Figura 3.8
mostra a influência no ângulo da tocha no cordão de solda.
Empurrando
Empurrando
Reto
Reto
Puxando
Puxando
Empurrando
Empurrando
Reto
Reto
Puxando
Puxando
Figura 3.8 – Influência do ângulo e direção da tocha no cordão de solda (Costa,
2003).
A indutância é a variável que reduz a quantidade de respingos durante a
transferência por curto circuito. A indutância controla a taxa de aumento da corrente
de curto-circuito tornando maior o tempo necessário para que esta atinja o seu valor
máximo. Desta maneira, o arco elétrico reascende com menos violência reduzindo a
quantidade de respingos.
13
A vazão de gás é responsável pela proteção adequada da poça de fusão,
garantindo soldas isentas de porosidade. O seu valor ideal depende das condições
do ambiente em relação a ventilação e do nível de amperagem utilizado.
Logicamente em função destes fatores, quanto menor o seu valor maior a economia
de gás no processo de soldagem.
3.1.4 - Gases de Proteção.
A função primária dos gases de proteção é proteger o arame, a poça de
fusão e o arco contra efeitos nocivos do ar atmosférico. Em certos casos, a raiz de
solda é protegida contra os efeitos nocivos do ar atmosférico com o uso do gás de
proteção de raiz.
Dentre os principais gases de proteção utilizados no processo de soldagem
MIG/MAG temos o Argônio (Ar) e o Hélio (He), os quais são considerados
metalurgicamente inertes (não reativos), além do Dióxido de Carbono (CO
2
) e o
Nitrogênio (N
2
) que são considerados metalurgicamente ativos (reativos). Alguns
gases são utilizados puros, misturados entre si ou com Oxigênio ou Hidrogênio.
Ao fazer a escolha de um gás de proteção, devem ser considerados os
seguintes fatores: processo de solda, metal base, estabilidade do arco, tipo de
transferência do metal, velocidade de soldagem, espessura da chapa, penetração,
geometria do cordão e acabamento.
Para que o efeito do gás de proteção seja o desejado, o fluxo deverá ser
ajustado corretamente. Fluxo muito baixo resulta em superfície de solda
frequentemente oxidada. Se o fluxo de gás for muito alto, o mesmo resultado será
obtido devido à turbulência na saída do bocal, que succiona o ar ambiente para o
arco.
Os gases de proteção influenciam a penetração, quantidade de respingos,
acabamento, queima de elementos de liga, tipo de transferência e outros.
Uma das misturas mais utilizadas é a mistura argônio-dióxido de carbono,
nesse caso a mistura é considerada ativa. A adição de pequenos teores de gases
ativos aos gases inertes têm como função a alteração do contorno do cordão,
diminuir a ocorrência de respingos e de mordedura e aumentar a penetração. A
quantidade de gás ativo adicionado depende da geometria da junta, da posição de
soldagem e da composição do metal base. O CO
2
é usado exclusivamente para a
14
soldagem de aços-carbono e aços de baixa liga. As vantagens de seu uso são seu
baixo custo e elevadas penetração e velocidade de soldagem. Porém pode gerar
excesso de respingos e porosidades. A adição de argônio ao CO
2
encarece a
mistura mas melhora o acabamento da soldagem, diminui a quantidade de
respingos e auxilia na soldagem de chapas finas devido a diminuição da
temperatura do arco. Ainda em relação a mistura CO
2
e argônio, ao aumentar-se o
nível de CO
2,
aumenta-se a instabilidade do arco e após um nível de 30% de CO
2
, o
comportamento do arco seria o mesmo de soldar com CO
2
puro (Kunrath, 2004).
A potência de fusão, a temperatura da poça e a temperatura da gota do metal
de transferência são maiores com CO
2
do que em gás inerte (Couto, 2000).
Nas soldagens de aço baixo carbono, misturas ricas em argônio possibilitam
valores mais elevados de tenacidade, tanto a altas quanto a baixas temperaturas,
provavelmente devido aos reduzidos teores de oxigênio absorvidos pelo metal de
solda e a presença de uma maior quantidade de ferrita acicular (Gomes, 2001). No
tocante a resistência a tração, escoamento e alongamento, não existem diferenças
substanciais com variação das misturas de proteção (Canto, 1991).
O argônio promove uma fácil abertura do arco e operação estável. Também
pode ser usado em processos onde a distorção do metal base precisa ser
controlada (Lyttle, 1993).
3.1.5 - Arames para a soldagem MIG/MAG.
Os arames para a soldagem MIG/MAG são sólidos com diâmetros de 0,6 a
1,6 mm. Utilizando-se o mesmo equipamento da soldagem MIG/MAG poderíamos
utilizar arames tubulares com diâmetro de até 2,4mm. Estes arames possuem em
seu interior um fluxo semelhante ao utilizado em eletrodos revestidos. Esta
característica tem como objetivo aumentar a produtividade e produzir metais de
solda com propriedades físico-químicas bem específicas, ampliando o campo de
aplicação dos equipamentos do processo. Estudos mostraram que ao utilizar-se de
parâmetros de soldagem adequados para cada consumível, arames alma metálica
de 1,2 mm de diâmetro apresentaram uma maior taxa de deposição que o arame
sólido de 1,2 mm de diâmetro (Araújo, 2004).
15
Atualmente existe uma gama muito grande de tipos de arame para o
processo, que seguem especificações como as ditadas pela AWS (Sociedade
Americana de Soldagem), uma das mais utilizadas.
Os arames para soldagem são constituídos de metais ou ligas metálicas que
possuem composição química, dureza, condições superficiais e dimensões bem
controladas. Arames de má qualidade em termos destas propriedades citadas,
podem produzir falhas de alimentação, instabilidade do arco e descontinuidades no
cordão de solda. Arames de aço carbono geralmente recebem uma camada
superficial, de cobre com o objetivo de melhorar seu acabamento superficial e seu
contato elétrico com o bico de cobre. Os arames de aço usados com proteção de
CO
2
contém maiores teores de Silício e Manganês em sua composição, devido a
sua ação desoxidante. A seleção do arame a ser utilizado em uma dada operação, é
feita em termos da composição química do metal de base, do gás de proteção a ser
usado e da composição química e propriedades mecânicas desejadas para a solda.
Os arames de soldagem podem ser fornecidos em barricas ou em carretéis.
O arame de soldagem escolhido deve proporcionar um depósito ou junta
soldada com características mecânicas iguais ou superiores as características do
metal de base (Lincoln, 1998).
3.1.6 - Transferência Metálica no processo MIG/MAG.
Existem três tipos básicos de transferência metálica neste processo, que
dependem do tipo de gás de proteção utilizado, nível de energia (corrente/tensão),
diâmetro e tipo do arame de adição e tipo do metal base. Temos ainda um quarto
modo que seria o pulsado (Lincoln, 2000).
Um dos tipos de transferência existentes é a transferência por curto circuito,
ela pode ser alcançada com qualquer tipo de gás de proteção a um baixo nível de
corrente/tensão. A ponta do arame vai se fundindo pela ação do arco elétrico e
aumenta de tamanho até atingir a peça, onde o arco se extingue. A gota então é
destacada e transferida a peça pela ação de forças eletromagnéticas e o efeito
“pinch” que estrangula a ponta do arame. Neste momento ocorre a reignição do arco
elétrico onde a corrente atinge o valor de corrente de curto circuito gerando os
respingos. A Figura 3.9 (a) mostra a foto de um processo de transferência por curto
circuito. Estudos mostraram que o diâmetro do arame, quando solda-se em regime
16
de curto-circuito não afeta a relação entre a taxa de fusão e a corrente de soldagem
(Santos, 2002).
(a) (c)
(b)
(a) (c)
(b)
Figura 3.9 – Transferência curto-circuito (a), globular (b) e spray (c) (Bracarense,
2005).
Esse tipo de transferência permite a soldagem em todas as posições pelo
fato de possuir uma energia relativamente baixa.
A utilização de misturas a base de argônio proporciona boa estabilidade de
arco e gotas pequenas minimizando a projeção de respingos.
Um outro tipo de transferência existente, obtida com nível de energia maior
que na transferência por curto circuito é a transferência globular. Misturas a base de
argônio com menos de 15% de CO
2
possuem uma pequena faixa de trabalho em
regime globular, passando para spray com o aumento da energia de soldagem.
Misturas com mais de 15% de CO
2
ou CO
2
puro não entram em “spray”,
permanecendo em regime globular com o aumento da energia de soldagem.
Nesta transferência, o metal se projeta por gotas de diâmetro igual ou maior
que o diâmetro do arame, principalmente quando se utiliza o gás CO
2
como gás de
proteção. Com isto, temos maior geração de respingos.
Com este tipo de transferência pode-se trabalhar somente na posição plana
devido ao grande volume da gota e a alta fluidez da poça de fusão. Esse processo
pode ser visto na Figura 3.9 (b).
O modo de transferência em “spray” é muito estável e praticamente isento de
respingos (Bracarense, 2003) mas necessita de alta energia de soldagem. O metal
é transferido por pequenas gotículas que são arremessadas em direção a peça por
forças eletromagnéticas muito fortes. Apesar da intensidade destas forças, só se
pode utilizar este tipo de transferência na posição plana, pois a poça de fusão é
muito fluida devido a alta energia envolvida no processo. A transferência em “spray”
17
não é alcançada quando se utiliza o CO
2
puro ou misturas com mais de 15% de CO
2
como gás de proteção.
Utilizando-se então misturas a base de argônio com menos de 15% de CO
2
ou misturas de argônio com oxigênio, obtém-se a transferência em “spray” que
proporciona alta taxa de deposição (produtividade), grande penetração com
pouquíssima geração de respingos, já que o arco elétrico não apaga. A Figura 3.9
(c) mostra uma foto ilustrativa do processo.
Quando solda-se com arame tubular, existem diferenças no que se refere a
formação da gota comparando-se ao arame sólido. Devido ao fluxo existente no
interior do arame tubular, o qual funciona como um isolante, a corrente percorre o
arame de soldagem pelo seu anel externo e a gota forma-se e cresce em torno do
fluxo, sem que este se funda e integre a mesma (Lima, 2006). Na soldagem com
arame tubular tipo alma metálica espera-se que para baixas correntes ocorra
transferência por curto-circuito e transferência por spray para correntes mais altas
(Starling, 2006).
Outro modo de transferência utilizado é a que conseguimos através de
corrente pulsada, a pulsação foi introduzida para controlar a transferência do metal
a cada intervalo de tempo, obtendo a transferência de uma gota a cada pulso e com
uma baixa corrente média (Corrêa, 2001).
Também observa-se que transferência por “spray” à corrente pulsada
acarreta numa menor degradação da dureza da zona termicamente afetada
comparativamente a corrente constante (Brandão, 2004).
3.1.7 - Tecimento no processo de soldagem.
A movimentação trançada ou oscilação lateral do arame de soldagem
(tecimento) durante a solda é usado quando é necessário um cordão espalhado ou
trançado. Cordões trançados são normalmente usados quando são feitas soldas de
topo e de ângulo.
O trançamento (tecimento) pode ser feito em vários padrões dependendo do
tipo de solda, da preparação da junta e da habilidade do soldador. A Figura 3.16
mostra diferentes padrões de trançamento que são usados pelos soldadores para
produzir boas soldas. Os formatos mostradas na Figura 3.10 (a e i) são os mais
18
usadas em soldagens de topo. Os padrões de trançamento para soldas de ângulo
dados na Figura 3.10 (d e g) são os mais apropriados.
Figura 3.10 - Padrões de movimentação do arame.
Os padrões (a) e (e) são usados onde mais calor é necessário ser aplicado
em ambos os lados da junta; o padrão (b) é particularmente adequado para chapa
grossa. O padrão (f) é particularmente adequado quando mais calor deve ser
aplicado a uma borda enquanto os padrões (g) e (h) são úteis quando o calor deve
ser aplicado no meio da solda.
Para obter um cordão consistente é essencial que o balanço do movimento de
trançagem seja mantido constante. Pode-se obter uma solda correta, bem
penetrada, sadia e de alta qualidade somente se os movimentos do soldador forem
bem controlados e só se consegue isso através da prática e experiência.
Porém é importante dizer que quando se impõe o movimento de tecimento à
tocha de soldagem, como é usual no passe de raiz, há também variação na
freqüência de transferência de gotas, que ocasiona a variação da corrente e tensão
de soldagem, surgindo a tendência à falta de fusão ou excessiva fluidez da poça e
recuo do reforço da raiz. Ainda quanto ao passe de raiz, variações na abertura de
raiz também podem afetar o processo, mas estudos foram feitos soldando-se chapas
de topo de até 15mm de espessura onde aberturas de raiz variando de 0 até 6mm
não afetaram significativamente a resistência da junta (Jang, 2001).
Em soldagem robotizada, existem programas pré-definidos que podem ser
escolhidos conforme a necessidade do processo e que, em função da estabilidade
do manipulador, eliminam os inconvenientes do tecimento realizado manualmente o
qual depende muito da habilidade e experiência do soldador.
Durante o movimento de oscilação podem ser observadas variações no
comprimento do arco, resultando então em variações de tensão proporcionais as
19
quais podem ser percebidas geralmente no centro da junta e nas bordas, essas
oscilações podem implicar em diferenças nas características do cordão em
diferentes regiões da junta soldada, estudos mostraram que a amplitude da
oscilação deve ser relacionada com o diâmetro do arame e valores ótimos foram
encontrados quando a amplitude da oscilação ficou entre 2 e 2,5 vezes o diâmetro
do arame de soldagem (Kim, 2005).
3.2 – Metalurgia da Soldagem.
3.2.1 - Classificações dos aços.
As classificações mais comuns para os aços são em função da composição
química e de seu teor de carbono: aços carbono, aços de baixa liga, aços de média
liga e aços de alta liga.
O aço carbono é basicamente uma liga de ferro e carbono, alcançando seus
níveis de resistência e de dureza principalmente através da adição de carbono. Os
aços carbono são classificados quanto à composição química em três grupos
(Chiaverini, 1996), dependendo de seus níveis de carbono:
x Aços de baixo carbono, com até 0,2% carbono;
x Aço de médio carbono , com C entre 0,2% até 0,5%;
x Aço de alto carbono – com C acima de 0,5 % carbono até 2,0%.
A classificação em grupos é difusa e as vezes permite alguma sobreposição,
alguns autores por exemplo classificam aços com carbono inferior a 0,3% como aços
de baixo carbono e outros classificam apenas os aços com teor de carbono inferior a
0,15% como aço de baixo carbono (Somers, 1993).
Os aços de baixo carbono são os grupos mais produzidos por causa de sua
relativa resistência e boa soldabilidade, já os aços de baixa liga possuem maior
limite de escoamento e de resistência que aços doces ou aços carbono estruturais.
Como eles apresentam altas razões resistência-peso, com seu uso é possível
reduzir o peso de carros, caminhões, máquinas agrícolas, etc.
Essas melhores propriedades dos aços de baixa liga são conseguidas devido
as pequenas quantidades de elementos de liga que produzem consideráveis
20
melhorias em suas propriedades. Os elementos de liga são adicionados para
melhorar a resistência mecânica e a tenacidade e para diminuir ou aumentar a
resposta ao tratamento térmico. São geralmente definidos como aqueles que
possuem teor total de liga de 1,5% a 8,0%. Os elementos de liga mais comuns são o
manganês, silício, cromo, níquel, molibdênio e vanádio. Aços de baixa liga podem
conter quatro ou cinco desses elementos de liga em diversos teores.
Aços carbono comuns, que apresentam fragilidade a baixas temperaturas,
não são confiáveis em aplicações críticas. Por isso, aços de baixa liga com adição
de níquel são freqüentemente empregados em situações de baixa temperatura. Para
evitar que os aços percam sua resistência a altas temperaturas são adicionadas
pequenas quantidades de cromo ou de molibdênio. Os aços de baixa liga requerem
em alguns casos maiores cuidados em sua fabricação e soldagem.
3.2.2 - Estrutura cristalina dos metais.
Os metais se solidificam na forma cristalina. Num cristal os átomos ou as
moléculas são mantidos numa posição determinada e não estão livres para se
movimentar como as moléculas de um líquido ou de um gás. Esse posicionamento
determinado é conhecido como rede cristalina. À medida que a temperatura de um
cristal é aumentada, mais energia térmica (calor) é absorvida pelos átomos ou
moléculas, e seu movimento de vibração aumenta. À medida que a distância entre
os átomos aumenta, o arranjo cristalino se desfaz e o cristal se funde. Se a rede
contiver apenas um tipo de átomo, como no ferro puro, as condições serão as
mesmas em todos os pontos da rede, e o cristal fundir-se-á a uma determinada
temperatura como pode ser visto na Figura 3.11. A forma e o tamanho dos grãos em
uma amostra de um metal puro são determinadas inicialmente por nucleação e
crescimento durante a solidificação e posteriormente pelo crescimento do grão após
a solidificação (Bever, 1992).
21
Figura 3.11 - Transformação sólido-líquido, ferro puro.
Entretanto, se a rede contiver dois ou mais tipos de átomos, como em
qualquer aço liga, a fusão pode se iniciar a uma temperatura mas não ocorrer de
forma completa até que seja atingida uma temperatura mais alta como pode ser visto
na Figura 3.12. Isso cria uma situação em que existe uma combinação de líquido e
sólido dentro de uma faixa de temperaturas.
Figura 3.12 - Transformação sólido-líquido, liga metálica.
Cada metal possui uma estrutura cristalina característica que se forma
durante a solidificação e assim permanece enquanto o material ficar à temperatura
ambiente. A capacidade de os átomos de um material se transformarem em duas ou
22
mais estruturas cristalinas a temperaturas diferentes é definida como alotropia. Os
aços são ligas metálicas alotrópicas.
Alguns metais podem sofrer alterações na estrutura cristalina à medida que a
temperatura muda, fenômeno conhecido como transformação de fase. Por exemplo,
o ferro puro solidifica-se a 1535°C, quando o ferro delta (Fe-į) transforma-se numa
fase chamada ferro gama (Fe-Ȗ). O ferro gama é comumente conhecido como
austenita, e é uma estrutura não magnética.
Quando atinge a temperatura de 910°C, o ferro puro transforma-se
novamente na estrutura de ferro delta, porém a essa temperatura a fase é
denominada ferro alfa (Fe-Į). Essas duas fases possuem nomes diferentes para
separar claramente a fase a alta temperatura (Fe-į) da fase a baixa temperatura
(Fe-Į).
Os metais sólidos possuem uma estrutura cristalina com arranjos ordenados
de átomos chamados de rede cristalina. Essas redes são responsáveis por muitas
das propriedades dos metais. As estruturas cristalinas mais comuns encontradas
nos metais estão mostradas na Figura 3.13. A primeira estrutura seria uma estrutura
hexagonal compacta (HC), a segunda uma estrutura cúbica de face centrada (CFC)
e a última uma estrutura cúbica de corpo centrado (CCC) (Barros, 2002).
Os elementos de liga, chamados de solutos, ficam localizados na matriz do
metal predominante em um ou em dois modos. Os átomos de soluto podem ocupar
os sítios da rede substituindo alguns dos átomos da matriz, chamados de solvente.
Alternativamente, se os átomos de soluto forem suficientemente pequenos, eles
podem se ajustar nos espaços entre os átomos do solvente.
23
Figura 3.13 - As três estruturas cristalinas mais comuns dos metais, HC, CFC e
CCC.
3.2.3 - Tratamentos térmicos.
Tratamento térmico é o conjunto de operações de aquecimento e resfriamento
a que são submetidos os materiais, objetivando alterar sua microestrutura e
consequentemente, suas propriedades (Siccardi, 2005).
A temperatura à qual o metal é aquecido, o período de tempo em que ele é
mantido àquela temperatura e a taxa sob a qual ele é resfriado, todos esses
parâmetros influenciam na estrutura cristalina do metal. Essa estrutura cristalina,
normalmente denominada microestrutura, determina as propriedades específicas
dos metais. Há vários modos de se manipular a microestrutura, seja na siderúrgica
ou no procedimento de soldagem. Dentre os métodos mais comuns de se manipular
a microestrutura estão os tratamentos térmicos.
Tratamentos térmicos raramente são requeridos para aços de baixo carbono
ou estruturais, embora sejam ocasionalmente empregados para evitar empenamento
24
ou para garantir baixa dureza e facilitar a usinagem. Na seqüência será descrito o
tratamento denominado de pré-aquecimento.
Pré-aquecimento. Os metais em sua maioria são bons condutores de calor.
Conseqüentemente o calor na região de soldagem é rapidamente escoado por toda
a massa envolvida no processo, acarretando um resfriamento relativamente rápido.
Para cada composição de aço existe uma taxa de resfriamento crítico e se a taxa de
resfriamento escolhida excede o valor crítico do metal de solda, estruturas duras de
martensita podem se desenvolver e então existe um grande risco de fraturas sobre a
influência das tensões térmicas na presença de hidrogênio (Tsai, 1993). O pré-
aquecimento da junta a ser soldada é uma maneira de reduzir a taxa de resfriamento
do metal. A temperatura de pré-aquecimento pode variar de 50°C a 540°C, sendo
mais comumente aplicada na faixa de 150°C a 200°C.
Durante a soldagem de aços de alto carbono ou de alta liga existe o perigo de
que o depósito de solda e a zona termicamente afetada contenham altos percentuais
de martensita, um constituinte duro do aço. Tais soldas possuem alta dureza e baixa
ductilidade e podem mesmo vir a trincar durante o resfriamento (AWS, 1987). O
objetivo do pré-aquecimento (e também do pós-aquecimento) é manter o teor de
martensita da solda a um nível mínimo. De ambos os tratamentos resultam melhor
ductilidade, baixa dureza e menor probabilidade de fissuração durante o
resfriamento (Keehan, 2006).
A martensita forma-se realmente durante o resfriamento da solda e da zona
termicamente afetada. A quantidade de martensita formada pode ser limitada
reduzindo-se a taxa de resfriamento da solda. O pré-aquecimento aumenta a
temperatura do metal vizinho à solda, de tal modo que o gradiente de temperatura
(isto é, a diferença de temperatura) entre a solda e sua vizinhança fique reduzido. O
resultado é que a zona de soldagem aquecida resfria-se mais lentamente, visto que
a taxa de resfriamento é diretamente proporcional ao gradiente de temperatura entre
as massas quente e fria.
Em resumo, o pré-aquecimento reduz o risco de trincas induzidas por
hidrogênio; as tensões de contração e a dureza na zona termicamente afetada
(ZTA).
Se esses tratamentos térmicos devem ou não ser aplicados depende da
temperabilidade do metal a ser soldado. Se corpos de prova soldados sem
25
tratamento apresentarem baixa ductilidade ou dureza muito alta, é indicativo da
necessidade de pré-aquecimento ou pós-aquecimento. Além da composição
química, a rigidez da junta a ser soldada e o processo de soldagem também
influenciam a necessidade de se realizar um pré-aquecimento. Sob o mesmo “heat-
input”, processos de soldagem diferentes podem exiger diferentes temperaturas de
pré-aquecimento para evitar problemas de soldagem (Atkins, 2002).
A necessidade do pré-aquecimento aumenta com os seguintes fatores: teor
de carbono e de elementos de liga do material de base; tamanho da peça;
temperatura inicial; velocidade de soldagem e diâmetro do consumível.
A composição do material de base deve ser conhecida para se escolher a
temperatura de pré-aquecimento correta, pois ela é controlada por dois principais
fatores: o teor de carbono e o teor de ligas do material de base.
Basicamente quanto maior for o teor de carbono do material de base, maior
será a temperatura de pré-aquecimento requerida. Esse raciocínio se aplica também
ao teor de ligas, mas em um grau levemente menor.
Um método simples para determinar a necessidade de pré-aquecimento de
uma solda é o do carbono equivalente (CE). A temperabilidade de um aço está
relacionada ao seu teor de carbono acrescido dos teores de certos elementos de
liga. Quanto maior for o carbono equivalente maior será a temperatura de pré-
aquecimento requerida.
Outros fatores importantes para se determinar a temperatura de pré-
aquecimento são a espessura e o tamanho do componente. A temperatura de pré-
aquecimento aumenta com o tamanho e a espessura do componente. Também
devemos considerar no cálculo do carbono equivalente, fatores como difusibilidade
do hidrogênio no metal de solda, heat input, tensão residual e a restrição da junta
(Yurioka, 1994).
Para o cálculo do carbono equivalente determina-se o teor aproximado de
outros elementos de liga que produzem a mesma dureza que 1% de carbono.
Então o carbono equivalente (CE), que é uma indicação da temperabilidade,
pode ser calculado pela expressão 01.
CE = %C + [(%Mn + %Si)/6] + [(%Cr + %Mo)/5] +[(%Ni + %Cu)/15] (1)
Sendo:
26
CE = Carbono equivalente;
Quando o carbono equivalente calculado por esta fórmula excede 0,4, é
recomendável que o metal de base seja pré-aquecido na faixa de 93 à 204 °C. Se o
CE excede 0,6, a faixa de pré-aquecimento precisa ser aumentada para 204 à 371
°C. Existem muitas diferentes fórmulas para o cálcu lo de CE que devem ser
cuidadosamente estudadas para cada aplicação. (AWS, 2000).
A espessura do metal de base pode tornar necessário o pré-aquecimento
mesmo para aços de baixo carbono. Existem vários métodos para se calcular a
temperatura de pré-aquecimento considerando também a espessura.
Alguns aços, particularmente aqueles possuindo carbono equivalente maior
que 0,45%, podem requerer, além de pré-aquecimento, pós-aquecimento. Esses
tratamentos são especialmente recomendados para a soldagem de seções
espessas. Entretanto, para a maioria dos aços carbono e de baixa liga, apenas o
pré-aquecimento é necessário de um modo geral.
O pré-aquecimento entre 120 e 150°C é geralmente em pregado na soldagem
multipasse em seções de espessura maior que 25 mm para reduzir a
susceptibilidade da solda à fissuração.
Quando a temperatura de pré-aquecimento correta for determinada é
essencial que esta temperatura seja medida e mantida durante a operação de
soldagem. Normalmente todas as aplicações que requerem pré-aquecimento
requerem também resfriamento lento.
Ao soldar aços dissimilares deve-se atentar-se ao fato de que as condições
de pré-aquecimento devem ser estabelecidas em função do material que apresenta
as condições mais críticas. (Avery, 1991).
Também é importante considerar que na soldagem multipasses deve ser
monitorada a temperatura interpasses, sendo que a temperatura mínima é
importante para a prevenção de defeitos como as fraturas e a máxima é importante
quanto as propriedades mecânicas obtidas (Funderburk, 1998).
O pré-aquecimento deve ser aplicado se for possível superar, do ponto de
vista metalúrgico, o efeito detrimental das tensões residuais na susceptibilidade à
trinca de juntas soldadas (Scotti, 2006).
3.2.4 - Propriedades do metal de solda
27
Poça de fusão e diluição. Seria ideal se o metal de solda propriamente dito e
a zona afetada pelo calor tivessem exatamente as mesmas propriedades e
características que as do metal de base. Entretanto, isso não é possível, porque o
metal de solda é fundido, enquanto que a maioria dos metais de base é utilizada no
estado forjado ou no laminado. Materiais conformados sempre apresentam maior
resistência, ductilidade e tenacidade que os materiais comparáveis no estado
fundido. O metal de solda é, no entanto, uma miniatura de um fundido que é
rapidamente resfriado, e suas propriedades freqüentemente se assemelham às de
um material conformado. Essa é particularmente a situação com metais ferrosos,
porém a combinação de propriedades é menos satisfatória em alguns metais não
ferrosos como ligas de alumínio e de cobre.
Por causa das forças eletromagnéticas do arco, a poça de fusão movimenta-
se internamente em modelos variados de fluxo dependendo do tipo de junta, da
corrente de soldagem e do ângulo que a tocha ou o eletrodo faz com a linha da
solda. Essa turbulência resulta numa uniformidade de temperatura e composição
dentro do metal líquido com exceção da região mais aquecida nas imediações da
raiz do arco. A composição final do metal de solda é o resultado de uma mistura do
eletrodo ou do metal de adição fundido com o metal de base que é fundido. A
parcela de metal de base que entra na composição da zona fundida (metal de solda)
é chamada de diluição (Zeemann, 1998a).
Quando nenhum metal é adicionado, consistindo então o metal de solda
inteiramente de metal de base, a diluição é definida como 100%. Na soldagem
manual com eletrodo revestido, o passe de raiz pode ter 30% de diluição e os
passes subseqüentes terão uma diluição ligeiramente menor. Como resultado da
uniformidade do metal de solda, é possível calcular sua composição se as
proporções de metal de base e de eletrodo fundido puderem ser estimadas. Isso
pode ser feito freqüentemente de uma observação da seção reta da solda, como
mostra a Figura 3.14. Tais cálculos, que envolvem apenas proporções simples, são
importantes quando é utilizado um eletrodo ou metal de adição de composição
diferente da do metal de base, como em juntas dissimilares, em revestimento
inoxidável de aços carbono ou na soldagem de ligas de alumínio. Pode também ser
necessário considerar a diluição se o metal de base tiver alto teor de enxofre ou se
contiver alumínio que, se adicionado à poça de fusão, pode afetar o teor de oxigênio
e prejudicar a tenacidade do depósito de solda.
28
Figura 3.14 - Estimativa de diluição a partir da geometria da solda: (a) junta de topo;
(b) junta com chanfro em V.
Aporte térmico. Na soldagem a arco elétrico, energia é transferida do
eletrodo de soldagem para o metal base através de um arco elétrico. Quando o
soldador abre o arco, o metal base e o eletrodo são diluídos para formar a solda.
Esta diluição é possível porque uma suficiente soma de energia é suprida para o
eletrodo. O aporte térmico é a medição relativa da energia transferida por unidade
de comprimento da solda. Ele é uma importante característica porque, como o pré-
aquecimento e a temperatura interpasses, ele influencia a taxa de resfriamento, a
qual pode afetar as propriedades mecânicas e metalúrgicas da solda na zona
termicamente afetada (Funderburk, 1999).
O aporte térmico (expressão 2) é tipicamente calculado como a taxa de
energia (tensão x corrente), em relação a velocidade de soldagem.
S
IE
H
u
u
u
1000
60
(2)
Sendo:
H = Aporte Térmico (Kj/in ou Kj/mm);
E = Tensão (V);
I = Corrente (A);
S = Velocidade de soldagem (in/min ou mm/min).
Após a soldagem a dissipação de calor na peça ocorre principalmente por
condução, das regiões de maior temperatura para o restante do metal.
29
Ciclo térmico de soldagem. A variação da temperatura em diferentes pontos
da peça durante a soldagem pode ser estimada na forma de uma curva denominada
ciclo térmico de soldagem como pode ser visto na Figura 3.15. Os pontos mais
próximos da junta sofrerão uma variação de temperatura devido à passagem da
fonte de calor.
Figura 3.15 - Ciclo térmico de soldagem.
Essa curva apresenta os seguintes pontos importantes:
x
Temperatura de pico (Tp), que é a temperatura máxima atingida no ponto.
Tp diminui com a distância ao centro da solda e indica a extensão das
regiões afetadas pelo calor de soldagem;
x
Temperatura crítica (Tc), que é a temperatura mínima para ocorrer uma
alteração relevante como uma transformação de fase, por exemplo;
x
Tempo de permanência acima de uma temperatura crítica (tp), que é o
tempo em que o ponto fica submetido a temperaturas superiores a uma
temperatura crítica;
x
Velocidade de resfriamento, que é definida por, (T
1
– T
2
)/ǻt.
Repartição térmica. Se considerarmos o ciclo térmico de cada ponto próximo
à junta, podemos dizer que a temperatura de pico (Tp) de cada ponto varia com sua
distância ao centro do cordão de solda. Colocando na forma de um gráfico as
temperaturas de pico contra a distância ao cordão de solda obtemos uma curva
30
esquemática semelhante à exibida na Figura 3.16. Esta curva é conhecida como
repartição térmica.
Os ciclos térmicos de soldagem e a repartição térmica são principalmente
dependentes dos seguintes parâmetros:
x
Tipo de metal de base, relativamente a sua condutividade térmica, pois
quanto maior a condutividade térmica do metal, maior sua velocidade de
resfriamento;
x
Geometria da junta, uma junta em T possui três direções para o
escoamento de calor, enquanto uma junta de topo possui apenas duas,
por isso juntas em T resfriam-se mais rapidamente que juntas de topo para
as mesmas condições de soldagem;
x
A espessura da junta aumenta com a velocidade de resfriamento até uma
espessura limite; acima desse limite, a velocidade de resfriamento
independe da espessura;
x
A velocidade de resfriamento diminui com o aumento do aporte térmico e
da temperatura inicial da peça e conseqüentemente a repartição térmica
torna-se mais larga.
Figura 3.16 - Repartição térmica de uma solda.
A estrutura do metal de solda. Em cordões de solda de aços carbono e
carbono-manganês os grãos colunares são circundados pela ferrita e
freqüentemente existem plaquetas de ferrita crescendo a partir dos contornos de
grão.
O crescimento desse tipo de microestrutura gera baixa tenacidade (Meyer,
2001), e se for necessário modificá-la o método usual é o tratamento térmico de
normalização. Entretanto, numa soldagem multipasses cada cordão de solda é
31
tratado termicamente pelo cordão subseqüente. O metal que é aquecido acima da
faixa de temperatura de transformação recristaliza-se em grãos equiaxiais de menor
tamanho. A profundidade até onde ocorre a recristalização depende de muitos
fatores, incluindo a temperatura interpasses, sendo rara a ocorrência de
recristalização completa.
O reaquecimento também refina a microestrutura nas partes adjacentes da
zona termicamente afetada. Uma região crítica na qual a tenacidade é desejável é o
topo da solda, visto que a última camada a ser depositada em uma solda
multipasses pode não receber o beneficiamento do tratamento da recristalização. É
preciso um planejamento cuidadoso do cordão final (ou dos cordões finais) para
assegurar que ocorra o refino dos grãos onde for necessário. Pode ocorrer perda de
tenacidade na zona termicamente afetada de aços estruturais, que está associada
com altos aportes térmicos que causam crescimento de grão e alterações
microestruturais. Sempre que a tenacidade for importante, como em estruturas que
precisam manter sua integridade a baixas temperaturas de serviço, deve ser evitada
a técnica de soldagem de largos cordões trançados, dando-se preferência à técnica
de cordões filetados conforme mostra a Figura 3.17.
(a)
(b)
(a)
(b)
Figura 3.17 - As técnicas de soldagem de (a) trançar e (b) filetar.
Com aços temperáveis, aquecimento e resfriamento rápidos podem criar uma
camada dura de martensita ao lado do cordão de solda. Um cuidadoso planejamento
da seqüência dos passes finais pode reduzir a dureza do metal depositado.
Materiais diferentes dos aços carbono que não apresentem mudança de fase no
estado sólido não sofrem refino de grão durante a soldagem multipasses. Entretanto,
outras alterações podem ocorrer durante o reaquecimento dos cordões de solda, tais
como a liquefação de filmes de constituintes de baixo ponto de fusão nos contornos
de grão, formando trincas de solidificação. Isso pode acontecer durante a soldagem
multipasses de aços inoxidáveis austeníticos (Nelson, 2000).
32
Defeitos do metal de solda. Alguns dos defeitos que podem ocorrer no metal
de solda são: trincas de solidificação ou trincas a quente, trincas induzidas por
hidrogênio no metal de solda, porosidade, inclusões de escória ou outras inclusões,
trincas de cratera, falta de fusão, perfil do cordão desfavorável.
Trincas de solidificação. A maioria dos aços pode ser soldada com um
metal de solda de composição similar à do metal de base. Muitos aços com alto teor
de liga e a maioria das ligas não ferrosas requerem eletrodos ou metal de adição
diferentes do metal de base porque possuem uma faixa de temperatura de
solidificação maior do que outras ligas. Isso torna essas ligas suscetíveis à
fissuração de solidificação ou a quente, que pode ser evitada mediante a escolha de
consumíveis especiais que proporcionam a adição de elementos que reduzem a
faixa de temperatura de solidificação. A fissuração a quente também é fortemente
influenciada pela direção de solidificação dos grãos na solda. Quando grãos de
lados opostos crescem juntos numa forma colunar, impurezas e constituintes de
baixo ponto de fusão podem ser empurrados na frente de solidificação para formar
uma linha fraca no centro da solda. Soldas em aços de baixo carbono que
porventura possam conter alto teor de enxofre podem se comportar dessa forma, de
modo que pode ocorrer fissuração no centro da solda.
Mesmo com teores normais de enxôfre pode ainda existir a linha fraca no
centro da solda que pode se romper sob as deformações de soldagem, sendo por
este motivo que cordões de penetração muito profunda, como pode ser visualizado
na Figura 3.18, são normalmente evitados.
Figura 3.18 - Fissuração no centro do cordão em um passe único de alta penetração.
Trincas induzidas por hidrogênio. Esse modo de fissuração acontece a
temperaturas próximas da ambiente, sendo mais comumente observada na zona
termicamente afetada. O hidrogênio é introduzido na poça de fusão através da
33
umidade ou do hidrogênio contidos nos compostos dos fluxos ou nas superfícies dos
arames ou do metal de base, resultando em que a poça de fusão e o cordão de
solda já solidificado tornam-se um reservatório de hidrogênio dissolvido. Numa poça
de fusão de aço o hidrogênio se difunde do cordão de solda para as regiões
adjacentes da zona termicamente afetada que foram reaquecidas suficientemente
para formar austenita. À medida que a solda se resfria a austenita se transforma e
dificulta a difusão posterior do hidrogênio. O hidrogênio retido nessa região
adjacente ao cordão de solda pode causar fissuração.
Porosidade. A porosidade pode ocorrer de três modos. Primeiro, como
resultado de reações químicas na poça de fusão, isto é, se uma poça de fusão de
aço for inadequadamente desoxidada, os óxidos de ferro poderão reagir com o
carbono presente para liberar monóxido de carbono (CO). A porosidade pode
ocorrer no início do cordão de solda na soldagem manual com eletrodo revestido
porque nesse ponto a proteção não é totalmente efetiva. Segundo, pela expulsão de
gás de solução à medida que a solda solidifica, como acontece na soldagem de ligas
de alumínio quando o hidrogênio originado da umidade é absorvido pela poça e mais
tarde liberado. Terceiro, pelo aprisionamento de gases na base de poças de fusão
turbulentas na soldagem com gás de proteção. A maioria desses efeitos pode ser
facilmente evitada, embora a porosidade não seja um defeito excessivamente
danoso às propriedades mecânicas, exceto quando aflora à superfície. Quando isso
acontece, pode favorecer a formação de entalhes que poderão causar falha
prematura por fadiga, por exemplo.
Inclusões. Com processos que utilizam fluxo é possível que algumas
partículas desse fluxo sejam deixadas para trás, formando inclusões no cordão de
solda. É mais provável de as inclusões ocorrerem entre passes subseqüentes ou
entre o metal de solda e o chanfro do metal de base. A causa mais comum é a
limpeza inadequada entre passes agravada por uma técnica de soldagem ruim, com
cordões de solda sem concordância entre si ou com o metal de base. Assim como
na porosidade, inclusões isoladas não são muito danosas às propriedades
mecânicas, porém inclusões alinhadas em certas posições críticas como, por
exemplo, na direção transversal à tensão aplicada, podem iniciar o processo de
fratura. Há outras formas de inclusões que são mais comuns em soldas de ligas não
34
ferrosas ou de aços inoxidáveis do que em aços estruturais. Inclusões de óxidos
podem ser encontradas em soldas com gás de proteção onde o gás foi
inadequadamente escolhido ou inclusões de tungstênio na soldagem GTAW (TIG)
com correntes muito altas para o diâmetro do eletrodo de tungstênio ou quando este
toca a peça de trabalho.
Defeitos de cratera. Já foi mencionado que a granulação no metal de solda é
geralmente colunar. Esses grãos tendem a crescer a partir dos grãos presentes nos
contornos de fusão e crescem afastando-se da interface entre o metal líquido e o
metal de base na direção oposta ao escoamento de calor. Um ponto fundido
estacionário teria naturalmente um contorno aproximado no formato circular, porém
o movimento da fonte de calor produz um contorno em forma de lágrima com a
cauda na direção oposta ao movimento. Quanto maior for a velocidade de
soldagem, mais alongado será o formato da cauda. Se a fonte de calor for
repentinamente removida, a poça fundida solidifica com um vazio que é denominado
cratera. A cratera está sujeita a conter trincas de solidificação na forma de estrela.
As técnicas de soldagem ao final do cordão de solda são desenvolvidas para corrigir
esse fenômeno voltando o arco por alguns momentos para preencher a poça de
fusão ou até mesmo reduzindo gradualmente a corrente enquanto se mantém o arco
estático.
Falta de fusão e perfil do cordão desfavorável. Esses são defeitos comuns
fáceis de se evitar. A causa pode ser uma corrente de soldagem muito baixa ou uma
velocidade de soldagem inadequada.
A zona termicamente afetada (ZTA). Nenhuma solda por fusão pode ser
realizada sem acumular um gradiente térmico no metal de base. A difusão de calor
para o metal de base é fortemente influenciada pela temperatura da poça de fusão e
pela velocidade de soldagem. Soldagem com alta potência e alta velocidade reduz o
gradiente térmico.
Num ponto da ZTA logo além da borda da poça de fusão a temperatura
aumenta rapidamente a um nível próximo do da poça de fusão e diminui
rapidamente produzindo um efeito como o de têmpera e induzindo no aço tensões
residuais (Masubuchi, 1993).
35
Em aços essa região torna-se austenítica durante o aquecimento e pode
conter o constituinte duro conhecido como martensita quando se resfria. Essa região
desenvolve grãos grosseiros (região de crescimento de grão) porém um pouco mais
além, onde a temperatura não foi tão alta, entrando na faixa acima da temperatura
de transformação mas não atingindo a região austenítica, o tamanho de grão é
menor (região de refino de grão). Mais além ainda, não há alteração no tamanho de
grão, mas o calor é suficiente para reduzir a dureza dessa região e eliminar até certo
ponto os efeitos de qualquer encruamento (região intercrítica). Efeitos metalúrgicos
similares são também observados na ZTA após cortes com aporte térmico. Em
materiais endurecíveis por solução sólida como ligas de alumínio, por exemplo, a
região próxima à poça de fusão torna-se efetivamente solubilizada por tratamento
térmico e terá sua dureza aumentada com o tempo ou com um tratamento térmico
subseqüente a baixas temperaturas, causando endurecimento por precipitação. Em
materiais que não sofrem transformação, como os aços, nem endurecem por
solução sólida, como ligas de alumínio tratáveis termicamente, os efeitos do calor
são mais simples, sendo aplicados principalmente para reduzir a dureza e para a
eliminação completa ou parcial do encruamento.
Raramente a condição de soldagem é tão simples como foi descrita acima
porque os metais de base são freqüentemente imperfeitos quando observados
detalhadamente, sendo também possível para a poça de fusão introduzir hidrogênio
na zona termicamente afetada. Esta é, portanto, uma região potencial de defeitos e
seu comportamento em um material qualquer é um aspecto importante da
consideração de soldabilidade. Soldabilidade, no entanto, é uma propriedade do
material que não pode ser definida precisamente porque varia com o processo
empregado e com a maneira como o processo é utilizado.
Materiais com soldabilidade ruim podem ser soldados satisfatoriamente desde
que seja tomado muito cuidado na seleção do consumível, no controle da soldagem
e na inspeção final. Isso freqüentemente significa muitos testes antes da produção e
naturalmente um aumento nos custos.
Em geral a dureza da zona termicamente afetada diminui a medida que
aumentamos o heat input (Eroglu, 2000).
Defeitos na ZTA. Alguns dos defeitos que podem ocorrer na ZTA são:
fissuração por hidrogênio (designada também por fissuração sob cordão), decoesão
36
lamelar; trincas de reaquecimento; fissuração por corrosão sob tensão; trincas de
liquação ou microfissuração. A ZTA também pode ser considerada muito susceptível
a fratura assistida por ambientes agressivos (Strohaecker, 1989).
Fissuração da ZTA por hidrogênio. Esse tipo de fissuração pode ocorrer
nos aços e resulta da presença de hidrogênio numa microestrutura temperada
suscetível à fissuração como a martensita, aliada à tensão aplicada. Normalmente
pouco pode ser feito sobre a tensão, embora seja conhecido que juntas com
aberturas excessivas sejam mais suscetíveis à fissuração.
As medidas práticas para evitar a fissuração dependem de reduzir o
hidrogênio na poça de fusão e evitar uma ZTA endurecida. Quando a região próxima
à solda se resfria a mobilidade do hidrogênio diminui e ele tende a permanecer onde
puder causar fissuração. O nível de hidrogênio é controlado por um tipo adequado
de consumível de soldagem e pela garantia de que ele esteja seco. Eletrodos
rutílicos depositam metal de solda com teor de hidrogênio maior que eletrodos
básicos, que são os preferidos para a soldagem de aços de alta resistência e
também para juntas com espessura superior a 25 mm. Quando se soldam aços
altamente sensíveis ao hidrogênio difusível pode ser empregado um eletrodo
inoxidável austenítico já que esse metal de solda não sofre transformação
metalúrgica e resulta em um bom recipiente para o hidrogênio.
Para qualquer aço a dureza atingida na ZTA depende diretamente da taxa de
resfriamento e quanto maior a taxa de resfriamento mais facilmente a estrutura pode
trincar. Um importante fator influenciando a taxa de resfriamento é a massa de
material sendo soldada: quanto maior a espessura da junta, maior a velocidade de
resfriamento. O tipo de junta também afeta a taxa de resfriamento pelo número de
caminhos ao longo dos quais o calor pode fluir. A extração do calor da peça pode
ser em regime bidimensional no caso de juntas de topo ou tridimensional no caso de
juntas em ângulo (Machado, 1998). Na junta de topo há dois caminhos., por outro
lado, numa junta em ângulo há três caminhos, de tal modo que um cordão de solda
de mesmo tamanho nessa junta resfria-se mais rapidamente como mostrado na
Figura 3.19.
37
Figura 3.19 - Caminhos do fluxo de calor em juntas de topo e em ângulo.
O controle da microestrutura é alcançado principalmente de duas maneiras.
Primeiro, escolhendo um aço que tenha uma temperabilidade adequada. A
temperabilidade de um aço é determinada por seu teor de carbono e de outros
elementos de liga como manganês, cromo, molibdênio e vanádio, existindo várias
equações para estimar o carbono equivalente a partir da composição química de um
aço. Segundo, a microestrutura pode ser controlada reduzindo-se a taxa de
resfriamento que, para qualquer tipo de junta, pode ser conseguido de duas
maneiras:
x
Elevando o aporte térmico pelo aumento do tamanho do cordão de solda
e/ou reduzindo a velocidade de soldagem. Em termos de soldagem ao
arco elétrico, isso significa empregar eletrodos de diâmetro maior;
x
Empregando pré-aquecimento. A fissuração induzida por hidrogênio
ocorre apenas a temperaturas em torno da temperatura ambiente, de
modo que, se for realizado um pós-aquecimento (manutenção da
temperatura após a soldagem) por um tempo dependente da espessura do
aço, haverá a difusão do hidrogênio para fora da região da solda antes
que a fissuração possa acontecer.
Um carbono equivalente menor que 0,40% indica que o aço apresenta boa
soldabilidade, porém valores acima desse podem tornar necessárias algumas
precauções adicionais com o pré-aquecimento ou com o aporte térmico. Como o
pré-aquecimento é caro e difícil de ser empregado, pode ser evitado quando se
aplicam eletrodos básicos em vez de rutílicos ou, em casos extremos, aplicando-se
eletrodos austeníticos.
Tomando-se cuidado, a fissuração na ZTA pode ser evitada, mas é um defeito
difícil de ser notado, particularmente em juntas em ângulo, onde pode aparecer na
38
garganta da junta, que é uma área sujeita a concentração de tensões. Como uma
alta taxa de resfriamento é um grande agente contribuinte para a fissuração por
hidrogênio, pequenos cordões de solda como pontos de solda (ou mesmo aberturas
involuntárias de arco) são sítios potenciais para a ocorrência desse fenômeno,
devendo ser tratados com o mesmo cuidado que a solda principal ou definitiva.
Trincas de reaquecimento. Esse fenômeno pode acontecer em alguns aços
de baixa liga nos contornos de grão, normalmente na região de granulação grosseira
da ZTA, após a solda ter entrado em serviço a altas temperaturas ou ter sido tratada
termicamente. As causas reais para esse fenômeno são complexas e não estão
completamente entendidas, mas o mecanismo pode envolver endurecimento no
interior dos grãos pelos formadores de carbonetos como cromo, molibdênio e
vanádio, concentrando a deformação nos contornos de grão que, se contiverem
impurezas como enxofre, fósforo, estanho, antimônio e arsênio, poderá haver
colapso nessas regiões.
Fissuração por corrosão sob tensão. É uma forma de fissuração que pode
ocorrer em muitos materiais e está usualmente associada à presença de um meio
corrosivo como, por exemplo, sulfeto de hidrogênio (H
2
S), podendo atacar a região
endurecida da ZTA em tubulações de aço. Por isso é especificada muitas vezes uma
dureza máxima. Precauções gerais contra a corrosão sob tensão incluem a seleção
cuidadosa do metal de base e de um tratamento pós-soldagem adequado para
reduzir as tensões e colocar a ZTA em sua condição microestrutural mais adequada.
Trincas de liquação. Outros possíveis defeitos na ZTA incluem trincas de
liquação causadas pela fusão de constituintes de baixo ponto de fusão presentes
nos contornos de grão, resultando em microtrincas que podem posteriormente
formar sítios de propagação de trincas maiores.
3.2.5 - Microestrutura da Zona Fundida (Aços Baixo Carbono e Baixa liga).
A microestrutura de um aço é definida pela sua composição química,
estrutura cristalina e morfologia de cada fase, as morfologias básicas são as
39
planares, celulares e dendríticas, sendo que a morfologia de cada fase é afetada
basicamente pela velocidade de resfriamento durante a solidificação (Lima, 2000).
Os aços com baixo teor de carbono e baixa liga, dentre eles o Aço ABNT
LN28 e o SAE 8620 iniciam sua solidificação como ferrita, sendo que durante o
resfriamento a ferrita não transformada gera a formação da austenita. Em
temperaturas altas a austenita tem grande crescimento de grão (Cota, 2002) que
apresentam-se colunares e grosseiros. Em temperaturas inferiores a 900 °C a
austenita pode decompor-se em uma larga variedade de micro constituintes. A
austenita pode ter alterada a sua faixa de transformação a medida que aumenta a
quantidade de Carbono (Keehan, 2005).
A microestrutura da zona fundida do metal de solda baixo carbono e baixa liga
é resultado do crescimento colunar do metal de solda solidificado, sendo
influenciada pelo estado inicial da austenita e da interação complexa de muitas
variáveis como: composição química do metal de solda, tamanho de grão austenítico
anterior (Eroglu, 1999), micro-segregações, estado de deformações, das condições
de aquecimento e resfriamento além da composição química e distribuição do
tamanho de inclusões não metálicas e precipitados.
Em operações de soldagens multipasses, a microestrutura será ainda mais
complexa, sendo formada por regiões reaquecidas e alteradas pelos ciclos térmicos
dos passes seguintes e por regiões que permaneceram basicamente inalteradas. As
características desta microestrutura, são fundamentais na determinação das
propriedades finais da zona fundida.
Quando as soldas são executadas em um único passe, a microestrutura da
zona fundida será composta pelos produtos da decomposição da austenita em ferrita
durante o ciclo de resfriamento contínuo, sendo que a ferrita pode assumir diferentes
morfologias e algumas de grande semelhança.
Basicamente a austenita é decomposta em ferrita, perlita e cementita,
também pode ocorrer de pequenas quantidades de austenita permanecerem
inalteradas, essa austenita é chamada de austenita retida. Também podem ocorrer
na estrutura a presença de precipitados como carbonetos, nitretos e inclusões.
Os diferentes constituintes presentes na zona fundida nem sempre são de
fácil identificação, e para facilitar essa identificação e eliminar a proliferação de
diferentes nomenclaturas o Instituto Internacional de Soldagem (IIW) desenvolveu
um sistema de classificação para os constituintes do metal de solda, baseado na sua
40
observação com o microscópio ótico, que se tornou o mais aceito atualmente. Os
constituintes mais comuns da zona fundida segundo a IIW podem ser classificados
em: Martensita – M, Ferrita acicular – FA, Ferrita de contorno de grão – PF(G),
Ferrita poligonal intragranular – PF(I), Ferrita com segunda fase não alinhada –
FS(NA), Ferrita com segunda fase alinhada - FS(A), Agregado ferrita-carboneto –
FC.
As características dos principais constituintes da zona fundida podem ser
vistas na Figura 3.20 e o aspecto dos mesmos pode ser visto na Figura 3.21. A
seguir serão discutidas as principais características desses constituintes.
Figura 3.20 - Constituintes da zona fundida de aços ferríticos observados ao
microscópio ótico, segundo o sistema do IIW (Ale, 1991).
41
Figura 3.21 – Constituintes da zona fundida de aços ferríticos (Alé, 1991).
Martensita. Quando soldamos aços com maior teor de carbono ou de outros
elementos de liga ou em soldagens com maior velocidade de resfriamento, a
formação de ferrita pode ser parcial ou completamente suprimida, havendo a
formação de uma estrutura predominantemente martensítica na zona fundida. A
42
martensita se forma quando o resfriamento for rápido o suficiente de forma a evitar a
difusão do carbono, ficando o mesmo retido em solução. Como conseqüência disso,
ocorre a transformação polimórfica onde a estrutura passa de Cúbico de Face
Centrada para Tetragonal de Corpo Centrado (Zhu, 2005). Como a martensita não
envolve difusão, a sua formação ocorre instantaneamente (independente do tempo).
Pelo fato da transformação ser alotrópica e com aumento de volume gera-se
concentração de tensões. É uma solução sólida supersaturada de carbono e com
microestrutura em forma de agulhas, é dura e frágil (63 – 67 Rc) e têm estrutura
tetragonal cúbica. Na martensita todo o carbono permanece intersticial, formando
uma solução sólida de ferro supersaturado com carbono que é capaz de
transformar-se em outras estruturas por difusão quando aquecidas. A martensita
revenida é uma estrutura que pode ser obtida pelo reaquecimento da martensita,
nesse caso a dureza cai, ocorrendo a precipitação de carbonetos e seu formato é de
agulhas escuras.
A martensita não é uma fase em equilíbrio (metaestável) nos aços e sua
formação depende da composição química e taxa de resfriamento das regiões
contendo austenita a alta temperatura, sua dureza é regida primeiramente pela
quantidade de carbono (Speich, 1992), mas também é influenciada pela presença de
elementos de liga e pelo tamanho de grão da austenita. Basicamente podem ser
formadas dois tipos de martensita nos aços sendo que em aços baixo carbono a
martensita é formada em agulhas e em aços com maior quantidade de carbono é
formada em placas. Aços com média quantidade de carbono possuem uma mistura
de agulhas e placas (Benscoter, 1992).
Esta estrutura apresenta geralmente alta resistência mecânica e baixa
tenacidade, particularmente em aços com teor de carbono mais alto. Certos aços
baixa liga, com baixo teor de carbono (em torno de 0,1%), apresentam uma alta
temperatura Ms (>300ºC). Neste caso, algum carboneto pode ser formado durante o
resfriamento, diminuindo a supersaturação de carbono na martensita. Esta forma de
constituinte (martensita autorevenida) tem uma estrutura semelhante à bainita
inferior e é considerada como tendo uma boa resistência à fratura frágil. As Figuras
3.22 e 3.23 mostram respectivamente uma estrutura martensítica e uma martensítica
revenida em aço. Estudos têm sido elaborados, apesar da dificuldade tecnológica
para obter estruturas cristalinas fundidas compostas pela chamada Bainita e
43
Martensita Bifásica que possuiriam boa combinação entre dureza e resistência ao
impacto (Jiang, 2005).
Figura 3.22 - Estrutura Martensítica em aço baixo carbono baixa Liga
Figura 3.23 – Estrutura Martensítica Revenida em aço baixo carbono baixa liga.
Ferrita acicular - (FA). É uma estrutura resultante do crescimento de agulhas
de ferrita em diferentes direções a partir de inclusões (Vishnu, 1993). É o tipo mais
freqüente de ferrita nucleada no interior dos grãos austeníticos, sendo formada a
temperaturas tão baixas quanto aquelas de formação da bainita em aços baixo
carbono e baixa liga resfriados continuamente. A ferrita acicular forma-se
intragranularmente, nucleando-se de forma heterogênea em sítios como inclusões,
precipitados e outras irregularidades nos grãos austeníticos.
Na zona fundida, a sua formação é favorecida pela presença de precipitados
e, particularmente, de numerosas inclusões resultantes da presença de oxigênio, em
geral, em teores superiores aos do metal base.
Esta forma de ferrita possui granulação muito fina e maior densidade de
deslocações que as formas anteriores. Os grãos aciculares têm espessura da ordem
de 2ȝm, elevada razão entre o seu comprimento e largura (entre 2 e 10) e contornos
44
de grão de grande ângulo. Entre os grãos, podem existir carbonetos ou outros
microconstituintes ricos em carbono. Devido ao seu pequeno tamanho de grão e
diferença de orientação cristalina entre os grãos, este constituinte é considerado o
melhor para garantir uma tenacidade elevada para o metal de solda de aço e com
limite de escoamento em torno de 500MPa.
A ferrita acicular difere morfologicamente da bainita porque ela nucleia
intragranularmente nas inclusões e por causa da dureza da colisão entre lâminas
nucleadas em inclusões adjacentes. Conclui-se que a ferrita acicular é de fato bainita
com nucleação intragranular em grãos grandes de austenita típicos de depósitos de
soldagem (Bhadeshia, 1987). A Figura 3.24 dá um exemplo de microestrutura
composta de ferrita acicular.
Estudos á respeito dos fatores que favorecem um aumento na formação da
ferrita acicular, chegaram a conclusão de que uma redução de superfície de
contorno de grão austenítico por unidade de volume, favorecia a formação da ferrita
acicular em detrimento da bainita, devido à redução dos locais propícios para sua
nucleação (Paris, 2004).
Figura 3.24 – Exemplo de microestrutura composta de ferrita acicular (Vishnu, 1993).
Ferrita de contorno de grão - PF(G). A ferrita proeutetóide que nucleia nos
contornos de grãos austeníticos é classificada como ferrita de contorno de grão
(Huppi, 1993). Geralmente está presente em soldagens com baixa velocidade de
resfriamento e é o primeiro constituinte que se forma pela decomposição da
austenita e consiste de cristais de ferrita que nuclearam nos contornos de grão
austeníticos em elevadas temperaturas de transformação (Bramfitt, 1993).
Apresentam uma forma lenticular ou equiaxial, sendo facilmente observados com o
uso de microscopia ótica.
Esta morfologia da ferrita apresenta um tamanho de grão relativamente
grande e tende, nas regiões inalteradas da zona fundida, a formar veios ao longo
45
dos contornos dos grãos colunares austeníticos. Entre os seus grãos podem ser
observados constituintes ricos em carbono e em impurezas, segregados durante a
transformação de fase, como a perlita. Devido a estas características, uma grande
quantidade de ferrita de contorno de grão é indesejável em soldas que devem
apresentar uma elevada resistência à fratura por clivagem (fratura frágil). Na maioria
dos casos, a transformação da austenita para ferrita de contorno de grão antecede a
formação de ferrita poligonal intragranular. A Figura 3.25 ilustra uma estrutura
composta de ferrita de contorno de grão.
Figura 3.25 – Ferrita de contorno de grão (branco) em aço 1045 (Benscoter, 1992).
Ferrita poligonal intragranular - PF(I). A ferrita proeutetóide que nucleia
intragranularmente é classificada como ferrita poligonal, geralmente obtida em
soldagens com baixa velocidade de resfriamento. Se a austenita tiver um tamanho
de grão muito maior que a ferrita que está sendo formada nos seus contornos e
houver sítios para nucleação intragranular, grãos de ferrita podem ser formados no
interior da austenita. Quando se forma a temperaturas elevadas, a ferrita apresenta
grãos equiaxiais. É possível observar Microconstituintes como perlita e outros nos
contornos da ferrita de contorno de grão e da ferrita poligonal intragranular. A Figura
3.26 mostra um exemplo de ferrita poligonal.
Figura 3.26 – Ferrita poligonal em aço A-36 (Huppi, 1993).
46
Ferrita com segunda fase não alinhada - FS(NA). a FS(NA) é formada por
ferrita envolvendo completamente “microfases” (carbonetos ou o constituinte
austenita-martensita) aproximadamente equiaxiais e distribuídas aleatoriamente ou
ferrita envolvendo grãos de ferrita acicular (Dallam, 1992). Este constituinte parece
ser uma forma atípica de bainita, embora possa resultar simplesmente de um corte
particular de pacotes de bainita, essa microestrutura se desenvolve em três
dimensões.
Ferrita com segunda fase alinhada - FS(A). Engloba constituintes que
tendem a apresentar uma aparência muito similar. Destacam-se uma forma de ferrita
pró-eutetóide que se forma a temperaturas mais baixas e se constitui de placas que
nucleiam nos contornos de grão da austenita e crescem ao longo de planos bem
definidos dentro destes grãos e a bainita superior. Ambos os constituintes podem
iniciar o seu crescimento diretamente do contorno de grão da austenita ou a partir de
grãos de ferrita de contorno de grão formados anteriormente.
O primeiro dos constituintes citados é frequentemente conhecido através de
várias nomenclaturas como: placas laterais de ferrita, constituinte lamelar e ferrita de
Widmanstätten. Cresce para o interior dos grãos austeníticos, mantendo com estes
uma relação cristalográfica definida, segundo um mecanismo que pode envolver
tanto difusão como o movimento cooperativo de átomos. As regiões da austenita
entre as placas de ferrita se enriquecem de carbono durante seu crescimento e dão
origem a regiões de perlita ou de outros constituintes ricos em carbono. Esta
estrutura é favorecida por um maior tamanho de grão da austenita, por teores de
carbono intermediários (entre 0,2 e 0,4%) e, principalmente, por um super-
resfriamento, em relação à temperatura A3, maior do que o associado com a
formação do constituinte anterior. Forma grãos relativamente grosseiros que
apresentam pequena diferença de orientação cristalina entre si. Estas características
e a presença de filmes de constituintes ricos em carbono e frágeis em seus
contornos fazem com que esta forma de ferrita seja considerada de características
pouco desejadas na zona fundida de soldas que devam apresentar uma elevada
tenacidade.
A bainita superior se forma a temperaturas mais baixas que a ferrita acicular,
ocorrendo principalmente em soldas com elevada velocidade de resfriamento, teor
de oxigênio muito baixo ou teor de elementos de liga muito elevado. Apresenta-se
47
como uma série de lâminas de ferrita, formadas a partir dos contornos de grão
austeníticos, ou da ferrita de contorno de grão, exibindo evidências de constituintes
ricos em carbono entre as lâminas e sendo muito parecida com a ferrita de
Widmanstätten (Edmonds, 1992). Por microscopia eletrônica, a bainita superior
pode, em princípio, ser distinguida por apresentar uma maior densidade de defeitos
cristalinos (deslocações) e, em geral, uma precipitação interna de carbonetos. A
bainita superior é em geral indesejável por apresentar baixa tenacidade.
A temperatura de transição dúctil-frágil da bainita superior é alta levando-se
em conta que a fratura por clivagem pode propagar nas películas de cementita, já a
bainita inferior que geralmente é formada a taxas de resfriamento intermediárias
(Elmer, 2004) possui uma fina dispersão de carbetos que impedem a propagação
da fratura, deformando plasticamente ao invés de fraturarem (Kobayashi, 1994).
Alguns experimentos demonstraram que bainita pode ser obtida em aços de
alto carbono, resfriando-se isotermicamente em temperaturas de 125° a 200°C
(Garcia-Mateo, 2003). Outros estudos mostraram que o aumento da quantidade de
Mn favorece o refino da microestrutura bainítica (Silva, 2002).
Agregados ferrita-carboneto – FC. Incluem a perlita, a bainita inferior e o
constituinte austenita-martensita, que se formam durante a decomposição da
austenita rica em carbono rejeitado pela ferrita transformada em elevadas
temperaturas. Para o metal de solda baixo carbono e baixa liga, esses constituintes
aparecem em pequena quantidade, e quando observados por microscopia ótica
formam áreas escurecidas na microestrutura, sendo de difícil identificação.
48
4 – Materiais e métodos.
4.1 – Célula de soldagem.
Para a realização deste trabalho utilizou-se uma célula de soldagem
robotizada Yaskawa Motoman ArcWorld 1000, essa célula de soldagem é composta
basicamente de um manipulador (robô), uma fonte de soldagem, um posicionador,
um conjunto cabeçote alimentador de arame, tocha de soldagem refrigerada,
unidade de refrigeração da tocha e unidade de limpeza do bocal da tocha. Essa
célula é mostrada na Figura 4.1.
Fig 4.1 – Esquema da célula de soldagem robotizada ArcWorl 1000 (Motoman
1995).
Foi utilizada uma fonte de soldagem do fabricante HOBART, modelo ARC
MASTER 351 conforme Figura 4.2. Essa é uma fonte de alimentação de CC de
inversão primária e que pode ser usada para processos de soldagem de tensão
constante, corrente constante e por pulsos. A saída é de 350 Ampéres/34 Volts para
um ciclo de serviço de 100% para todos os modos de operação. Na Figura 4.3 é
mostrada a curva V x A dessa fonte.
49
Figura 4.2 – Fonte de Soldagem Hobart ARC-MASTER 351.
Figura 4.3 – Curva V x A do modo MAG da fonte Hobart ARC-MASTER 351 –
(Thermadyne, 1996).
O manipulador utilizado foi o robô K6 Yaskawa Motoman mostrado na Figura
4.4. Esse é um robô com 6 graus de liberdade (eixos) utilizado especificamente para
os processos de soldagem, já que sua capacidade de carga é de apenas 6Kgf
comportando o peso de uma tocha de soldagem. A precisão de posicionamento
desse robô é de ± 0,1 mm. A faixa de movimentação e respectiva velocidade de
deslocamento para cada eixo seria: eixo S (340° a 1 10°/s), eixo L (240° a 90°/s),
50
eixo U (270° a 110°/s), eixo R (360° a 240°/s), eix o B (270° a 180°/s) e eixo T (400°
a 400°/s).
Figura 4.4 – Robô Motoman modelo K6.
A tocha de soldagem utilizada foi uma tocha de soldagem refrigerada a água
da marca Binzel modelo 455 D cujo ciclo de trabalho é de 400A a 100% do ciclo.
Para a refrigeração dessa tocha foi utilizada uma unidade de refrigeração
Miller modelo Coolmate 4 com capacidade máxima de refrigeração de 15.000
BTU/hr a 1,25 L/min.
A célula também era equipada com uma unidade pneumática de limpeza do
bocal da tocha. Essa unidade é composta basicamente por um cilindro equipado
com uma pequena fresa com um diâmetro externo que permite que a mesma possa
ser posicionada pelo Robô dentro do bocal da tocha, dessa maneira permite-se que
periodicamente e automaticamente elimine-se o excesso de respingos que
poderiam acumular-se no bocal da tocha.
A célula também era composta por um controlador modelo MRC. O
controlador é a unidade que viabiliza a programação e controle do Robô (“Teach-
Pendant”).
O robô é equipado com um cabeçote de alimentação de arame que pode
tracionar o arame de soldagem fornecido de duas maneiras: em barricas ou
carretéis. Para esse trabalho o consumível utilizado foi fornecido por uma única
barrica de 100Kgf.
51
O cabeçote em questão estava configurado com roldanas lisas ideais para
trabalho com arame sólido no diâmetro de 1,2mm.
Essa célula possui em todo o seu contorno grades recobertas com cortinas
de luz. Na frente da célula dá-se a carga e descarga das peças através de mesa
giratória de duas posições, em soldagem de produção utiliza-se essa mesa para
que enquanto o Robô solda uma peça dentro da célula de soldagem, no lado de fora
o operador carrega uma nova peça na mesa. Ao fim do processo de soldagem, o
programa gira a mesa para descarga da peça soldada e início da soldagem da peça
que foi preparada. Nesse trabalho usamos apenas uma posição da mesa. A frente
da célula de soldagem temos ao chão um tapete de segurança que impede que
ocorra o giro da mesa se houver a presença de um operador sobre o mesmo. A
célula possui uma porta de entrada a qual deve obrigatoriamente estar fechada
durante o processo de soldagem, se a mesma estiver aberta todos os movimentos
do manipulador e posicionador permanecem bloqueados.
4.2 – Dispositivo de Soldagem.
Para a realização da soldagem dos corpos de prova foi necessário fabricar
um dispositivo de soldagem básico de forma que o mesmo proporciona-se a
manutenção da posição relativa entre os corpos de prova e as coordenadas de
soldagem previamente definidas no programa de soldagem utilizado. Esse
dispositivo mostrado na Figura 4.5 é composto de uma base para apoio da
superfície inferior do corpo de prova, encostos laterais e grampos para fixação.
Figura 4.5 – Dispositivo de Soldagem.
52
4.3 – Forno de aquecimento.
O forno de aquecimento utilizado foi um forno da marca Brasimet com
câmara de aquecimento elétrico. O controle de temperatura é feito através de um
termopar instalado no interior da câmara que envia os sinais para um controlador,
que por sua vez controla a temperatura do forno atuando sob o contator de
aquecimento. O modelo do forno é o K400 com temperatura máxima de trabalho de
1300°C, as dimensões da câmara são 400mm de largura , 400mm de altura e
600mm de profundidade, o volume da câmera é de 96l e sua potência instalada é de
18 KW.
4.4 – Pirômetro.
Antes e durante a soldagem dos corpos de prova foi necessário controlar
respectivamente as temperaturas de pré-aquecimento e de interpasses, para isso
utilizou-se além do forno já citado um pirômetro portátil da marca Raytek e da série
MX. Esse pirômetro tem como características medir temperaturas entre – 30°C e
900°C, com precisão superior a 1:60, podendo trabal har em temperatura ambiente
variando de 0 a 50°C. Esse aparelho mede a intensid ade da radiação infravermelha
emitida pelo alvo e por conseqüência a temperatura da superfície considerando o
índice de emissividade de cada material.
4. 5 – Multímetro.
Durante os pré-ajustes dos parâmetros de soldagem foi utilizado um
multímetro calibrado para verificar se os parâmetros especificados no programa de
soldagem estavam condizentes com as saídas nos terminais da fonte de soldagem.
As leituras encontradas foram satisfatórias.
4.6 – Lixadeira.
Durante a soldagem dos corpos de prova foi utilizada uma lixadeira elétrica.
A lixadeira foi utilizada para a remoção dos defeitos encontrados entre os diversos
passes de soldagem em cada corpo de prova como mordeduras e respingos.
53
4.7 – Consumíveis de Soldagem.
O arame de soldagem utilizado foi um arame sólido de diâmetro 1,2 mm
fornecido em barrica de 100Kgf. A especificação do arame de soldagem usado foi a
ER70S6. Foi utilizada a mesma barrica na soldagem de todos os corpos de prova.
O gás de soldagem utilizado foi uma mistura de 75% Argônio e 25% CO
2
fornecido por uma rede de gás.
Além disso foram utilizados os bicos de contato “Binzel” M8 CuCrZr de Ø1,2 e
L= 30 mm, além do Bocal cônico “Binzel” de Ø15,5 e L= 67,5 mm.
4.8 – Material Base e corpos de prova.
Os corpos de prova para soldagem, num total de 09 foram compostos por
dois materiais, ou seja cada lado da junta era composto por um tipo de material. Os
materiais eram o aço SAE 8620 e o aço ABNT LN28.
O aço ABNT LN28 possui em sua composição química, conforme NBR 6655,
0,22% de C, 1,2% de Mn, 0,035% de P e 0,035% de S (valores máximos) e o aço
SAE 8620 possui em sua composição química, conforme SAE J404, 0,23% de C,
0,9% de Mn, 0,35% de Si, 0,6% de Cr, 0,7% de Ni e 0,25% Mo.
O limite de resistência a tração do aço ABNT LN28 é de 410 a 560 MPa e o
limite de resistência a tração do aço SAE 8620 é de 540 a 635 MPa. A tenacidade
esperada para os aços 6655 LN28 e 8620, são respectivamente: 37 Joule e 26
Joule a -30ºC. No que diz respeito a dureza, foram realizados ensaios prévios nos
metais de base dos corpos de prova dos referidos aços, os resultados encontrados
foram de 147 Hv para o aço ABNT LN28 e 187 Hv para o aço SAE 8620, para esse
ensaio utilizou-se uma carga de 10Kgf.
As dimensões da junta e do corpo de prova foram baseados na Norma AWS
D1.1 no que diz respeito a qualificação do procedimento de soldagem para a
aplicação prática correspondente ao processo que está sendo estudado, no caso
um corpo de eixo de uma carreta de pulverização. As referidas dimensões são
mostradas na Figura 4.6 e 4.7.
54
Figura 4.6 – Dimensões do corpo de prova de soldagem.
Figura 4.7 – Dimensões da junta.
55
De cada corpo de prova de soldagem foram extraídos dois corpos de prova
para micrografia, conforme mostrado na Figura 4.8. No total foram realizadas 18
micrografias. Os corpos de prova para micrografias foram extraídos de maneira a
conter a junta soldada e as micrografias foram realizadas na zona de transição entre
o aço ABNT 8620 e o metal de solda.
Figura 4.8 – Corpo de prova de Micrografia.
De cada corpo de prova de soldagem foram extraídos 6 corpos de prova para
ensaio de tração, conforme mostrado na Figura 4.9. No total foram realizados 54
ensaios de tração.
Figura 4.9 – Corpo de prova para ensaio de tração.
56
De cada corpo de prova de soldagem foram extraídos 2 corpos de prova para
ensaio de impacto, conforme mostrado na Figura 4.10. No total foram realizados 18
ensaios de impacto. Os entalhes nos corpos de prova para ensaio de impacto
estavam dispostos na ZTA dos aços 8620 e LN28, sendo que sua posição era
perpendicular á direção de soldagem e na face de entrada da solda no referido
corpo de prova.
Figura 4.10 – Corpo de prova para ensaio de impacto.
Também foram extraídos 2 corpos de prova para ensaio de dureza em cada
corpo de prova de soldagem, foram feitas 6 medições de dureza na ZTA do aço
8620 e 6 medições de dureza na ZTA do aço LN28 para cada corpo de prova de
dureza, no total foram feitas 108 medições de dureza na ZTA do aço 8620 e 108
medições de dureza na ZTA do aço LN28, conforme mostrado na Figura 4.11. No
caso da dureza as análises estatísticas foram realizadas em função das médias das
6 medições realizadas em cada ZTA de cada corpo de prova de dureza, ou seja um
total de 18 médias para a ZTA do aço 8620 e 18 médias para a ZTA do aço LN28.
57
Figura 4.11 – Corpo de prova para ensaio de dureza.
4.9 – Método experimental.
Para a realização dos ensaios os nove corpos de prova foram divididos em
três grupos de três corpos de prova, sendo que cada grupo foi soldado sob três
condições diferentes de temperatura inicial: temperatura ambiente, pré-aquecimento
a 120° C e a 220° C. A operação de soldagem dos cor pos de prova é mostrada na
Figura 4.12.
Figura 4.12 – Operação de soldagem dos corpos de prova.
Dentro de cada grupo de três corpos de prova, cada um deles foi soldado sob
diferentes condições de tecimento. Utilizou-se no primeiro corpo de prova o padrão
ZIGZAG, no segundo o VAIVEM e no terceiro não utilizou-se do tecimento. Foi
mantido praticamente o mesmo “Heat Input” para cada condição de soldagem
independente da temperatura de pré-aquecimento ou tecimento. Cada junta teve
sua soldagem efetuada em 11 passes conforme mostrado na Figura 4.13, sendo
que a cada passe era feita a leitura de temperatura com um pirômetro, conforme
mostrado na Figura 4.14.
58
Figura 4.13 – Seqüência de passes utilizada no processo de soldagem dos corpos
de prova.
Figura 4.14 – Medição de temperatura interpasses.
Se necessário a cada passe era utilizada uma lixadeira elétrica para eliminar
problemas de porosidade, mordedura ou respingos, como mostrado na Figura 4.15.
Figura 4.15 – Processo de eliminação de não conformidades na soldagem dos
corpos de prova.
Foi utilizado um forno elétrico para que fossem obtidas as temperaturas de
pré-aquecimento e também quando a temperatura inter-passes estivesse abaixo da
temperatura de pré-aquecimento definida para o respectivo corpo de prova. A
temperatura inter-passes chegava a níveis inferiores á temperatura de pré-
59
aquecimento justamente quando era necessário fazer retrabalhos para a eliminação
de defeitos ou em dias onde a temperatura ambiente estava baixa.
Na Figura 4.16 é mostrado um corpo de prova pronto para ser pré-aquecido.
A mesma disposição era usada para o aquecimento inter-passes.
Figura 4.16 – Corpo de prova pronto para ser pré-aquecido.
Antes do inicio da soldagem cada corpo de prova foi devidamente
posicionado em dispositivo de soldagem construído especialmente para essa
finalidade e com o propósito de manter as posições relativas entre o corpo de prova
e a célula de soldagem. Esse arranjo é mostrado na Figura 4.17.
Figura 4.17 – Corpo de prova posicionado no dispositivo de soldagem.
Para manter a posição da junta de soldagem, soldou-se previamente na
superfície inferior de cada corpo de prova travas conforme mostrado na Figura 4.18.
60
Figura 4.18 – Travas do corpo de prova.
O dispositivo de soldagem também faz-se necessário tendo em vista que
para a soldagem robotizada, o programa pré-definido levará o robô exatamente nas
mesmas coordenadas de soldagem definidas no programa, logo tem-se que garantir
que a peças estejam sempre posicionadas no mesmo local da mesa de soldagem
cujas coordenadas estão referenciadas pelo robô, dessa forma confecciona-se o
dispositivo com referências que possam ser posicionadas sempre na mesma
coordenada da mesa de soldagem.
Durante todas as fazes de soldagem foi mantido o mesmo “stick-out” e
posição da tocha (90°).
Os parâmetros e condições de soldagem utilizados para cada corpo de prova
são os mostrados nas Tabelas de 4.1 a 4.3, sendo que os mesmos foram
previamente definidos através da soldagem de corpos de prova de ajuste os quais
foram posteriormente descartados. Na fase de ajuste escolheu-se parâmetros que
permitissem uma soldagem isenta de defeitos como mordeduras, falta de fusão ou
penetração e outros.
Tabela 4.1 – Parâmetros de soldagem utilizados com os corpos de prova soldados á
temperatura ambiente.
61
Tabela 4.2 – Parâmetros de soldagem utilizados com os corpos de prova soldados á
temperatura de pré-aquecimento de 120 °C.
62
Tabela 4.3 – Parâmetros de soldagem utilizados com os corpos de prova soldados à
temperatura de pré-aquecimento de 220 °C.
As Figuras de 4.19 a 4.21 mostram um dos corpos de prova após cada um
dos onze passes de soldagem utilizados no processo.
Figura 4.19 – Corpo de prova após a execução do primeiro passe de soldagem ou
passe de raiz.
63
8°passe
2°passe 4°passe
3°passe
7°passe
6°passe5°passe
10°passe
9°passe
8°passe
2°passe 4°passe
3°passe
7°passe
6°passe5°passe
10°passe
9°passe
Figura 4.20 – Corpo de prova após a execução dos passes de soldagem de 2 a 10.
Figura 4.21 – Corpo de prova após a execução do 11° passe de soldagem ou
enchimento de raiz.
Após a conclusão do processo de soldagem dos corpos de prova, foram
retirados pelo processo de usinagem de cada corpo de prova soldados, 06 corpos
de prova para ensaio de tração e 02 corpos de prova para ensaio de micrografia. Os
corpos de prova para ensaio de tração e micrografia são mostrados
respectivamente nas Figuras 4.22 e 4.23.
64
Figura 4.22 – Corpo de prova para ensaio de tração.
Figura 4.23 – Corpo de prova para ensaio de micrografia.
4.10 – Ensaios de Tração.
Para os ensaios de tração foi utilizada uma máquina de ensaio de tração
universal KRATOS K-15000, conforme pode ser visto nas Figuras 4.24 e 4.25, essa
máquina é equipada com uma célula de carga TM 15 TF (15000 Kgf) e velocidades
de ensaio de 0,25 a 500 mm/min com acionamento em tração ou compressão.
Figura 4.24 – Máquina de ensaio de tração.
Neste trabalho analisou-se apenas os resultados do limite de resistência a
tração obtidos no ensaio. Essa tensão é calculada dividindo-se a força máxima
65
suportada pela área inicial da seção transversal do corpo de prova. É importante
observar que o limite de resistência a tração é baseado na área original da seção
transversal e um material dúctil pode ter sua seção transversal relativamente
reduzida quando a carga máxima for excedida. (Van Vlack, 1984).
Figura 4.25 – Ensaio de Tração.
4.11 – Ensaio de Impacto.
Para a realização dos ensaios de impacto foi utilizado um equipamento LBM
018 – Pêndulo de impacto 300 J (IGW RM – 204), a temperatura de ensaio foi de -
30 °C e a preparação do corpo de prova foi conforme norma ASTM E23 (10 x 10)
Charpy tipo A.
4.12 – Ensaio de dureza.
Para a realização do ensaio de dureza foi utilizado um equipamento alemão
Heckert, sendo que a dureza foi medida em Vickers (Hv), usando um penetrador em
formato de pirâmide de 136° e carga de 10Kgf. A loc alização das medições já foram
mostradas na Figura 4.20.
4.13 – Tratamentos Estatísticos.
66
Para fazer a análise estatística dos ensaios de tração, impacto e dureza,
realizados conforme já foi descrito anteriormente, foi utilizado o método da análise
de variância ou comparação de várias médias.
A análise de variância foi desenvolvida pelo estatístico britânico Sir. R. A
Fisher como instrumento para a análise de experimentos agrícolas. A Análise de
variância ou ANOVA é um método suficientemente poderoso para identificar
diferenças entre médias populacionais devido á várias causas atuando
simultaneamente sobre os elementos da população (Neto, 1994).
A única limitação do método é que ele não identifica, no caso de haver
diferença significativa entre os tratamentos, quais tratamentos são diferentes entre
si, para corrigir esse fato aplicou-se o teste de Tukey (Neto, 1994) para identificar os
tratamentos com diferenças significativas. Nesse trabalho utilizou-se as
funcionalidades do software Microsoft Excel 2003 para realizar os testes de análise
de variância.
67
5 – Resultados e discussão.
As Figuras de 5.1 a 5.18 mostram os resultados da fotomicrografia entre os
metais base (SAE 8620) e adição sob as diferentes condições de pré-aquecimento e
tecimento na soldagem dos corpos de prova. As fotos foram realizadas através de
um microscópio ótico 800X LBM 014 Olympus CB.
Observa-se nas Figuras de 5.1 a 5.18 uma microestrutura composta por uma
matriz com característica de bainita (região escura – seta preta) e ferrita (região
clara – seta branca). Não foi evidenciada a presença de trincas, porosidades e falta
de fusão. Também não foi evidenciada a presença da estrutura martensita.
Figura 5.1 – Fotomicrografia A de corpo de prova soldado a temperatura ambiente e
tecimento ZIGZAG.
Figura 5.2 – Fotomicrografia B de corpo de prova soldado a temperatura ambiente e
tecimento ZIGZAG.
68
Figura 5.3 – Fotomicrografia A de corpo de prova soldado a temperatura ambiente e
tecimento VAIVEM.
Figura 5.4 – Fotomicrografia B de corpo de prova soldado a temperatura ambiente e
tecimento VAIVEM.
69
Figura 5.5 – Fotomicrografia A de corpo de prova soldado a temperatura ambiente e
sem tecimento.
Figura 5.6 – Fotomicrografia B de corpo de prova soldado a temperatura ambiente e
sem tecimento.
70
Figura 5.7 – Fotomicrografia A de corpo de prova soldado com temperatura de pré-
aquecimento de 120°C e com tecimento ZIGZAG.
Figura 5.8 – Fotomicrografia B de corpo de prova soldado com temperatura de pré-
aquecimento de 120°C e com tecimento ZIGZAG.
71
Figura 5.9 – Fotomicrografia A de corpo de prova soldado com temperatura de pré-
aquecimento de 120°C e com tecimento VAIVEM.
Figura 5.10 – Fotomicrografia B de corpo de prova soldado com temperatura de pré-
aquecimento de 120°C e com tecimento VAIVEM.
72
Figura 5.11 – Fotomicrografia A de corpo de prova soldado com temperatura de pré-
aquecimento de 120°C e sem tecimento.
Figura 5.12 – Fotomicrografia B de corpo de prova soldado com temperatura de pré-
aquecimento de 120°C e sem tecimento.
73
Figura 5.13 – Fotomicrografia A de corpo de prova soldado com temperatura de pré-
aquecimento de 220°C e com tecimento ZIGZAG.
Figura 5.14 – Fotomicrografia B de corpo de prova soldado com temperatura de pré-
aquecimento de 220°C e com tecimento ZIGZAG.
74
Figura 5.15 – Fotomicrografia A de corpo de prova soldado com temperatura de pré-
aquecimento de 220°C e com tecimento VAIVEM.
Figura 5.16 – Fotomicrografia B de corpo de prova soldado com temperatura de pré-
aquecimento de 220°C e com tecimento VAIVEM.
75
Figura 5.17 – Fotomicrografia A de corpo de prova soldado com temperatura de pré-
aquecimento de 220°C e sem tecimento.
Figura 5.18 – Fotomicrografia B de corpo de prova soldado com temperatura de pré-
aquecimento de 220°C e sem tecimento.
As Tabelas de 5.1 a 5.9 mostram os resultados dos ensaios de tração nos
corpos de prova de 01 a 54.
76
Tabela 5.1 – Resultados do Ensaio de Tração para o Corpo de Prova de Soldagem
01 – Tecimento tipo ZIGZAG sem pré-aquecimento.
Tabela 5.2 – Resultados do Ensaio de Tração para o Corpo de Prova de Soldagem
02 – Tecimento tipo VAIVEM sem pré-aquecimento.
Tabela 5.3 – Resultados do Ensaio de Tração para o Corpo de Prova de Soldagem
03 – Sem Tecimento e sem pré-aquecimento.
77
Tabela 5.4 – Resultados do Ensaio de Tração para o Corpo de Prova de Soldagem
04 – Tecimento tipo ZIGZAG e pré-aquecido a 120 °C.
Tabela 5.5 – Resultados do Ensaio de Tração para o Corpo de Prova de Soldagem
05 – Tecimento tipo VAIVEM e pré-aquecido a 120 °C.
Tabela 5.6 – Resultados do Ensaio de Tração para o Corpo de Prova de Soldagem
06 – Sem Tecimento e pré-aquecido a 120 °C.
78
Tabela 5.7 – Resultados do Ensaio de Tração para o Corpo de Prova de Soldagem
07 – Tecimento tipo ZIGZAG e pré-aquecido a 220 °C .
Tabela 5.8 – Resultados do Ensaio de Tração para o Corpo de Prova de Soldagem
08 – Tecimento tipo VAIVEM e pré-aquecido a 220 °C .
Tabela 5.9 – Resultados do Ensaio de Tração para o Corpo de Prova de Soldagem
09 – Sem Tecimento e pré-aquecido a 220 °C.
Para a análise dos resultados dos ensaios de tração no que diz respeito aos
valores do limite de resistência tração encontrados, foram utilizados métodos
estatísticos. A primeira análise feita, foi uma análise global comparando-se as
médias obtidas quanto ao limite de resistência a tração para os diferentes processos
de tecimento e temperaturas de pré-aquecimento. Elaborou-se a Tabela 5.10 para
facilitar a análise de variância utilizando-se o software Microsoft Excel.
79
O processo I na Tabela refere-se a soldagem com tecimento tipo ZIGZAG, o
processo II ao tecimento tipo VAIVEM e o processo III ao processo contínuo (sem
tecimento). A análise foi feita ao nível de 5% de significância e as Hipóteses
adotadas foram:
Processos:
H0 – Não existe diferença significativa entre os processos.
H1 – Existe diferença significativa entre os processos.
Temperatura de pré-aquecimento:
H0 – Não existe diferença significativa entre as temperaturas.
H1 – Existe diferença significativa entre as temperaturas.
Interação entre os processos:
HO – Não existe diferença significativa entre as interações.
H1 – Existe diferença significativa entre as interações.
Tabela 5.10 – Tabela para análise de variância global.
A saída de dados fornecida pelo software é mostrada na Tabela 5.11. Nessa
Tabela podemos verificar que o valor de F para as interações é maior que F crítico,
logo podemos admitir que existe diferença significativa entre as interações (Neto,
80
1994). Como as interações são significativas não podemos utilizar essa saída de
dados para checar diferenças significativas entre processos ou entre temperaturas
de pré-aquecimento.
Quanto as interações, aplicamos o teste de Tukey para verificar entre quais
delas existe diferença significativa e nesse caso verificamos que as interações que
apresentassem diferença entre si de D=2,52 poderiam ser consideradas
significativas. Do total de 36 interações possíveis, 15 foram consideradas não
significativas e 21 significativas. A maior diferença encontrada ou a mais significativa
foi na interação ao soldar utilizando o processo VAIVEM com temperatura de pré-
aquecimento de 120°C e 220°C. A menor diferença enc ontrada ou menos
significativa foi na interação ao soldar com o processo VAIVEM na temperatura
ambiente e soldar com o processo CONTÍNUO na temperatura de 220°C.
81
Tabela 5.11 – Saída de dados da Análise de Variância Global.
Como foi comprovado a existência de interação, não se pode testar
globalmente a influência das classificações segundo os processos e segundo as
temperaturas de pré-aquecimento, mas podemos testar os processos dentro de uma
temperatura de pré-aquecimento ou as temperaturas dentro de um processo (Neto,
1994). As Tabelas de 5.12 a 5.27 mostram respectivamente as Tabelas construídas
para facilitar a análise dos dados e as saídas de dados fornecidas pelo Microsoft
Excel, em todas as análises foi utilizado o nível de significância de 5%.
82
Tabela 5.12 – Tabela para análise de variância processo ZIGZAG x Temperaturas,
dados de limite de resistência a tração em Kgf/mm².
Tabela 5.13 – Saída de dados da Análise de Variância Processo ZIGZAG x
Temperaturas.
Da Tabela 5.13, pode-se concluir, levando-se em conta que F > Fcrítico, que
existe diferença significativa entre as médias de limite de resistência a tração
obtidas sob diferentes temperaturas de pré-aquecimento quando soldamos os
corpos de prova através do processo ZIGZAG. O melhor resultado foi obtido para a
temperatura de pré-aquecimento de 220°.
83
Tabela 5.14 – Tabela para análise de variância processo VAIVEM x Temperatura,
dados de limite de resistência a tração em Kgf/mm².
Tabela 5.15 – Saída de dados da Análise de Variância Processo VAIVEM x
Temperaturas.
Da Tabela 5.15, pode-se concluir que existe diferença significativa entre as
médias de limite de resistência a tração encontradas soldando-se sob diferentes
temperaturas de pré-aquecimento e utilizando-se o processo VAIVEM. O melhor
resultado foi obtido na temperatura de 220°C. Essa conclusão é embasada no fato
de F ser maior que Fcrítico.
84
Tabela 5.16 – Tabela para análise de variância processo CONTÍNUO x
Temperaturas, limite de resistência a tração em Kgf/mm².
Tabela 5.17 – Saída de dados da Análise de Variância Processo CONTÍNUO x
Temperaturas.
Da Tabela 5.17, conclui-se que existe diferença significativa entre os
processos quando soldamos no processo CONTÍNUO sob várias temperaturas de
pré-aquecimento. Os melhores resultados foram obtidos na soldagem a temperatura
ambiente e na soldagem a temperatura de 120°C.
Tabela 5.18 – Tabela para análise de variância Temperatura Ambiente x Processos,
dados de limite de resistência a tração em Kgf/mm².
85
Tabela 5.19 – Saída de dados da Análise de Variância Temperatura Ambiente x
Processos.
Da Tabela 5.19, conclui-se que quando soldamos a temperatura ambiente,
existe diferença significativa entre os processos, sendo que o melhor resultado é
obtido soldando-se no processo contínuo. Essa diferença é considerada significativa
pois F > Fcrítico.
Tabela 5.20 – Tabela para análise de variância Temperatura de Pré-aquecimento de
120°C x Processos, dados de limite de resistência a tração em Kgf/mm².
86
Tabela 5.21 – Saída de dados da Análise de Variância Temperatura Pré-
aquecimento 120°C x Processos.
Da Tabela 5.21, concluí-se que soldando-se com temperatura de pré-
aquecimento de 120°C, existem diferenças significat ivas entre os processos, sendo
que o melhor resultado é obtido para o processo CONTÍNUO. Considera-se a
diferença significativa pois F > Fcrítico.
Tabela 5.22 – Tabela para análise de variância Temperatura de Pré-aquecimento de
220°C x Processos, dados de limite de resistência a tração em Kgf/mm².
87
Tabela 5.23 – Saída de dados da Análise de Variância Temperaturas Pré-
aquecimento 220°C x Processos.
Da Tabela 5.23, conclui-se que existem diferenças significativas entre os
processos ao soldar com temperatura de pré-aquecimento de 220°C. O melhor
resultado foi obtido na soldagem com o processo VAIVEM. As diferenças são
significativas já que F > Fcrítico.
Limite de resistência a tração x Temperatura x Processos
44,00
45,00
46,00
47,00
48,00
49,00
50,00
51,00
52,00
53,00
T amb T 120°C T 220°C
Temperatura de pré-aquecimento
Limite de resistência a tração (Kgf/mm²)
ZIGZAG
VAIVEM
CONTÍNUO
Figura 5.19 – Limite de resistência a tração x Temperatura x Processos.
88
Apesar dos tratamentos estatísticos e a Figura 5.19 mostrarem que existem
diferenças significativas entre as médias de limite de resistência a tração obtidas
nos resultados dos ensaios deve-se levar em conta que os limites de resistência a
tração dos aços LN28 e 8620, são respectivamente: 41 a 56 Kgf/mm
2
(48,5 Kgf/mm
2
em média) e 54 a 63,5 Kgf/mm
2
(58,75 Kgf/mm
2
em média) e que todos os corpos
de prova romperam na região do material de base composta pelo LN28, o aspecto
da fratura foi dúctil e que nenhum valor de limite de resistência a tração ficou fora da
faixa esperada de tensão para o LN 28, pode-se então dizer que os valores
esperados para a resistência a tração da junta são satisfatórios em todas as
interações realizadas no ensaio.
Os resultados do ensaio de tração mostram que não houveram prejuízos na
resistência a tração esperada da junta, mesmo quando não utilizamos de pré-
aquecimento, situação evidenciada pelo fato da ruptura em 100% dos corpos de
prova ter ocorrido na região composta pelo LN28, logo a resistência a tração da
junta está limitada a resistência mecânica do aço ABNT LN 28.
A Tabela 5.24 mostra os resultados obtidos nos 18 ensaios de tenacidade
feitos nos corpos de prova soldados sob diferentes temperaturas de pré-
aquecimento e tecimento, como já foi mencionado o processo “I” refere-se a
condição ZIGZAG, o processo “II” refere-se a condição VAIVEM e o processo “III” a
condição CONTÍNUO. A referida tabela também representa o arranjo de dados para
a análise de variância global dos resultados do ensaio de tenacidade sob as
diferentes condições de temperatura e processos.
Tabela 5.24 – Dados para análise de variância Global dos resultados do ensaio de
tenacidade.
A saída de dados fornecida pelo software é mostrada na Tabela 5.25.
89
Tabela 5.25 – Saída de dados para a análise de variância global dos resultados do
ensaio de tenacidade.
Como não foi comprovada a existência de interações, pois o valor F(2,89)
para as interações é menor do que F crítico (3,63) pode-se testar globalmente a
influência das classificações segundo os processos e segundo as temperaturas de
pré-aquecimento. (Neto, 1994). Nesse caso constatou-se que a temperatura é uma
fonte de variação significativa pois F (9,18) é maior do que F crítico (4,26) levando-
se em conta a classificação em função da temperatura. Para os processos, ao
contrário da temperatura, pode-se afirmar que não foram encontradas diferenças
90
significativas pois F (0,09) é menor do que F crítico (4,26). Considerando-se então
apenas as médias dos resultados do ensaio de impacto em função da variação das
temperaturas de pré-aquecimento, mostramos que os melhores resultados foram
obtidos a medida que aumentou-se a temperatura de pré-aquecimento, como
podemos verificar na Tabela 5.26.
Tabela 5.26 – Tenacidade média em função da temperatura de pré-aquecimento.
Tenacidade x Temperatura x Processos
30,00
35,00
40,00
45,00
50,00
55,00
60,00
65,00
70,00
75,00
80,00
85,00
T amb T 120°C T 220°C
Temperatura de pré-aquecimento
Tenacidade (J)
ZIGZAG
VAIVEM
CONTÍNUO
Figura 5.20 – Tenacidade x Temperatura x Processos.
Pode-se visualizar através da Figura 5.20, e também considerando-se os
resultados estatísticos já apresentados, que a temperatura de pré-aquecimento
influencia positivamente os resultados de tenacidade, no processo ZIGZAG soldado
a temperatura de pré-aquecimento de 120°C e 220°C, possivelmente em função do
maior aquecimento na ZTA devido a maior proximidade do arco utilizado, obteve-se
os melhores resultados, porém é importante dizer que estatisticamente não se pode
afirmar que existem diferenças quando compara-se os processos. Essa situação fica
91
evidente quando leva-se em conta também o valor de tenacidade obtido com o
processo contínuo utilizando-se pré-aquecimento de 220°C.
Apesar desses tratamentos estatísticos mostrarem que existem diferenças
significativas entre as tenacidades obtidas nos resultados de CHARPY deve-se levar
em conta que a tenacidade do aços 6655 LN28 e 8620, são respectivamente: 37
Joule e 26 Joule a -30ºC e que todos os corpos de prova romperam com aspecto da
fratura dúctil, pode-se então dizer que os valores esperados para a resistência da
junta são satisfatórios em todas as interações realizadas no ensaio.
A Tabela 5.27 mostra as médias obtidas nos ensaios de dureza na ZTA do
aço ABNT 8620 feitos nos corpos de prova soldados sob diferentes temperaturas de
pré-aquecimento e tecimento, como já foi mencionado o processo “I” refere-se a
condição ZIGZAG, o processo “II” refere-se a condição VAIVEM e o processo “III” a
condição CONTÍNUO. Cada média foi obtida de 6 ensaios de dureza feito em cada
condição de soldagem e conforme já mostrado na Figura 4.22. A referida tabela
também representa o arranjo de dados para a análise de variância global dos
resultados do ensaio de dureza na ZTA sob as diferentes condições de temperatura
e processos.
Tabela 5.27 – Dados para análise de variância global das médias dos ensaios de
dureza na ZTA do aço ABNT 8620.
92
Tabela 5.28 – Saída de dados para a análise de variância global dos resultados do
ensaio de dureza na ZTA do aço ABNT 8620.
A saída de dados fornecida pelo software no que diz respeito a análise de
variância dos resultados do ensaio de dureza na ZTA do aço ABNT 8620 é
mostrada na Tabela 5.28. Nessa Tabela podemos verificar que o valor de F para as
interações (7,29) é maior que F crítico (3,63), logo podemos admitir que existe
diferença significativa entre as interações (Neto, 1994). Como as interações são
significativas não podemos utilizar essa saída de dados para checar diferenças
significativas entre processos ou entre temperaturas de pré-aquecimento.
93
Quanto as interações, aplicamos o teste de Tukey para verificar entre quais
delas existe diferença significativa e nesse caso verificamos que as interações que
apresentassem diferença entre si de D=71,64 poderiam ser consideradas
significativas. Do total de 36 interações possíveis, 29 foram consideradas não
significativas e 07 significativas. A maior diferença encontrada ou a mais significativa
foi na interação ao soldar utilizando a temperatura de pré-aquecimento de 120°C
com os processos ZIGZAG e CONTÍNUO. A menor diferença encontrada ou menos
significativa foi na interação ao soldar com o processo VAIVEM nas temperaturas
ambiente e com pré-aquecimento a 120°C.
Como foi comprovado a existência de interação, não se pode testar
globalmente a influência das classificações segundo os processos e segundo as
temperaturas de pré-aquecimento, mas podemos testar os processos dentro de uma
temperatura de pré-aquecimento ou as temperaturas dentro de um processo.
As Tabelas de 5.29 a 5.40 mostram respectivamente as Tabelas construídas
para facilitar a análise dos dados e as saídas de dados fornecidas pelo Microsoft
Excel, em todas as análises foi utilizado o nível de significância de 5%.
Tabela 5.29 – Tabela para análise de variância do processo ZIGZAG x
Temperaturas, dureza na ZTA do aço ABNT 8620.
94
Tabela 5.30 – Saída de dados da Análise de Variância do processo ZIGZAG x
Temperaturas, dureza na ZTA do aço ABNT 8620.
Da Tabela 5.30, pode-se concluir, levando-se em conta que F > Fcrítico, que
existe diferença significativa entre as médias de dureza obtidas sob diferentes
temperaturas de pré-aquecimento quando soldamos os corpos de prova através do
processo ZIGZAG. O melhor resultado foi o obtido na soldagem a temperatura
ambiente.
Tabela 5.31 – Tabela para análise de variância do processo VAIVEM x
Temperatura, dureza na ZTA do aço ABNT 8620.
95
Tabela 5.32 – Saída de dados da Análise de variância do processo VAIVEM x
Temperaturas, dureza na ZTA do aço ABNT 8620.
Da Tabela 5.32, pode-se concluir que não existe diferença significativa entre
as médias de dureza na ZTA do aço ABNT 8620 encontradas soldando-se sob
diferentes temperaturas de pré-aquecimento e utilizando-se o processo VAIVEM já
que F < F crítico.
Tabela 5.33 – Tabela para análise de variância do processo CONTÍNUO x
Temperaturas, dureza na ZTA do aço ABNT 8620.
96
Tabela 5.34 – Saída de dados da Análise de variância do processo CONTÍNUO x
Temperaturas, dureza na ZTA do aço ABNT 8620.
Da Tabela 5.34, conclui-se que não existe diferença significativa entre os
processos quando soldamos no processo CONTÍNUO sob várias temperaturas de
pré-aquecimento, já que F < F crítico.
Tabela 5.35 – Tabela para análise de variância Temperatura Ambiente x Processos,
dureza na ZTA do aço ABNT 8620.
97
Tabela 5.36 – Saída de dados da Análise de Variância Temperatura Ambiente x
Processos, dureza na ZTA do aço ABNT 8620.
Da Tabela 5.36, conclui-se que quando soldamos a temperatura ambiente,
não existe diferença significativa entre os processos já que F < Fcrítico.
Tabela 5.37 – Tabela para análise de variância Temperatura de Pré-aquecimento de
120°C x Processos, dureza na ZTA do aço ABNT 8620.
Tabela 5.38 – Saída de dados da Análise de Variância Temperatura Pré-
aquecimento de 120°C x Processos, dureza na ZTA do aço ABNT 8620.
98
Da Tabela 5.38, concluí-se que soldando-se com temperatura de pré-
aquecimento de 120°C, existem diferenças significat ivas entre os processos, sendo
que o melhor resultado é obtido para o processo CONTÍNUO. Considera-se a
diferença significativa pois F > Fcrítico.
Tabela 5.39 – Tabela para análise de variância Temperatura de Pré-aquecimento de
220°C x Processos, dureza na ZTA do aço ABNT 8620.
Tabela 5.40 – Saída de dados da Análise de Variância Temperaturas Pré-
aquecimento 220°C x Processos, dureza na ZTA do aço ABNT 8620.
Da Tabela 5.40, conclui-se que não existe diferença significativa entre os
processos ao soldar com temperatura de pré-aquecimento de 220°C, já que F <
Fcrítico.
99
Dureza ZTA 8620 x Temperatura x Processos
200,00
220,00
240,00
260,00
280,00
300,00
320,00
340,00
360,00
T amb T 120°C T 220°C
Temperatura de pré-aquecimento
Dureza (Hv)
ZIGZAG
VAIVEM
CONTÍNUO
Figura 5.21 – Dureza na ZTA 8620 x Temperatura x Processos.
Como pode ser visualizado na Figura 5.21 e conforme resultados estatísticos
já apresentados, a diferença mais significativa foi encontrada ao soldar-se com
temperatura de pré-aquecimento de 120°C e utilizand o-se dos processos ZIGZAG e
CONTÍNUO. O aço ABNT, por tratar-se de um aço baixa liga apresenta
susceptibilidade a endurecimento em função das altas velocidades de resfriamento
encontradas no processo de soldagem, nesse caso supõe-se que o aporte de calor
provocado em cada lado da junta pelo processo ZIGZAG somado ao pré-
aquecimento de 120°C não seja suficiente para dimi nuir as taxas de resfriamento a
ponto de evitar o aumento de dureza na ZTA do aço ABNT 8620, comparando-se
aos outros dois processos.
Apesar dos tratamentos estatísticos mostrarem que existem diferenças
significativas entre as médias de dureza obtidas nos resultados dos ensaios de
dureza na ZTA do aço 8620, quando se analisa as interações, a variação da
temperatura dentro do processo ZIGZAG e a variação dos processos dentro da
temperatura de pré-aquecimento de 120 °C, não se po de concluir que os resultados
de dureza influenciaram negativamente a resistência mecânica da junta, tendo em
vista que os resultados dos ensaios de tenacidade, tração e micrografia não
mostraram resultados negativos.
100
A Tabela 5.41 mostra as médias obtidas nos ensaios de dureza na ZTA do
aço LN 28 feitos nos corpos de prova soldados sob diferentes temperaturas de pré-
aquecimento e tecimento, como já foi mencionado o processo “I” refere-se a
condição ZIGZAG, o processo “II” refere-se a condição VAIVEM e o processo “III” a
condição CONTÍNUO. Cada média foi obtida de 6 ensaios de dureza feito em cada
condição de soldagem e conforme já mostrado na Figura 4.22. A referida tabela
também representa o arranjo de dados para a análise de variância global dos
resultados do ensaio de dureza na ZTA sob as diferentes condições de temperatura
e processos.
Tabela 5.41 – Dados para análise de variância global das médias dos ensaios de
dureza na ZTA do aço LN 28.
101
Tabela 5.42 – Saída de dados para a análise de variância global dos resultados do
ensaio de dureza na ZTA do aço LN 28.
Como, conforme mostrado na Tabela 5.42, não foi comprovada a existência
de interações, pois o valor F(0,94) para as interações é menor do que F crítico
(3,63) pode-se testar globalmente a influência das classificações segundo os
processos e segundo as temperaturas de pré-aquecimento. (Neto, 1994). Nesse
caso constatou-se que o processo é uma fonte de variação significativa pois F
(11,77) é maior do que F crítico (4,26) levando-se em conta a classificação em
função dos processos. Para as temperaturas, ao contrário dos processos, pode-se
afirmar que não foram encontradas diferenças significativas pois F (1,48) é menor
102
do que F crítico (4,26). Considerando-se então apenas as médias dos resultados do
ensaio de dureza na ZTA do aço LN 28 em função da variação dos processos,
mostramos que os melhores resultados foram obtidos soldando-se no processo
contínuo, como podemos verificar na Tabela 5.43.
Tabela 5.43 – Dureza média na ZTA do aço LN 28 em função dos processos.
Dureza ZTA LN28 x Temperatura x Processos
180,00
185,00
190,00
195,00
200,00
205,00
210,00
215,00
220,00
225,00
230,00
T amb T 120°C T 220°C
Temperatura de pré-aquecimento
Dureza (Hv)
ZIGZAG
VAIVEM
CONTÍNUO
Figura 5.22 – Dureza na ZTA LN28 x Temperatura x Processos.
Visualiza-se da Figura 5.22 e comprova-se através de resultados estatísticos
que a temperatura de pré-aquecimento não afeta significativamente a dureza da
ZTA do aço ABNT LN28, esse fato pode ocorrer devido ao aço em questão ser um
aço comum ao carbono e não suscetível a endurecimento devido a altas
velocidades de resfriamento provocados pelo processo de soldagem.
Apesar dos tratamentos estatísticos mostrarem que existem diferenças
significativas entre as médias de dureza obtidas nos resultados dos ensaios de
dureza na ZTA do aço LN 28, quando se analisa os processos não se pode concluir
que os resultados de dureza influenciaram negativamente a resistência mecânica da
103
junta, tendo em vista que os resultados dos ensaios de tração não mostraram
resultados negativos.
104
6 – Conclusão.
Utilizando-se as condições de soldagem descritas nesse trabalho chegou-se as
seguintes conclusões:
1. Na soldagem MAG Robotizada dissimilar dos aço SAE 8620 e ABNT LN28
houveram, segundo resultados estatísticos, diferenças significativas entre os
processos de soldagem (condições de tecimento) no que diz respeito aos
resultados do ensaio de tração e tenacidade, porém essas diferenças não
influenciaram no resultado esperado para a resistência mecânica da junta. Esse
resultado também leva a esperar que em situações de soldagem manual as
variações no processo de tecimento devido a habilidade do soldador,
normalmente utilizadas no chão de fábrica, não implicariam em problemas de
qualidade na soldagem dos componentes em questão.
2. Existem diferenças estatísticas significativas entre a soldagem a temperatura
ambiente e as soldagens realizadas com pré-aquecimento e controle da
temperatura interpasses no que diz respeito aos resultados do ensaio de tração,
porém os resultados de micrografia da zona termicamente afetada que faz
interface com o aço SAE 8620 apresentaram em todos os corpos de prova uma
estrutura isenta de martensita e composta basicamente de bainita e ferrita.
3. Existem diferenças estatísticas significativas entre a soldagem a temperatura
ambiente e as soldagens realizadas com pré-aquecimento e controle da
temperatura interpasses no que diz respeito aos resultados do ensaio de
tenacidade e dureza. Quanto a tenacidade, as diferenças significativas puderam
ser notadas apenas quanto a variação global das temperaturas de pré-
aquecimento, porém todos os resultados foram satisfatórios quanto a tenacidade
esperada para o aço 8620. A dureza na ZTA do aço 8620 apresentou diferenças
significativas apenas ao variar-se a temperatura dentro do processo ZIGZAG e
ao variar-se os processos dentro da temperatura de pré-aquecimento de 120 °C,
porém esses resultados não afetaram a resistência mecânica da junta como pode
ser comprovado pelo ensaio de tenacidade.
4. Houveram diferenças significativas quanto a dureza na ZTA do metal LN 28
apenas quando considerou-se a influência global dos processos, resultado
105
esperado tendo em vista que o material não é ligado e não seria afetado
significativamente pela variação da temperatura de pré-aquecimento.
5. Não é recomendável, no chão de fábrica, utilizar-se de pré-aquecimento e fazer
estudos aprofundados quanto a influência do tecimento levando-se em conta que
essas variáveis não afetaram prejudicialmente a microestrutura e resistência da
junta e qualquer disposição em contrário encareceria desnecessariamente o
processo. Conclui-se que é recomendável soldar o objeto de estudo na condição
de soldagem contínua (sem tecimento) e na temperatura ambiente (sem pré-
aquecimento).
106
7 – Referências Bibliográficas.
1. Alé, R.M. Constituintes microestruturais de solda de aço C-Mn baixa liga.
Parte II: metal de solda. Soldagem e Materiais, vol. 01, n°02, p. 18-25, 1991.
2. Alfaro, S. C. A . Monitoração da poça de fusão. Soldagem e Inspeção, vol. 08,
n° 01, p. 23-29, 2003.
3. American Welding Society. Certification Manual for Welding Inspectors, 4ª
Ed., Miami, USA, p. 107-124, 2000.
4. American Welding Society. Structural Welding Code Stell AWS D1.1, 2004.
5. American Welding Society. Welding Handbook, vol.1, 8ª Ed., Miami, USA, p.
89-124, 1987.
6. Araújo, W. R. Comparação entre soldagem robotizada com arame sólido e
“metal cored” – a ocorrência do “finger”. XXX Consolda, p. 01-05, 2004.
7. Atkins, G., Thiessen, D., Nissley, N., Adonyi, Y. Welding Process Effects in
Weldability Testing of Steels. Welding Journal Research Supllemente, p. 61-
68, 2002.
8. Avery, R. E. Pay attention to dissimilar-metal welds. Chemical Engineering
Progress, p. 01-08, 1991.
9. Barros, P. M. Metalurgia da Soldagem I. São Paulo: Faculdade de Tecnologia
de São Paulo, Fatec/Unesp, 2002.
10. Benscoter, A. O. Carbon and Steels: Metallographic techniques and
microstructures. ASM Handbook, vol. 09, p. 273-302, 1992.
107
11. Benscoter, A. O. P. R. Carbon and Alloy Steels: Metallographic Techniques
and Microstructures – Atlas of microstructures for carbon and alloy steels.
ASM Handbook, vol. 09, p. 302-357. 1992.
12. Bever, M. B. Introduction to structures in metals. ASM Handbook, vol. 09, p.
1303-1321, 1992.
13. Bracarense, A ., Pereira, U. A soldagem GMAW. Revista da Soldagem, n° 05,
p. 01-12, 2005.
14. Bracarense, A., Q. Gas Metal Arc Welding. Infosolda, www.infosolda.com.br,
p. 01-27, 2003.
15. Bramfitt, B. L. Weldments: Solidification Structures of Stell. ASM Handbook,
vol. 09, p. 1345-1356, 1992.
16. Brandão, J. E. S.A. Degradação das propriedades mecânicas de um aço
carbono temperado e revenido submetido a diferentes ciclos térmicos de
soldagem. XXX Consolda, p. 01-14, 2004.
17. Canto, M. A. A. Influência dos gases de proteção empregados no processo
MIG/MAG sobre as propriedades mecânicas do metal de solda. Dissertação
UFRGS, p. 02-06, 1991.
18. Chiaverini, V. Aços e ferros fundidos. São Paulo: Associação Brasileira de
Metalúrgica e Materiais ABM, 7ª edição,1996.
19. Corrêa, C. A . Influência dos parâmetros da soldagem mig pulsada e
convencional na morfologia do cordão e na microestrutura. 1°COBEF, p. 01-
08, 2001.
20. Costa, U. P. Soldagem com processo arame tubular e com alma metálica nos
segmentos naval, on e offshore e de construção. XXIX Consolda, Brasil, p.
01-16, slides. 01-201, 2003.
108
21. Cota, A . B. Influência da temperatura de austenitização sobre a cinética de
formação da ferrita em um aço microligado com Nb. REM, n° 55(4), p. 273-
277, 2002.
22. Couto, J. G. V., Pessoa, A. A. Processo CO2, em solda versus misturas de
argônio e dióxido de carbono. Separata da Revista Engenharia Industrial, p.
01-08, 2000.
23. Dallam, C.B. Characterization of Welds. ASM Handbook, vol. 06, p. 254-258.
1993.
24. Edmonds, D.V. Bainite Structures. ASM Handbook, vol. 09, p. 1429-1444,
1992.
25. Elmer, J., Palmer, T., Babu, S., Zhang, W., DebRoy, T. Direct Observations of
Austenite, Bainite and Martensite Formation During Arc Welding of 1045 Steel
using Time Resolved X-Ray Diffraction. The Welding Journal, 2004.
26. Eroglu, M., Aksoy, M. Effect of coarse initial grain size on microstructure and
mechanical properties of weld metal and HAZ of a low carbon steel. Materials
Science and Engineering, A269, p. 59-66, 1999.
27. Eroglu, M., Aksoy, M. Effect of initial grain size on microstructure and
toughness of intercritical heat-affected zone of a low carbon steel. Materials
Science and Engineering, A296, p. 289-297, 2000.
28. Fortes, C. Soldagem MIG/MAG. Esab, São Paulo, Brasil, p. 01-133, 2005
.
29. Funderburk, R. S. A look at heat input. Welding Innovation, vol. 16, n° 01, p.
01-04, 1999.
30. Funderburk, R. S. The importance of interpass temperature. Welding
Innovation, vol. 15, n° 01, p. 01-02, 1998.
109
31. Garcia-Mateo, C. Caballero, F. G, Bhadeshia, H. K. D. H. Development of
Hard Bainite. ISIJ International, vol. 43, n°. 8, p . 1238-1243, 2003.
32. Gomes, S. I. N. Efeito da microfase austenita retida sobre a tenacidade do
metal como soldado com as mesmas percentagens de ferrita acicular. XXVII
Consolda, p. 01-08 , 2001.
33. Grist, F. J. Power sources for welding. ASM Handbook, vol. 06, p. 92-102,
1993.
34. Holliday, D. B. Gas-Metal Arc Welding. ASM Handbook, vol. 06, p. 577-579,
1993.
35. Huppi, G. S. Weldments: Metallographic techniques and microstructures. ASM
Handbook, vol. 09, p. 1260-1281, 1992.
36. Jang, By G. B, Kim, H. K, Kang, S. S. The Effects of Root Opening on
Mechanical Properties, Deformation and Residual Stress of Weldments.
Welding Journal Research Supllemente, p. 80-89, 2001.
37. Jiang, Y., Zhou, R. Microstructures and properties of a bainite and martensite
dual-phase cast steel fabricated by combination of alloying and controlled
cooling heat treatment. Materials Science Forum, vol. 475-479, p. 93-96,
2005.
38. Keehan, E. Karlsson, L. Andrén, H. O., Bhadeshia, H. K. D. H. Influence of
carbon, manganese and nickel on microstructure and properties of strong
steel weld metals Part 3 – Increased strength resulting from carbon additions.
Science and Technology of Welding and Joining, vol. 11, n° 01, p. 19-24,
2006.
39. Keehan, E., Karlsson, L. New alloying concepts for high strength steel weld
metals. ESAB, Sweden, 2005.
110
40. Kim, Y., Rhee, S. A study oh heat input distribution on the surface during torch
weaving in gas metal arc welding. JSM International Journal, vol.48, p. 144-
150, 2005.
41. Kobayashi, Y. Microestrutura do metal de solda: origem e fatores de
influência. Unesp, p. 01-19, 1994.
42. Kunrath, L. V. Influência do tipo de gás de proteção no rendimento e taxa de
deposição na soldagem Mig/Mag. XXX Consolda, p. 01-06, 2004.
43. Lima, A . C. Estudo dos modos de transferência metálica de um arame tubular
autoprotegido com variação na distância bico de contato-peça. Soldagem e
Inspeção, vol. 11, n°03, p. 164-172, 2006.
44. Lima, M. S. F., Goldenstein, H. Morphological instability of the austenite
growth front in a laser remelted iron-carbon-silicon alloy. Journal of Crystal
Grownt, vol. 208, p. 709-716, 2000.
45. Lincoln, J. F. MIG/MAG Welding Guide, Cleveland, OH., USA, p. 01-48, 1998.
46. Lincoln, J. F. The Procedure Handbook of Arc Welding, 14ª Ed., Cleveland,
OH., USA, p. 6.6-1-6.6.16, 2000.
47. Lyttle, K. A. Characteristics of the components of a shielding gas blend. ASM
Handbook, vol. 06, p. 165-166. 1993.
48. Machado, I. G. Cálculo do tempo de resfriamento na Soldagem. Soldagem e
Inspeção, vol. 04, n° 08, p. 25-26, 1998.
49. Manual Thermadyne. Arc-Master 351, pp. 14, 1996.
50. Masubuchi, K. Formation of residual stress and distortion. ASM Handbook,
vol. 06, p. 2648-2651, 1993.
111
51. Meyer, A. M., Toit, M. Interstitial diffusion of carbon and nitrogen into heat-
affected zones of 11-12% Chromium steel weld. AWS, Supplement to the
welding journal, p. 1-6, 2001.
52. Miller Electric MFG. CO. Welding and the World of Metals, p. 28-31, 1962.
53. Moino, H. E., Paschoalim, A . C. Programa de cursos modulares em
tecnologia de soldagem. Módulo MIG/MAG. São Paulo: Associação Brasileira
de Soldagem, 1991.
54. Motoman. Arc World 1000 Instalation Manual, pp. 03, 17, 1995.
55. Motoman. K6 Manipulator Manual, pp. 03, 1994.
56. Motoman. Robot arc welding manual, pp. 11, 1995.
57. Nelson, T. W. Nature and evolution of the fusion boundary in ferritic-austenitic
dissimilar metal welds – part 2: on cooling transformations. Welding Research,
n°10, p. 267-277, 2000.
58. Neto, P. L. C. Estatística. São Paulo: Editora Edgard Blücher, 1994.
59. Paris, L. F. Obtenção de ferrita acicular em cordões de solda, por diferentes
rotas de resfriamento. UERJ, p. 01-02, 2004.
60. Quinn, T.P., Smith, C., Mccowan, C. N., Blachowiak, E., Madigan, R. B. Arc
Sensing for Defects in Constant-Voltage Gas Metal Arc Welding. Welding
Journal Research Supllemente, p. 322-328, 1999.
61. Santos, T. F. Estudo da Taxa de Fusão de arames de aço carbono no
processo MIG/MAG. XXVIII Consolda, p. 01-06, 2002.
112
62. Scotti, A ., Bezerra, A . C., Rade, D. A . Efeito do pré-aquecimento sobre as
tensões residuais de soldagem. Soldagem e Inspeção, vol. 11, n° 01, p. 54-
61, 2006.
63. Siccardi, O. Tratamento térmico em aços. Sociedade Educacional de Santa
Catarina, 2005.
64. Silva, C. G. Caracterização microestrutural e mecânica de metal de solda do
sistema Cr-Mo com diferentes teores de Mn. XXVIII Consolda, p. 01-11, 2002.
65. Somers, B. R. Classification of steels. ASM Handbook, vol. 06, p. 1060-1063,
1993.
66. Speich, G. R. Ferrous martensitic structures. ASM Handbook, vol. 09, p. 1444-
1454, 1992.
67. Starling, C. M. D. Avaliação da transferência de metal de arames tubulares.
Soldagem e Inspeção, vol. 11, n°03, p. 147-155, 200 6.
68. Strohaecker, T. R. Identificação metalográfica de regiões susceptíveis à
fratura assistida pelo ambiente de junta soldada de um aço estrutural.
Soldagem e Materiais, vol. 01, n°01, p. 37-45, 1989 .
69. Tremonti, M. A. Incorporar a robótica aplicada á soldagem: as questões:
organizacionais para se obter sucesso. Departamento de Soldagem da Fatec-
SP. 2000.
70. Tsai, C. L. Heat flow in fusion welding – engineering solution and empirical
correlation. ASM Handbook, vol. 06, p. 29-45, 1993.
71. Van Vlack, L. H. Princípios de Ciência e Tecnologia dos Materiais. Rio de
Janeiro, Editora Campus, 1984.
113
72. Vishnu, P. R. Solid-State Transformations in Weldments. ASM Handbook, vol.
06, p. 191-205. 1993.
73. Wainer, E., Brandi, S. D., Mello, F. D. H. Soldagem: processos e metalurgia.
São Paulo: Editora Edgard Blücher, 1992.
74. Winsor, F. J. Heat-Treatable Low-Alloy (HTLA) Steels. ASM Handbook, vol.
06, p. 1647-1656. 1993.
75. Yang, J. R., Bhadeshia, H. K. D. H. Thermodynamics of the acicular ferrite
transformation in alloy-stell weld deposits. Advances in welding science and
technology, p. 187-191, 1987.
76. YurioKa, N., Kasuya, T. A chart method to determine necessary preheat in
stell Welding. IIW, p. 01-12, 1994.
77. Zeemann, A . Diluição. Soldagem e Inspeção, vol. 04, n° 05, p. 14-16, 1998a.
78. Zhu, C. Tempering of Engineering steels. Oxford Materials, p.01-34, 2005.
DIVISÃO TÉCNICA DE BIBLIOTECA E DOCUMENTAÇÃO
UNESP – BAURU
Costa Perez, Fabiano Ricardo da.
A influência da temperatura de pré-aquecimen-
to e tecimento na microestrutura e propriedades
mecânicas na soldagem MIG / MAG robotizada de
aços SAE 8620 com ABNT LN28 / Fabiano Ricardo da
Costa Perez, 2007.
113 f. il.
Orientador: Yukio Kobayashi.
Dissertação (Mestrado) –Universidade Estadual
Paulista. Faculdade de Engenharia, Bauru, 2007.
1. Soldagem. 2. Aço – Propriedades mecânicas.
3. Aço – Pré-aquecimento. 4. Aço – Tratamento
térmico. 5. Tecimento. I. Universidade Estadual
Paulista. Faculdade de Engenharia. II. Título.
Ficha catalográfica elaborada por Maricy Fávaro Braga – CRB-8 1.622
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