PROGRAMA FRANCISCO EDUARDO MOURÃO SABOYA DE
PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA MECÂNICA
ESCOLA DE ENGENHARIA
UNIVERSIDADE FEDERAL FLUMINENSE
Dissertação de Mestrado
ESTUDO DAS PROPRIEDADES MECÂNICAS
E TENSÕES RESIDUAIS DE JUNTAS
SOLDADAS DE AÇO AISI 316L
MARCEL FREITAS DE SOUZA
JULHO DE 2017
MARCEL FREITAS DE SOUZA
ESTUDO DAS PROPRIEDADES MECÂNICAS E TENSÕES RESIDUAIS DE JUNTAS SOLDADAS DE AÇO AISI 316L
Dissertação de Mestrado apresentada ao
Programa Francisco Eduardo Mourão Saboya
de Pós-Graduação em Engenharia Mecânica da
UFF como parte dos requisitos para a obtenção
do título de Mestre em Ciências em
Engenharia Mecânica
Orientadora: Maria da Penha Cindra Fonseca (PGMEC/UFF)
UNIVERSIDADE FEDERAL FLUMINENSE NITERÓI, 07 DE JULHO DE 2017
Ficha Catalográfica elaborada pela Biblioteca da Escola de Engenharia e Instituto de Computação da UFF
S729 Souza, Marcel Freitas de
Estudo das propriedades mecânicas e tensões residuais de juntas
soldadas de aço AISI 316L / Marcel Freitas de Souza. – Niterói, RJ :
[s.n.], 2017.
187 f.
Dissertação (Mestrado em Engenharia Mecânica) - Universidade
Federal Fluminense, 2017.
Orientador: Maria da Penha Cindra Fonseca.
1. Aço inoxidável. 2. Tensão residual. 3. Propriedade mecânica. 4.
Difração de raios X. 5. Junta soldada. I. Título.
CDD 669.142
iv
Aos Meus Pais
v
Agradecimentos
Gostaria de agradecer aos meus pais, Celso e Maria, que sempre me apoiaram a
estudar e também por tudo que fizeram ao longo da minha vida.
À minha professora orientadora, Maria Cindra, pela dedicação e por me estimular a
melhorar cada vez mais esse trabalho.
Ao Guttemberg de Souza (in memorian) pela doação do aço AISI 316L.
Ao Mateus Campos Martins pela realizam das medições das tensões residuais,
preparação das amostras metalográficas e, principalmente, pela amizade durante esses quase
dois anos de mestrado.
Ao Raphael José pelo apoio durante todo o mestrado e pela amizade desde a
graduação.
À toda equipe do LABMETT, em especial ao professor Sérgio Souto, pelo apoio no
tratamento térmico e nas análises metalográfica e de microdureza.
Ao LNDC, em especial ao Cesar Camerini, pela disponibilidade do ferritoscópio.
Ao professor Luis Felipe pela realização dos ensaios de tração.
Ao Alex de Souza e ao Amilton Lins pela fabricação dos corpos de prova.
Ao Rodrigo Felix pelo tratamento de shot peening dos corpos de prova.
À empresa ZAF Sistemas Analíticos pelo empréstimo do equipamento
Rollscan 200-1.
À empresa White Martins pela soldagem das juntas.
À CAPES (Coordenação de Aperfeiçoamento de Pessoal de Nível Superior) pela
concessão da bolsa durante a realização do mestrado.
vi
RESUMO
O aço inoxidável austenítico AISI 316L, por apresentar uma excelente resistência à corrosão
e boas propriedades mecânicas, é utilizado para fabricação de equipamentos e estruturas de
diversos setores industriais, tais como construção naval, nuclear, petróleo e gás. Todavia, a
relação entre as propriedades mecânicas desses aços e o estado das tensões residuais
resultante do processo de soldagem, que dependendo da sua natureza e magnitude pode
comprometer o desempenho destas tubulações em serviço, ainda é pouco estudado. O
presente trabalho tem como objetivo a caracterização das propriedades mecânicas
(resistência mecânica e microdureza Vickers) e o estudo das tensões residuais por difração
de raios-X pelo método do sen²ψ de juntas de topo de aço inoxidável austenítico AISI 316L
soldadas pelo processo GTAW, com corrente contínua pulsada. As juntas soldadas foram
analisadas em três condições: como soldada, com tratamento mecânico de shot peening e
com tratamento térmico de solubilização a 1050 °C. Os resultados mostraram que a
diminuição da velocidade de soldagem aumentou a magnitude das tensões residuais
transversais no metal de solda, tanto na face quanto na raiz das juntas. O tratamento de shot
peening introduziu tensões residuais compressivas superficiais da ordem de 800 MPa. A
influência desse tratamento no limite de resistência mecânica (de apenas 1 %) foi
comprovada através dos testes de comparação múltipla de Tukey e Fisher que apontam pela
não rejeição da hipótese de igualdade entre as médias do limite de resistência mecânica dos
corpos de prova soldados com e sem tratamento de shot peening. O tratamento térmico de
solubilização do material provocou uma redução de 80 % do teor de ferrita-δ, além do
aumento de 20 % na microdureza do metal de solda e redução de 5 % no limite de resistência
mecânica da junta soldada tratados termicamente em comparação à condição como soldada.
Palavras-chave: aço AISI 316L, soldagem GTAW, propriedades mecânicas, tensões
residuais, difração de raios-X.
vii
ABSTRACT
AISI 316L austenitic stainless steel, due to its excellent corrosion resistance and good
mechanical properties, is used for the manufacture of equipment and structures in several
industrial sectors, such as shipbuilding, nuclear, oil and gas. However, the relationship
between the mechanical properties of this steel and the residual stresses state resulting from
the welding process, which depending on their nature and magnitude can compromise the
performance of pipelines in service, is still little studied. The present work has the objective
of characterizing the mechanical properties (mechanical resistance and Vickers
microhardness) and the study of the residual stresses by X-ray diffraction technique using
the sin²ψ method of AISI 316L stainless steel butt joints welded by the GTAW process, with
pulsed continuous current. The welded joints were analyzed in the three conditions: as
welded, with shot peening and with solubilization heat treatment at 1050° C. The results
showed that the decrease in the welding speed increased the transverse residual stress
magnitude in the weld metal, both on the face and at the root of the joints. The shot peening
introduced surface compressive residual stresses of around 800 MPa. The influence of this
treatment on the mechanical resistance limit (of only 1%) was evidenced through the multiple
comparison tests of Tukey and Fisher, that point out the non-rejection of the hypothesis of
equality between the means of the mechanical resistance limit of the welded specimens with
and without the shot peening. The solubilization heat treatment of the material caused a
reduction of 80 % in the δ-ferrite content, in addition to the 20 % increase in weld metal
microhardness and a 5 % reduction in the mechanical resistance limit of the welded joint with
heat treatment in comparison to the condition as welded.
Keywords: AISI 316L steel, GTAW welding, mechanical properties, residual stresses, X-ray
diffration
viii
SUMÁRIO
Agradecimentos ......................................................................................................................v
Resumo ..................................................................................................................................vi
Abstract ................................................................................................................................vii
Lista de Figuras .....................................................................................................................xi
Lista de Tabelas ...................................................................................................................xvi
Lista de Símbolos .................................................................................................................xix
1. Introdução ................................................................................................................ 1
2. Revisão Bibliográfica ............................................................................................... 3
2.1. Introdução aos Aços Inoxidáveis ............................................................................. 3
2.2. Passivação ................................................................................................................ 4
2.3. Classificação dos aços inoxidáveis .......................................................................... 5
2.3.1. Aços Inoxidáveis Austeníticos ......................................................................... 7
2.3.1.1. Aço Inoxidável Austenítico AISI 316L ................................................................. 10
2.3.1.1.1. Composição química ............................................................................... 12
2.3.1.1.2. Propriedades mecânicas .......................................................................... 13
2.4. Tensões residuais ................................................................................................... 15
2.4.1. Tensões residuais em soldagem ...................................................................... 20
2.4.2. Técnicas de medição de tensões residuais ...................................................... 27
2.4.3. Princípios da tensometria por difração de raios-X ......................................... 28
2.5. Propriedades Magnéticas ....................................................................................... 33
2.5.1. Técnica do ruído magnético Barkhausen........................................................ 36
2.5.2. Ferritoscopia ................................................................................................... 40
2.6. Shot peening .......................................................................................................... 42
ix
2.7. Processo de soldagem GTAW ............................................................................... 47
2.7.1. Tipos de correntes ........................................................................................... 48
2.7.2. Gases de proteção ........................................................................................... 52
2.7.3. Estrutura da zona fundida do aço inoxidável austenítico ............................... 54
2.8. Análise estatística .................................................................................................. 61
2.8.1. Teste de normalidade dos resíduos ................................................................. 63
2.8.2. Variâncias homogêneas .................................................................................. 64
2.8.3. Aditividade dos efeitos dos fatores de variação ............................................. 65
2.8.4. Teste estatístico .............................................................................................. 66
2.8.4.1. Teste t de Student ................................................................................................... 66
2.8.4.2. Teste ANOVA ....................................................................................................... 67
3. Materiais e Métodos ............................................................................................... 68
3.1. Materiais ................................................................................................................ 68
3.2. Processo de soldagem ............................................................................................ 69
3.3. Caracterização das juntas soldadas e do metal de base quanto às tensões residuais,
propriedades mecânicas e microestruturais. ....................................................................... 72
3.3.1. Preparação dos corpos de prova ..................................................................... 74
3.3.2. Ensaios de tração ............................................................................................ 76
3.3.3. Análise das tensões residuais nas juntas soldadas e nos corpos de prova ...... 77
3.3.4. Análises do ruído magnético Barkhausen e do teor de ferrita ........................ 78
3.3.5. Análises metalográfica por microscopia óptica e de microdureza Vickers .... 80
3.3.6. Tratamento térmico de solubilização .............................................................. 81
4. Resultados e Discussão ........................................................................................... 82
4.1. Tensões residuais ................................................................................................... 82
4.2. Junta soldada e tratada termicamente .................................................................... 93
4.2.1. Teor de ferrita antes do tratamento térmico.................................................... 93
4.2.2. Ruído magnético Barkhausen antes do tratamento térmico ........................... 98
4.2.2.1. Normalidade dos resíduos .................................................................................... 103
x
4.2.2.2. Variâncias homogêneas ....................................................................................... 104
4.2.2.3. Teste estatístico .................................................................................................... 105
4.2.3. Teor de ferrita após tratamento térmico ....................................................... 107
4.2.4. Ruído magnético Barkhausen após tratamento térmico ............................... 110
4.2.4.1. Normalidade dos resíduos .................................................................................... 115
4.2.4.2. Variâncias homogêneas ....................................................................................... 116
4.2.4.3. Teste estatístico .................................................................................................... 116
4.2.5. Análises metalográfica e de microdureza ..................................................... 118
4.3. Análise das tensões residuais nos corpos de prova do metal de base .................. 122
4.4. Resistência mecânica do metal de base ............................................................... 124
4.5. Análise das tensões residuais dos corpos de prova .............................................. 130
4.6. Resistência mecânica das juntas soldadas............................................................ 134
5. Conclusões ........................................................................................................... 143
6. Sugestões para Trabalhos Futuros ...................................................................... 145
Referências Bibliográficas ............................................................................................... 146
xi
Lista de Figuras
Figura 2.1 - Efeito do teor de cromo na passivação. .............................................................. 5
Figura 2.2 - Representação das classes de aços inoxidáveis no diagrama de Schaeffler. ...... 6
Figura 2.3 - Classes de aços inoxidáveis com suas respectivas composições. ....................... 7
Figura 2.4 - Curvas tensão vs. deformação para diferentes aços inoxidáveis. ....................... 9
Figura 2.5 - Curvas de tenacidade ao impacto Charpy para diferentes classes de aços
inoxidáveis. ............................................................................................................................. 9
Figura 2.6 - Representação dos aços inoxidáveis da série 300. ............................................ 11
Figura 2.7 - Tenacidade ao impacto dos aços inoxidáveis duplex e 316L. .......................... 14
Figura 2.8 - Superposição das tensões residual e aplicada. .................................................. 15
Figura 2.9 - Tensões residuais: (a) macroscópicas; (b) microscópicas; (c) submicroscópicas.
.............................................................................................................................................. 18
Figura 2.10 - Distribuição das tensões residuais ao longo da superfície de um material
policristalino. ........................................................................................................................ 19
Figura 2.11 - Relações de tempo, temperatura, tensão e microestrutura no material. .......... 20
Figura 2.12 - Desenvolvimento de tensões residuais longitudinais durante soldagem. ....... 22
Figura 2.13 - Distribuição de tensões residuais em uma solda de topo. ............................... 23
Figura 2.14 - Influência do aporte térmico na temperatura de transformação Tt e nas tensões
residuais. ............................................................................................................................... 24
Figura 2.15 - Distribuição das tensões residuais em juntas de topo de processo a arco
convencional: (C) Contração, (R) Resfriamento superficial mais intenso e (T) Transformação
de fase. .................................................................................................................................. 26
xii
Figura 2.16 - Princípio da medição por raios-X.. ................................................................. 28
Figura 2.17 - Variação das distâncias interplanares de um material tensionado. ................. 29
Figura 2.18 - Sistema de coordenadas polares. .................................................................... 31
Figura 2.19 - Orientação dos dipolos magnéticos em campo nulo e temperatura ambiente, e
curvas de magnetização M em relação ao campo magnético H para diferentes classes de
materiais magnéticos. ........................................................................................................... 35
Figura 2.20 - Curva de magnetização inicial. ....................................................................... 37
Figura 2.21 - Laço de histeresse magnética. ......................................................................... 38
Figura 2.22 - Equipamento para ensaio RMB.. .................................................................... 39
Figura 2.23 - Funcionamento do ferritoscópio. .................................................................... 41
Figura 2.24 - Influência dos parâmetros de shot peening na distribuição das tensões residuais.
.............................................................................................................................................. 43
Figura 2.25 - Diagrama tensão vs. deformação simplificado para uma única endentação. 45
Figura 2.26 - Processo de shot peening. ............................................................................... 46
Figura 2.27 - Perfil de distribuição de tensão residual em um componente jateado. ......... 46
Figura 2.28 - Processo de soldagem GTAW. ....................................................................... 48
Figura 2.29 - Forma da corrente contínua pulsada. .............................................................. 50
Figura 2.30 - Diagrama pseudobinário para um sistema Fe-Cr-Ni para 70 % de ferro........ 55
Figura 2.31 - Diagrama DeLong. ......................................................................................... 59
Figura 2.32 - Diagrama WRC 1992. .................................................................................... 60
Figura 3.1 - (a) Máquina de solda; (b) sistema de fixação. .................................................. 70
Figura 3.2 - Junta soldada (dimensões em mm). .................................................................. 70
Figura 3.3 - Fluxograma da caracterização das tensões residuais e das propriedades
mecânicas do metal de base. ................................................................................................. 72
xiii
Figura 3.4 - Fluxograma da caracterização das tensões residuais e das propriedades
mecânicas das juntas soldadas. ............................................................................................. 73
Figura 3.5 - Desenho esquemático da retirada dos corpos de prova: a) cps reduzidos do metal
de base e b) cps normais das juntas soldadas. ...................................................................... 74
Figura 3.6 - Dimensões do corpo de prova reduzido, fabricado segundo ASTM A370-17. 75
Figura 3.7 - Dimensões do corpo de prova de tração, fabricado segundo ASTM A370-17. 76
Figura 3.8 - (a) Analisador de tensões; (b) Pontos analisados na junta soldada................... 78
Figura 3.9 - Local de medição das tensões residuais nos corpos de prova de tração. .......... 78
Figura 3.10 - a) Equipamento Rollscan 200-1; b) Sonda. .................................................... 79
Figura 4.1 - Pontos analisados na junta soldada. .................................................................. 82
Figura 4.2 - Tensões residuais na face da junta 1. ................................................................ 83
Figura 4.3 - Tensões residuais na raiz da junta 1. ................................................................ 83
Figura 4.4 - Tensões residuais na face da junta 2. ................................................................ 84
Figura 4.5 - Tensões residuais na raiz da junta 2. ................................................................ 85
Figura 4.6 - Tensões residuais na face da junta 3. ................................................................ 86
Figura 4.7 - Tensões residuais na raiz da junta 3. ................................................................ 86
Figura 4.8 - Tensões residuais longitudinais nas juntas soldadas: (a) Face; (b) Raiz. ......... 87
Figura 4.9 - Tensões residuais transversal nas juntas soldadas: (a) Face; (b) Raiz. ............. 88
Figura 4.10 - Microestrutura da junta soldada (ataque: ácido oxálico 10 %): (a) MB, (b) ZTA
e (c) MS. ............................................................................................................................... 89
Figura 4.11 - Microestrutura da junta soldada (ataque: Behara): (a) MB, (b) ZTA e (c) MS.
.............................................................................................................................................. 90
Figura 4.12 - Microestrutura do metal de solda da junta soldada (ataque com solução de ácido
oxálico). ................................................................................................................................ 91
xiv
Figura 4.13 - Perfil de microdureza Vickers. ....................................................................... 92
Figura 4.14 - Pontos avaliados ao longo do cordão de solda. .............................................. 94
Figura 4.15 - Teor de ferrita ao longo do cordão de solda da junta...................................... 95
Figura 4.16 - Diagrama WRC considerando os valores de Creq e Nieq dos metais de base e
de adição. .............................................................................................................................. 97
Figura 4.17 - Previsão da microestrutura do metal de solda segundo diagrama WRC. ....... 97
Figura 4.18 - Gráfico de contorno utilizando o método de ajuste Wafer para o RMB na face
da junta. ................................................................................................................................ 99
Figura 4.19 - Gráfico de contorno utilizando o método de ajuste Wafer para o RMB na raiz
da junta. .............................................................................................................................. 100
Figura 4.20 - Comparação do teor de ferrita com o RMB na face da junta. ...................... 102
Figura 4.21 - Comparação do teor de ferrita com o RMB na raiz da junta. ....................... 102
Figura 4.22 - Teor de ferrita ao longo do cordão de solda da junta solubilizada. .............. 109
Figura 4.23 - Gráfico de contorno utilizando o método de ajuste Wafer para o RMB na face
da junta solubilizada. .......................................................................................................... 111
Figura 4.24 - Gráfico de contorno utilizando o método de ajuste Wafer para o RMB na raiz
da junta solubilizada. .......................................................................................................... 112
Figura 4.25 - Comparação do teor de ferrita com o RMB na face da junta solubilizada. .. 114
Figura 4.26 - Comparação do teor de ferrita com o RMB na raiz da junta solubilizada. ... 114
Figura 4.27 - Microestrutura da junta solubilizada (ataque: ácido oxálico): (a) MB, (b) ZTA
e (c) MS. ............................................................................................................................. 119
Figura 4.28 - Microestrutura da junta solubilizada (ataque: Behara): (a) MB, (b) ZTA e
(c) MS. ................................................................................................................................ 120
Figura 4.29 - Microestrutura do metal de solda da junta solubilizada (ataque de Behara). 120
xv
Figura 4.30 - Perfil de microdureza Vickers de uma das juntas soldadas. ......................... 121
Figura 4.31 - Fluxograma da caracterização das tensões residuais e das propriedades
mecânicas do metal de base. ............................................................................................... 122
Figura 4.32 - Tensões residuais no cp do metal de base na condição como usinado. ........ 123
Figura 4.33 - Tensões residuais no cp do metal de base na condição com shot peening. .. 124
Figura 4.34 - Curva tensão vs. deformação na direção longitudinal, sem e com shot peening
(SP). .................................................................................................................................... 125
Figura 4.35 - Curva tensão vs. deformação dos cps transversais sem e com tratamento de shot
peening (SP). ...................................................................................................................... 128
Figura 4.36 - Fluxograma da caracterização das tensões residuais e das propriedades
mecânicas das juntas soldadas. ........................................................................................... 131
Figura 4.37 - Tensões residuais nos corpos de prova na condição como usinado (US). .... 132
Figura 4.38 - Tensões residuais nos corpos de prova após shot peening (SP). .................. 133
Figura 4.39 - Tensões residuais nos corpos de prova após tratamento térmico de solubilização
(TT). .................................................................................................................................... 134
Figura 4.40 - Curva tensão vs. deformação dos cps na condição como usinado................ 135
Figura 4.41 - Curva tensão vs. deformação dos cps submetidos a shot peening. ............... 137
Figura 4.42 - Curva tensão vs. deformação dos cps solubilizados. .................................... 139
xvi
Lista de Tabelas
Tabela 2.1 - Faixas de composição química dos aços AISI 316 e 316L (% em peso). ........ 12
Tabela 2.2 - Propriedades mecânicas dos aços 316 e 316L.................................................. 13
Tabela 2.3 - Teor de ferrita dos blocos usados na calibração do ferritoscópio. ................... 41
Tabela 2.4 - Diferença em termos de Creq e Nieq dos diagramas de previsão de microestrutura
da solda. ................................................................................................................................ 60
Tabela 2.5 - Classificação dos testes estatísticos. ................................................................. 62
Tabela 3.1 - Composição química do aço inoxidável austenítico AISI 316L (% em peso). 68
Tabela 3.2 - Propriedades mecânicas do aço AISI 316L. ..................................................... 68
Tabela 3.3 - Composição do metal de adição AWS ER 316L (% em peso). ....................... 69
Tabela 3.4 - Velocidade de soldagem e aporte térmico. ....................................................... 71
Tabela 3.5 - Parâmetros da análise das tensões residuais. .................................................... 77
Tabela 4.1 - Teor de ferrita na face da junta. ........................................................................ 93
Tabela 4.2 - Teor de ferrita na raiz da junta. ........................................................................ 93
Tabela 4.3 - Teor de ferrita ao longo do cordão de solda da junta. ...................................... 94
Tabela 4.4 – Valores de Creq e Nieq para os metais de base e de adição segundo o diagrama
WRC. .................................................................................................................................... 96
Tabela 4.5 - RMB na face da junta. ...................................................................................... 99
Tabela 4.6 - RMB na raiz da junta...................................................................................... 100
Tabela 4.7 - Teste de normalidade dos resíduos para a face e raiz da junta ....................... 104
Tabela 4.8 - Teste de igualdade de variâncias para a face e raiz da junta. ......................... 104
Tabela 4.9 - Teste ANOVA para a face e raiz da junta ...................................................... 105
xvii
Tabela 4.10 - Comparação múltipla entre as regiões da face da junta pelos testes de Tukey e
Fisher. ................................................................................................................................. 106
Tabela 4.11 - Comparação múltipla entre as regiões da raiz da junta pelos testes de Tukey e
Fisher. ................................................................................................................................. 106
Tabela 4.12 - Teor de ferrita na face da junta. .................................................................... 107
Tabela 4.13 - Teor de ferrita na raiz da junta. .................................................................... 107
Tabela 4.14 - Teor de ferrita ao longo do cordão de solda da junta solubilizada. .............. 108
Tabela 4.15 - RMB na face da junta. .................................................................................. 110
Tabela 4.16 - RMB na raiz da junta. .................................................................................. 111
Tabela 4.17 - Teste de normalidade dos resíduos para a face e raiz da junta. .................... 115
Tabela 4.18 - Teste de igualdade de variâncias para a face e raiz da junta. ....................... 116
Tabela 4.19 - Teste ANOVA para a face e raiz da junta. ................................................... 117
Tabela 4.20 - Comparação múltipla entre as regiões da face da junta pelos testes de Tukey e
Fisher. ................................................................................................................................. 117
Tabela 4.21 - Comparação múltipla entre as regiões da raiz da junta pelos testes de Tukey e
Fisher. ................................................................................................................................. 118
Tabela 4.22 - Propriedades mecânicas na direção longitudinal, sem e com tratamento de shot
peening (SP). ...................................................................................................................... 125
Tabela 4.23 - Teste t de Student para as propriedades mecânicas do corpo de prova
longitudinal. ........................................................................................................................ 127
Tabela 4.24 - Propriedades mecânicas cps transversais sem e com tratamento de shot peening.
............................................................................................................................................ 128
Tabela 4.25 - Teste t de Student para as propriedades mecânicas do corpo de prova
transversal. .......................................................................................................................... 129
xviii
Tabela 4.26 - Propriedades mecânicas dos cps na condição como usinado. ...................... 135
Tabela 4.27 - Propriedades mecânicas dos cps submetidos a shot peening. ...................... 137
Tabela 4.28 - Tensão limite de resistência mecânica dos cps solubilizados. ..................... 139
Tabela 4.29 - Teste de normalidade dos resíduos em relação à tensão limite de resistência
mecânica. ............................................................................................................................ 140
Tabela 4.30 - Teste de igualdade de variâncias em relação à tensão limite de resistência
mecânica. ............................................................................................................................ 141
Tabela 4.31 - Teste ANOVA em relação à tensão limite de resistência mecânica. ........... 141
Tabela 4.32 - Comparação múltipla dos corpos de prova utilizando os testes de Tukey e
Fisher. ................................................................................................................................. 142
xix
Lista de Símbolos
𝜎𝑅 Tensão residual
𝜎𝐴 Tensão aplicada
𝑙0 Comprimento característico
ZTA Zona Termicamente Afetada
𝜆 Comprimento de onda
𝜃 Ângulo de interferência construtiva
n Ordem de difração
d Distância interplanar
Δ𝑑 Variação de distância interplanar
𝜀 Deformação cristalográfica
Δ(2𝜃) Variação do ângulo de difração devido à tensão aplicada em relação à difração na
rede cristalina não tensionada
𝜀1, 𝜀2, 𝜀3 Deformações principais
𝜎1, 𝜎2, 𝜎3 Tensões principais
𝜐 Coeficiente de Poisson do material
E Módulo de elasticidade do material
𝜑 Ângulo polar
𝜓 Ângulo azimutal
FN Ferrite Number
Few Teor real da fase ferromagnética
xx
Fem Teor medido da fase ferromagnética
s Desvio padrão resultante
RMB Ruído Magnético Barkhausen
Ms Magnetização de saturação
Bs Indução de saturação
H Intensidade do campo magnético
B Indução magnética
RMS Raiz quadrada do valor quadrático médio
Vi Valor da voltagem medida em um determinado instante
Vm Valor médio do sinal
ns Número de pontos do sinal
K Energia cinética
m Massa
v Velocidade
𝜎𝑐𝑜𝑚𝑝 Valor máximo de tensão residual compressiva
𝜎𝑡𝑟𝑎𝑡 Valor máximo de tensão residual trativa
GTAW Gas Tungsten Arc Welding
Creq Cromo equivalente
Nieq Níquel equivalente
Ip Corrente de pico
Ib Corrente de base
Im Corrente média
Tp Duração da corrente de pico
xxi
Tb Duração de corrente de base
F Valor do teste de análise de variância
t Valor do teste t de Student
U Valor do teste de Mann-Whitney
Q Valor do teste de Cochran
c2 Valor do teste qui-quadrado
Z Valor do teste de McNemar e Wilcoxon
H Valor do teste de Kruskal-Wallis
r Valor do teste de correlação
H0 Hipótese nula
H1 Hipótese alternativa
nj Número de elementos de uma amostra
Rj Soma dos postos de uma amostra
nt Número total de elementos em todas as amostras combinadas
𝛼𝑒𝑠𝑡 Nível de significância
1 − 𝛼𝑒𝑠𝑡 Nível de confiança
�̅�1 Média da amostra do grupo 1
�̅�2 Média da amostra do grupo 2
𝜇1 Média do grupo 1
𝜇2 Média do grupo 2
𝑠1 Desvio-padrão do grupo 1
𝑠2 Desvio-padrão do grupo 2
𝑛1 Número de amostras do grupo 1
xxii
𝑛2 Número de amostras do grupo 2
𝑄 Aporte térmico do processo de soldagem
V Tensão elétrica
I Intensidade de corrente elétrica
S Velocidade linear de soldagem
𝜂 Eficiência do processo de soldagem
MB Metal de Base
MS Metal de Solda
δ Ferrita delta
𝜎𝐿𝐸 Tensão limite de escoamento
𝜎𝐿𝑅 Tensão limite de resistência mecânica
1
Capítulo 1
Introdução
O aço inoxidável austenítico AISI 316L é um material estrutural que por apresentar
boas propriedades mecânicas e resistência à corrosão tem sido amplamente usado em
diversas áreas industriais, tais como nuclear, criogênica, construção naval e de petróleo e gás.
A soldagem é o processo de fabricação mais empregado para junção de materiais,
sendo o processo GTAW (Gas Tungsten Arc Welding) o mais empregado para a soldagem
de aços inoxidáveis. Contudo, a geração de tensões residuais e a presença de microestruturas
deletérias nas zonas fundida e termicamente afetada, inerentes aos processos de soldagem,
podem comprometer o comportamento mecânico do material e a vida em serviço das
estruturas e componentes. A distribuição do campo de tensões residuais, por sua vez, sofre
influência dos parâmetros utilizados no procedimento de soldagem, tais como o processo e a
velocidade de soldagem, entre outros. Logo, torna-se importante o conhecimento destes
estados de tensões e o estudo de tratamentos mecânicos e térmicos que possam prolongar o
tempo em serviço das estruturas e tubulações.
Tratamentos térmicos de solubilização podem ser usados para melhorar as
propriedades mecânicas das juntas soldadas de aços inoxidáveis, através da homogeneização
da microestrutura, enquanto que o tratamento mecânico de shot peening produz deformação
2
plástica localizada na superfície, gerando um campo de tensões residuais compressivas, que
aumenta a vida em fadiga do componente.
Não foram encontrados na literatura estudos, nos quais a influência dos tratamentos
térmicos e mecânicos nas tensões residuais, na tensão limite de escoamento e de resistência
mecânica fossem obtidos através de ensaio de tração. Os estudos existentes, no geral, usam
ensaios cíclicos, como o de fadiga.
Neste contexto, o presente trabalho tem como objetivo avaliar as tensões residuais
geradas na soldagem de juntas de aço inoxidável austenítico AISI 316L pelo processo
GTAW e a influência dos parâmetros do processo e do tratamento térmico de solubilização
e mecânico de shot peening nas propriedades mecânicas destas juntas.
3
Capítulo 2
Revisão Bibliográfica
2.1. INTRODUÇÃO AOS AÇOS INOXIDÁVEIS
Os aços inoxidáveis são uma classe de materiais que surgiu no início do século XX,
sendo o seu desenvolvimento atribuído ao inglês Harry Brearley. Dentre os elementos de liga
investigados para fabricação de armamentos mais resistentes ao desgaste abrasivo, notou-se
que a adição de altos teores de cromo à liga inibia a corrosão (LEFFLER, 2012). Essa
descoberta originou a patente do aço com 9-16 % de cromo e teor de carbono inferior a
0,70 %, nomeado como stainless steel (aço sem manchas).
A composição do aço inoxidável varia de 50 % a 88 % de ferro, 11 % a 30 % de
cromo, 0 a 31 % de níquel, além de outros elementos em menores quantidades de acordo com
cada especificação.
A passividade do aço inoxidável é atribuída à formação na superfície do metal de um
filme de óxido de cromo (Cr2O3), que atua como uma barreira contra o ataque de diversos
meios corrosivos, principalmente oxidantes. A composição do filme varia com a composição
da liga e do potencial hidrogeniônico (pH) da solução usada para formação do filme passivo,
afetando suas propriedades semicondutoras (CARMEZIM et al., 2005).
4
2.2. PASSIVAÇÃO
A resistência à corrosão dos aços inoxidáveis é oriunda da formação de um filme
passivo de óxido de cromo (Cr2O3) extremamente aderente e quimicamente estável com
espessura menor que 5 nm (KERBER e TVERBEG, 2000; FREDRIKSSON et al., 2012). A
ação protetiva desse filme é condicionada ao ambiente em que se localiza o aço, pois em
certos meios esse filme poderá ser quebrado e o material sofrerá os efeitos corrosivos (JIANG
et al., 2017). O comportamento do filme passivo é controlado pelas reações de transporte de
íons e elétrons, sendo ambas controladas pelas interfaces metal/filme e filme/eletrólito e pelas
propriedades eletroquímicas do filme passivo (SCHULTZE e LOHRENGEL, 2000). Logo,
a chave para a compreensão da resistência aos ataques corrosivos nos aços inoxidáveis é o
estudo das propriedades do filme passivo.
A composição química e o arranjo atômico são fatores cruciais para a resistência à
corrosão. A adição de cerca de 10 % de cromo provoca uma rápida redução na taxa de
corrosão. Um teor de no mínimo 11 % desse elemento proporciona um filme compacto e
contínuo (LEFFLER, 2012; CHAWLA e GUPTA, 2010). A Figura 2.1 apresenta o efeito do
teor de cromo na taxa de corrosão do material.
5
Figura 2.1 - Efeito do teor de cromo na passivação. Fonte: Leffler, 2012, modificado.
O teor de cromo, que é o elemento formador do filme, juntamente com os teores de
elementos estabilizadores, como molibdênio, níquel, nitrogênio e cobre, influenciam a
resistência à corrosão (FU et al., 2009; ALAMR et al., 2006). De acordo com Olsson e
Landolt (2003), além desses elementos citados, comprovou-se que o manganês aumenta a
solubilidade do nitrogênio e do molibdênio, melhorando a resistência à corrosão por pites, e
que o tungstênio possui propriedades similares ao molibdênio.
A cinética de formação e dissolução é outro fator importante para a análise do filme
em razão da constante mudança e adaptação às condições do meio. Altas taxas de reação e
pequena espessura do filme fazem-no apresentar resultados aquém do esperado para aços
inoxidáveis.
2.3. CLASSIFICAÇÃO DOS AÇOS INOXIDÁVEIS
A classificação dos aços inoxidáveis é baseada na microestrutura que apresentam à
temperatura ambiente e pode ser dividida em quatro classes principais: martensíticos,
6
ferríticos, austeníticos e duplex. Além dessas quatro classes, há os aços inoxidáveis
endurecíveis por precipitação (EPP) ou precipitation-hardening (PH), obtidos por
precipitação de compostos intermetálicos em uma matriz austenítica ou martensítica de baixo
carbono (LO et al., 2009). A Figura 2.2 apresenta as classes de aços inoxidáveis no diagrama
de Schaeffler, que permite prever a microestrutura da zona fundida com base na sua
composição química.
Figura 2.2 - Representação das classes de aços inoxidáveis no diagrama de Schaeffler.
Fonte: Fedele et al., 1999.
A Figura 2.3 apresenta um diagrama das classes dos aços inoxidáveis quanto à
composição química.
7
Figura 2.3 - Classes de aços inoxidáveis com suas respectivas composições.
Fonte: ASM, 2000, modificado.
2.3.1. Aços Inoxidáveis Austeníticos
Os aços inoxidáveis austeníticos constituem 70-80 % da produção dos aços
inoxidáveis. Essa classe inclui essencialmente ligas Ferro-Cromo-Níquel (Fe-Cr-Ni) com no
mínimo 15 % de cromo e um teor de níquel suficiente para manter a estrutura austenítica
estável na faixa de temperatura de 1100 °C até a temperatura ambiente sem a formação de
8
martensita. Entretanto, existem ligas em que parte ou todo o níquel foi substituído por
manganês e nitrogênio. O níquel é um elemento de liga fundamental, mas também pode-se
destacar o nitrogênio, que dentro do limite de solubilidade contribui para o aumento da
resistência mecânica e à corrosão, e o manganês, que pode ser acrescido como um elemento
austenitizante, como nas ligas da série 2XX (BAGHBADORANI et al., 2015; KOU, 2013).
O níquel amplia o campo de estabilidade da austenita, retarda as transformações de
fase no estado sólido e abaixa as temperaturas de início de transformação martensítica (Mi)
e de fim de transformação martensítica (Mf). Todavia, as flutuações do preço do níquel levam
a pesquisas de substituição desse elemento em aços inoxidáveis austeníticos, os quais usam
dois terços da produção global do níquel primário, sendo, portanto, o principal responsável
pela volatilidade dos preços dessas ligas (PISTORIUS e DU TOIT, 2010).
O nitrogênio melhora a formação e estabilidade da austenita e prolonga o campo de
fase austenítico, logo este elemento pode ser usado parcialmente ou completamente para
substituir o níquel. O nitrogênio também aumenta drasticamente a resistência ao escoamento
e o limite de resistência à tração sem diminuir a ductilidade e tenacidade, resultado de um
considerável endurecimento por solução sólida. Ademais, melhora a resistência à corrosão
local, especialmente por pites e frestas (LANG et al., 2015).
Os aços inoxidáveis austeníticos possuem excelente ductilidade e tenacidade, e por
não apresentaram transição dúctil-frágil são utilizados desde aplicações criogênicas até
elevadas temperaturas, superiores à temperatura máxima de serviço admissível para aços de
baixa liga ou de aços inoxidáveis martensíticos e ferríticos (Figura 2.4 e Figura 2.5).
9
Figura 2.4 - Curvas tensão vs. deformação para diferentes aços inoxidáveis.
Fonte: Leffler, 2012, modificado.
Figura 2.5 - Curvas de tenacidade ao impacto Charpy para diferentes classes de aços
inoxidáveis. Fonte: Leffler, 2012, modificado.
Apresentam soldabilidade relativamente boa, sendo menos sensíveis ao trincamento
a frio, que ocorre nos aços martensíticos ao serem soldados. Entretanto, são sensíveis à
corrosão intergranular, corrosão sob tensão e trinca a quente. A seleção do processo e dos
10
consumíveis de soldagem são fundamentais para a obtenção de componentes que possam
operam conforme a solicitação projetada, mitigando a probabilidade de ocorrência de falhas.
A distorção causada pelo aporte térmico é maior em aços inoxidáveis austeníticos em
comparação com os aços comuns em razão do elevado coeficiente de expansão térmica e
baixa condutividade térmica.
2.3.1.1. Aço Inoxidável Austenítico AISI 316L
O aço inoxidável austenítico 316 apresenta um teor máximo de carbono de 0,08 %, o
que favorece o processo de sensitização. A fim de mitigar a formação de carbetos de cromo
nesse aço, uma solução é a redução do teor de carbono, obtendo-se o aço inoxidável
austenítico 316L, que possui um teor máximo de carbono de 0,03 % (KUMAR e REDDY,
2013). A representação dos aços inoxidáveis da série 300 é mostrada na Figura 2.6.
11
Figura 2.6 - Representação dos aços inoxidáveis da série 300.
Fonte: Aperam, 2016, modificado.
O aço inoxidável austenítico AISI 316L é amplamente utilizado na indústria
metal-mecânica, por sua excelente resistência à corrosão e conformabilidade. Contudo, sua
aplicação é prejudicada pela sua relativamente baixa resistência mecânica (CHEN et al.,
2005; MENG et al., 2014; FENG et al., 2015).
Entre as aplicações mais importantes desse aço pode-se destacar: válvulas, tubos,
para-raios, equipamentos para as indústrias químicas, petróleo e gás, farmacêuticas, papel e
celulose, entre outras.
12
2.3.1.1.1. Composição química
A Tabela 2.1 mostra as faixas de composição química dos aços inoxidáveis
austeníticos AISI 316 e 316L segundo a ASTM A 312/A 312M - 17 (ASTM, 2017).
Tabela 2.1 - Faixas de composição química dos aços AISI 316 e 316L (% em peso).
Tipo C
(máx)
Mn
(máx)
P
(máx)
S
(máx)
Si
(máx)
Cr Ni Mo
316 0,08 2 0,045 0,03 1,00 16-18 10-14 2-3
316L 0,035 2 0,045 0,03 1,00 16-18 10-14 2-3
Fonte: ASTM A 312/A 312M - 17.
Aydogdu e Aydinol (2006) afirmam que a exposição do AISI 316L a elevadas
temperaturas por longos períodos pode resultar na formação de várias fases deletérias, como
a fase sigma, que se nucleia nos contornos de grãos e é encontrada nesses aços após
aproximadamente 100 horas a 800°C.
O manganês aumenta a solubilidade do nitrogênio na matriz em altas temperaturas, o
que diminui a probabilidade de formação de nitretos durante o processo de soldagem e
tratamentos térmicos. A formação de sulfeto de manganês serve para a iniciação de corrosão
localizada (FREDRIKSSON et al., 2010).
O molibdênio eleva a resistência mecânica, reduz a sensibilidade ao trincamento
durante a soldagem e aumenta a qualidade da camada passivada, a resistência em meios
13
ácidos e a corrosão localizada e profunda, além de melhorar a ductilidade do material
(HALAMOVÁ et al., 2014).
Para Briant (1987), a presença do nitrogênio provoca a diminuição da quantidade de
segregações no aço AISI 316L comparado com o AISI 304L, uma vez que esse elemento
compete com o fósforo nos contornos de grão.
2.3.1.1.2. Propriedades mecânicas
As propriedades mecânicas do aço inoxidável austenítico AISI 316L são inferiores às
do aço inoxidável austenítico AISI 316 (Tabela 2.2) devido à redução do teor de carbono,
que embora benéfica para reduzir a sensitização e aumentar a soldabilidade, reduz a tensão
limite de escoamento (LE) e a tensão limite de resistência mecânica (LR).
Tabela 2.2 - Propriedades mecânicas dos aços 316 e 316L.
Tipo LE
(MPa)
LR
(MPa)
Alongamento
mínimo na direção
longitudinal (%)
Alongamento
mínimo na direção
transversal (%)
316 205 515 35 25
316L 170 485 35 25
Fonte: ASTM A 312/A 312M - 17.
Pascual et al. (2010) encontraram uma tensão limite de resistência mecânica de
501 MPa em uma junta de AISI 316L soldada com metal de adição ER 316L pelo processo
GTAW com tensão de 20 V, intensidade de corrente de 45 A e velocidade de soldagem de
14
114,2 mm/min. A tensão limite de resistência mecânica da junta é superior ao mínimo
estabelecido pela norma, conforme a Tabela 2.2.
Senatore et al. (2007) ao compararem os aços inoxidáveis duplex e os inoxidáveis
AISI 304L/316L comprovaram que o AISI 316L não apresenta transição dúctil-frágil,
enquanto que nos duplex SAF 2304 (UNS 32304), SAF 2205 (UNS 31803) e SAF 2507
(UNS 32750) a temperatura em que esse fenômeno ocorre é próxima de -50 °C (Figura 2.7).
Figura 2.7 - Tenacidade ao impacto dos aços inoxidáveis duplex e 316L.
Fonte: Senatore et al., 2007, modificado.
15
2.4. TENSÕES RESIDUAIS
Tensões residuais (TR) são as tensões existentes em um corpo sólido sem a aplicação
de forças externas ou gradientes térmicos. Elas são auto-equilibrantes, ou seja, qualquer
perturbação como remoção de material ou aplicação de carregamentos térmicos ou
mecânicos altera o seu estado e causa sua redistribuição a fim de que haja o reequilíbrio das
tensões novamente. Os somatórios das forças resultantes e dos momentos são nulos,
garantindo a condição de auto-equilíbrio do sistema (MACHERAUCH E WOHLFAHRT,
1977).
As tensões residuais aparecem frequentemente em peças como resultado dos
diferentes processamentos térmicos ou mecânicos e podem provocar alteração das
propriedades mecânicas e corrosivas do material (HU et al., 2011; NEZHAD e O’DOWD,
2015). Conforme a natureza, trativa ou compressiva, das tensões residuais pré-existentes no
material, elas podem alterar a tensão efetiva aplicada (Figura 2.8).
Figura 2.8 - Superposição das tensões residual e aplicada. Fonte: Lu, 2002, modificado.
16
Está bem estabelecido que tensões residuais trativas superficiais em um material, ao
se somarem às tensões de serviço, podem provocar nucleação e propagação de trincas e levar
à ruptura prematura do componente, enquanto que as tensões residuais compressivas
favorecem a longa vida em fadiga e aumentam a resistência à corrosão sob tensão (CINDRA
FONSECA, 2000). Assim sendo, a resistência mecânica dos materiais metálicos é fortemente
influenciada pelo estado de tensões residuais presente nas camadas superficiais do material
(BARSOUM, 2008).
As tensões residuais podem ser classificadas em três tipos conforme a extensão
característica, 𝑙0, que é o comprimento sobre o qual elas se auto-equilibram (WITHERS e
BHADESHIA, 2001).
• Tensões residuais macroscópicas (Tipo I)
Estendem-se ao longo do componente numa considerável escala do material
(l0,I ≅ porção do componente) e são auto-equilibradas em relação ao material como um todo.
Originam-se de deformações plásticas não uniformes ou gradientes térmicos que provocam
expansões não uniformes. Seu efeito pode ser benéfico ou deletério, dependendo da natureza,
magnitude e distribuição em relação às tensões aplicadas pelo carregamento posterior
(JIANG et al., 2013). As tensões do tipo I estão representadas na Figura 2.9a.
17
• Tensões residuais microscópicas (Tipo II)
Distribuem-se homogeneamente em uma escala de comprimento proporcional à
escala microestrutural (l0,II ≅ em escala de alguns grãos) e são auto-equilibradas em um
conjunto restrito de grãos (JIANG et al., 2013). Espera-se a sua existência em materiais
monofásicos devido à anisotropia do comportamento de cada grão. Podem se desenvolver
em materiais multifásicos em razão das diferentes fases constituintes (KANDIL et al., 2001).
As tensões do tipo II estão representadas na Figura 2.9b.
• Tensões residuais submicroscópicas (tipo III)
Distribuem-se entre distâncias atômicas no interior de grãos (l0,III < tamanho do grão)
e são equilibradas em conjunto de células unitárias, como resultado da presença de defeitos
cristalinos. As tensões do tipo III estão representadas na Figura 2.9c.
18
Figura 2.9 - Tensões residuais: (a) macroscópicas; (b) microscópicas; (c) submicroscópicas.
Fonte: Hutchings et al., 2005, modificado.
As tensões residuais do tipo II e III, consideradas micro e submicrotensões, não
podem ser evitadas em materiais policristalinos, e são mais importantes para o
comportamento microestrutural. As tensões residuais do tipo I são fundamentais para
projetos mecânicos e estruturais.
A Figura 2.10 apresenta a distribuição de tensões residuais na superfície de um
material policristalino contendo tensões macroscópicas, microscópicas e submicroscópicas.
19
Figura 2.10 - Distribuição das tensões residuais ao longo da superfície de um material
policristalino. Fonte: Pelizzari, 2013.
As tensões residuais são consequência de interações ao longo do tempo, temperatura,
deformação ou microestrutura (Figura 2.11) e podem ser divididas em três categorias
(BHADESHIA, 2002):
• Deformação: resultado do processamento e/ou carregamento mecânico que
produz deformação plástica não-uniforme. Podem ser originadas
intencionalmente através do processamento ou serem introduzidas
deliberadamente com a intenção de produzir um perfil de tensão particular em
um componente (KANDIL et al., 2001).
• Temperatura: as tensões residuais são consequência do aquecimento e
resfriamento não uniforme a nível macroscópico (MONDAL et al., 2015). A
nível microscópico, as tensões residuais desenvolvem-se em virtude da
20
diferença de coeficiente de expansão térmica entre as fases ou
microconstituintes.
• Microestrutura: resultado de mudanças de volume associadas com mudanças
de fase ou precipitação.
Figura 2.11 - Relações de tempo, temperatura, tensão e microestrutura no material.
Fonte: Bhadeshia, 2002, modificado.
2.4.1. Tensões residuais em soldagem
As tensões residuais são particularmente importantes em soldagem em virtude da sua
elevada magnitude, tipicamente trativas, combinadas com mudanças microestruturais
complexas próximas ao metal de solda (BROWN et al., 2011). Elas ocorrem em virtude da
variação não uniforme de temperatura no material decorrente do processo de soldagem. O
21
rápido aquecimento localizado funde uma parte do material de base, formando uma poça de
fusão, que se solidificará resultando na zona fundida (PRATIHAR et al., 2009).
As regiões adjacentes ao cordão de solda também são aquecidas pela condutividade
térmica da poça de fusão desde a temperatura ambiente até uma temperatura próxima à fusão,
dilatando-se tanto quanto maior for a temperatura atingida. Caso haja restrições à expansão,
essa região passa a ser comprimida até que o limite de escoamento do material seja
ultrapassado em compressão. Com o resfriamento do material, a tendência é que haja
contração, aliviando a compressão. Como as restrições impedem a redução do volume do
cordão, essa região acaba sendo tracionada até que o limite de escoamento em tração seja
superado e o material se deforme para acomodar essa tensão. O material somente consegue
se deformar plasticamente sob tensões superiores às de escoamento, e tensões trativas
inferiores à tensão de escoamento tendem a permanecer ao final da soldagem (COULES,
2013).
A Figura 2.12 apresenta a variação de temperatura e tensão residual devido ao
movimento da fonte de calor ao longo da linha central do cordão de solda. Na seção AA’,
não há variações de temperatura e o material está isento de tensões. Na seção BB’, o material
aquecido tende a se expandir sendo restringido pelas regiões mais frias, gerando assim
tensões de compressão em regiões próximas à zona de fusão e tensões de tração nas regiões
mais afastadas. Na seção CC’, há tensões trativas junto ao cordão e compressivas nas regiões
mais afastadas. Após o resfriamento completo, seção DD’, as tensões residuais no centro da
solda chegam a níveis próximos ao limite de escoamento do material.
22
Figura 2.12 - Desenvolvimento de tensões residuais longitudinais durante soldagem.
Fonte: Coules, 2013, modificado.
Em um processo de soldagem sem restrições, o maior gradiente térmico ocorre
geralmente ao longo da direção transversal. O material pode se contrair livremente nessa
direção, pois a contração é aproximadamente uniforme ao longo do comprimento do cordão.
Entretanto, na direção longitudinal, a contração é impedida pelo material frio nos arredores
da junta e, consequentemente, as maiores tensões residuais são orientadas na direção
longitudinal (Figura 2.13). Caso haja restrições à contração do metal de solda, maiores
tensões residuais trativas podem ocorrer em ambas as direções (COULES, 2013).
23
Figura 2.13 - Distribuição de tensões residuais em uma solda de topo. Fonte: Macherauch e
Kloos, 1987, modificado.
As tensões residuais em soldagem contribuem para fratura frágil, fadiga, trinca por
corrosão sob tensão, enquanto que as distorções têm sérios impactos negativos na montagem,
ocasionando não conformidades e redução do tempo de serviço, o que representa um grave
problema para fabricação de estruturas soldadas (XU et al., 2010; MARTINS et al., 2010;
VASANTHARAJA et al., 2015). As tensões residuais são função de diversas variáveis
relacionadas aos parâmetros utilizados na execução do cordão de solda, geometria da junta,
número de passes, composição química dos metais de base e de adição, e de outros fatores
pertinentes ao processo (LEE e CHANG, 2014; ACEVEDO e NUSSBAUMER, 2012).
Mudanças macroscópicas volumétricas são causadas pela variação dimensional de
expansão e contração e diferentes taxas de resfriamento experimentadas na zona fundida e
24
na zona termicamente afetada (ZTA). Em contrapartida, mudanças microscópicas
volumétricas ocorrem principalmente por transformações de fase durante o resfriamento.
Durante a soldagem dos aços, a zona fundida e a ZTA apresentam transformação da
austenita em outras fases com aumento de volume específico, contudo esse aumento é
restringido pela região fria do metal. A Figura 2.14 mostra que um baixo aporte térmico gera
uma elevada taxa de resfriamento e uma baixa temperatura de transformação, logo, mais
efetivas serão as consequências dos processos de transformação nas tensões residuais. Já um
elevado aporte térmico provoca uma baixa taxa de resfriamento e uma alta temperatura de
transformação, o que contribui para a predominância de tensões residuais trativas.
Figura 2.14 - Influência do aporte térmico na temperatura de transformação Tt e nas tensões
residuais. Fonte: Nietschke e Wohlfahrt, 1991, modificado.
25
Conforme verificado na Figura 2.14, o aporte térmico é um fator essencial no controle
da qualidade na soldagem a arco elétrico, pois influencia na taxa de resfriamento, a qual afeta
as propriedades mecânicas e a microestrutura do metal de solda e da ZTA, e, por conseguinte
influencia a distribuição de tensões residuais do material (AKBARI e SATTARI-FAR,
2009).
As tensões residuais não se originam apenas da distribuição não-uniforme de
temperatura durante a soldagem, como também são dependentes da distribuição de
temperatura transiente resultante do movimento da fonte de calor, originando tensões
incompatíveis causadas por estes gradientes térmicos e mudanças microestruturais, sendo
necessária a consideração de uma formulação termoelastoplástica (RAVISANKAR et al.,
2014).
Portanto, conforme a Figura 2.15, as tensões residuais são decorrentes da
superposição de três fontes de tensões residuais em soldagem, todavia, pode haver casos em
que uma fonte prevalecerá sobre a outra (MACHERAUCH e WOHLFAHRT, 1977).
26
Figura 2.15 - Distribuição das tensões residuais em juntas de topo de processo a arco
convencional: (C) Contração, (R) Resfriamento superficial mais intenso e (T)
Transformação de fase. Fonte: Macherauch e Wohlfahrt, 1977, modificado.
Para evitar problemas em serviço, as tensões residuais trativas dos componentes
devem ser aliviadas antes da entrada dos mesmos em operação, seja por processo mecânico
ou térmico. Sua magnitude pode ser reduzida por meio da utilização de pré-aquecimento,
reduzindo a velocidade de resfriamento e facilitando a acomodação das tensões
(SRIVASTAVA et al., 2010). Caso as tensões residuais não sejam aliviadas após a soldagem,
duas situações podem ocorrer quando as tensões aplicadas em serviço se somarem às tensões
residuais de soldagem:
• O material se deforma, aliviando as tensões residuais, e com isso a tensão
resultante não consegue aumentar sua magnitude até chegar aos níveis do
limite de resistência;
• O material não se deforma e a tensão resultante atinge o limite de resistência,
causando a ruptura em serviço.
27
2.4.2. Técnicas de medição de tensões residuais
Os métodos de medição de tensões residuais são classificados conforme o dano
introduzido no material em: destrutivos, não destrutivos e semi-destrutivos (ROSSINI et al.,
2012).
Os métodos destrutivos e semi-destrutivos baseiam-se na alteração do estado de
equilíbrio das tensões residuais, provocando alívio dessas tensões no ponto ou na região de
medição. As deformações causadas pelo alívio são medidas e através de modelos
matemáticos adequados são determinadas as tensões residuais. Os métodos destrutivos
comprometem a integridade do material, pois necessitam que haja retirada do material para
obtenção de dados relativos a tensões residuais, sendo que os principais métodos são
seccionamento e deflexão. Os métodos semi-destrutivos introduzem algum dano no
componente, mas não comprometem sua integridade ou operação, como é o caso do método
do furo cego e de remoção de camadas (YELBAY et al., 2010; KORSUNSKY et al., 2009;
NASIM et al., 2015; PETRUCCI e SCAFIDI, 2010).
Os métodos não destrutivos baseiam-se nas variações de parâmetros físicos ou
cristalográficos do material em análise, relacionados com as tensões residuais que provocam
essas alterações. Os métodos não destrutivos não comprometem a integridade por não
requererem remoção de partes do componente. Os principais métodos são difração de
raios-X, difração de nêutrons, ultrassom e magnético (YELBAY et al., 2010; KROSUNSKY
et al., 2009).
28
2.4.3. Princípios da tensometria por difração de raios-X
A tensometria por difração de raios-X tem como princípio medir o espaçamento entre
os planos da rede cristalina pelo uso de feixes estreitos de raios-X. A incidência de um feixe
de raios-X monocromático com comprimento de onda 𝜆 na superfície de um material provoca
o espalhamento (difração) deste feixe pelos seus átomos. Um feixe difratado pode ser
definido como um feixe composto de um grande número de raios espalhados reforçando-se
mutuamente.
Num material policristalino, com granulometria fina e isento de tensões, o espaço
entre os planos cristalinos não varia com a orientação desses planos. Pode-se calcular a
deformação da rede cristalina caso o ângulo de difração para um material livre de tensões
seja conhecido (Figura 2.16).
Figura 2.16 - Princípio da medição por raios-X. Fonte: Callister, 2007, modificado.
29
Um feixe paralelo de raios-X de comprimento 𝜆 incide na superfície do material
segundo um ângulo 𝜃. O ângulo do feixe difratado terá o mesmo valor 𝜃 do ângulo de
incidência, caso a lei de Bragg seja satisfeita:
𝑛𝜆 = 2𝑑 sin 𝜃 2.1
Sendo:
n = número inteiro conhecido por ordem de difração
𝜆 = comprimento de onda do feixe incidente de raios-X
d = distância entre os planos
𝜃 = ângulo de interferência construtiva
Caso o comprimento de onda do feixe incidente de raios-X seja constante, a alteração
da distância entre os planos pela aplicação de uma tensão resultará em uma modificação no
ângulo de difração (Figura 2.17).
Figura 2.17 - Variação das distâncias interplanares de um material tensionado.
Fonte: Lu, 1996, modificado.
30
Considerando a variação de distância como Δ𝑑 = 𝑑 − 𝑑0, onde 𝑑 é a distância
interplanar com o material sob tensão 𝜎 e 𝑑0 a distância interplanar livre de tensão, a variação
angular de difração é igual a Δ𝜃 = 𝑑 − 𝑑0.
A deformação cristalográfica causada pela tensão aplicada pode ser expressa como:
𝜀 =Δ𝑑
𝑑0=
𝑑 − 𝑑0
𝑑0 2.2
Através da diferenciação da lei de Bragg obtém-se a deformação cristalográfica
provocada pela tensão existente.
𝜀 = − cotg 𝜃 Δ𝜃 = − cotg 𝜃Δ(2𝜃)
2 2.3
Sendo:
𝜀 = deformação na direção perpendicular ao sistema de planos atômicos difratados
Δ(2𝜃) = variação do ângulo de difração devido à tensão aplicada em relação à
difração na rede cristalina não tensionada.
Os princípios da teoria da elasticidade aplicados à tensometria por raios-X são:
Deformação
𝜀 =Δ𝑙
𝑙 2.4
Tensão:
𝜎 =∆F
∆𝐴 2.5
Lei de Hooke para estado uniaxial:
𝜀 =𝜎
𝐸 2.6
31
Lei de Hooke para estado triaxial:
𝜀1 =𝜎1
𝐸−
𝜐
𝐸(𝜎2 + 𝜎3) 2.7
𝜀2 =𝜎2
𝐸−
𝜐
𝐸(𝜎1 + 𝜎3) 2.8
𝜀3 =𝜎3
𝐸−
𝜐
𝐸(𝜎1 + 𝜎2) 2.9
Sendo:
𝜀1, 𝜀2, 𝜀3 = deformações principais
𝜎1, 𝜎2, 𝜎3 = tensões principais
𝜐 = coeficiente de Poisson do material
E = módulo de elasticidade do material
Um sistema de coordenadas polares, apresentado na Figura 2.18, é utilizado para
obter as equações de tensão, 𝜎𝜙, e deformação 𝜀𝜙,𝜓, nas direções 𝜑 e 𝜓. A diferença entre
as deformações em duas direções diferentes mantendo-se o ângulo polar 𝜙 é dada por:
𝜀(𝜑, 𝜓2) − 𝜀(𝜑, 𝜓1) = cotg 𝜃0 (𝜃𝜑,𝜓2− 𝜃𝜑,𝜓1
) 2.10
Figura 2.18 - Sistema de coordenadas polares. Fonte: Cindra Fonseca, 2000.
32
A equação da deformação 𝜀𝜑,𝜓 é representada de acordo com a equação 2.11:
𝜀𝜑,𝜓 = (1 + 𝜐
𝐸) (𝜎1 cos2 𝜑 + 𝜎2 sen2 𝜑) ∙ sen2 𝜓 −
𝜐
𝐸(𝜎1 + 𝜎2 + 𝜎3) 2.11
Sendo:
𝜑 = ângulo polar (ângulo do difratômetro ao redor da superfície segundo um eixo de
coordenadas do material)
𝜓 = ângulo azimutal (ângulo entre a normal à superfície e o plano formado pelos
feixes incidente e refratado)
A componente de tensão 𝜎3, perpendicular à superfície, é nula, e as componentes 𝜎1
e 𝜎2 se localizam na superfície. Assim, a relação tensão-deformação para a técnica de
difração de raios-X pode ser expressa como:
𝜀𝜑,𝜓 = (1 + 𝜐
𝐸) 𝜎𝜙𝑠𝑒𝑛2𝜓 −
𝜐
𝐸(𝜎1 + 𝜎2) 2.12
Fixando-se o ângulo polar 𝜑, a diferença entre as deformações em duas direções
diferentes, segundo o ângulo azimutal 𝜓, é dada por:
𝜀(𝜑, 𝜓2) − 𝜀(𝜑, 𝜓1) = (1 + 𝜐
𝐸) 𝜎𝜑(𝑠𝑒𝑛2𝜓2 − 𝑠𝑒𝑛2𝜓1) 2.13
A componente de tensão 𝜎𝜑 da equação 2.13 pode ser escrita como:
𝜎𝜑 =𝐸
1 + 𝜐
𝜀(𝜑, 𝜓2) − 𝜀(𝜑, 𝜓1)
𝑠𝑒𝑛2𝜓2 − 𝑠𝑒𝑛2𝜓1 2.14
A deformação em termos de difração pode ser expressa por:
𝜀𝜑,𝜓 =𝑑𝜑,𝜓 − 𝑑0
𝑑0= −𝑐𝑜𝑡𝑔 𝜃0(𝜃𝜑,𝜓 − 𝜃0) 2.15
Por meio das equações 2.14 e 2.15, obtém-se a equação final para determinação da
componente de tensão 𝜎𝜑.
33
𝜎𝜑 = (𝐸
1 + 𝜐) ∙ cotg 𝜃0 ∙
(𝜃𝜑,𝜓2− 𝜃𝜑,𝜓1
)
𝑠𝑒𝑛2𝜓2 − 𝑠𝑒𝑛2𝜓1
2.16
2.5. PROPRIEDADES MAGNÉTICAS
O magnetismo é um fenômeno relacionado à atração ou repulsão entre determinados
materiais. A origem do magnetismo reside nos movimentos orbitais e do giro dos elétrons e
na interação dos elétrons entre si. Um campo magnético também pode ser produzido em
material condutor, como por exemplo, em um solenóide, que é construído enrolando-se um
fio longo numa hélice de passo curto e fazendo uma corrente elétrica percorrer esse fio
(MORGAN, 2013).
Os materiais são comumente classificados dependendo da origem microscópica de
sua magnetização e das interações internas em cinco grupos (Figura 2.19):
• Ferromagnéticos: O ferromagnetismo ocorre em materiais cujos átomos
possuam momentos de dipolo magnético permanentes. Existe uma forte
interação entre momentos de dipolo atômicos vizinhos que os mantém
alinhados, mesmo na ausência de campo magnético externo. Tais grupos são
denominados de domínios magnéticos e comportam-se como um pequeno ímã
permanente (HALLIDAY et al., 2012) A ferrita é um exemplo de uma fase
ferromagnética (MENDONÇA et al., 2013).
• Paramagnéticos: O paramagnetismo ocorre em materiais cujos átomos
possuem momentos de dipolo permanentes e na ausência de campo aplicado,
os momentos de dipolo atômicos estão inicialmente orientados aleatoriamente
no espaço. Quando um campo magnético externo é aplicado ao material, o
34
torque resultante sobre os dipolos tende a alinhá-los com o campo, porém,
quando o campo externo é removido da amostra paramagnética, a agitação
térmica faz com que os momentos de dipolo magnético passem a ter
novamente sentidos aleatórios, pois as forças magnéticas entre os átomos são
muito fracas para manter o alinhamento (HALLIDAY et al., 2012). A
austenita é um exemplo de uma fase paramagnética (MENDONÇA et al.,
2013; CARDOSO et al., 2013).
• Diamagnético: O diamagnetismo ocorre em todos os materiais, entretanto, por
ser um efeito muito mais fraco que o paramagnetismo, só pode ser facilmente
observado em materiais com estrutura eletrônica simétrica e momento
magnético permanente nulo. Materiais diamagnéticos quando colocados em
um campo magnético apresentam magnetização negativa (BRITANNICA,
2017).
• Ferrimagnéticos: Em materiais ferrimagnéticos, os íons têm dipolos
magnéticos de intensidade diferente. Logo, existe sempre um momento
resultante não-nulo.
• Antiferromagnéticos: Em materiais antiferromagnéticos, os dipolos
alinham-se em sentidos opostos.
35
Figura 2.19 - Orientação dos dipolos magnéticos em campo nulo e temperatura ambiente, e
curvas de magnetização M em relação ao campo magnético H para diferentes classes de
materiais magnéticos. Fonte: Araújo, 2009.
36
2.5.1. Técnica do ruído magnético Barkhausen
Os materiais ferromagnéticos são constituídos por domínios magnéticos, sendo que a
direção de alinhamento dos momentos magnéticos ocorre segundo a direção do eixo de fácil
magnetização (CORRÊA et al., 2013).
Na ausência de magnetização externa ou tensões mecânicas aplicadas, os domínios
estão orientados aleatoriamente e, consequentemente, a resultante dos momentos é nula. Na
presença de um campo magnético, há uma alteração da estrutura dos domínios magnéticos,
que origina uma nova posição de equilíbrio. Ao término do processo de magnetização, o
material se transforma em um domínio único, que tende a alinhar-se na direção do campo
aplicado (PECNIK e GRUM, 2013).
A Figura 2.20 descreve a curva de magnetização inicial desde a magnetização zero
até a magnetização de saturação Ms, a qual tem uma indução de saturação Bs associada.
37
Figura 2.20 - Curva de magnetização inicial. Fonte: Morgan, 2013.
O crescimento dos domínios orientados na direção do campo magnético aplicado
provoca o deslocamento das paredes dos domínios orientados aleatoriamente na ausência de
campo aplicado. Com a movimentação das paredes dos domínios ocorre a geração de novos
domínios, assim como a aniquilação dos que possuem direções de magnetização
desfavoráveis. Posteriormente, ocorre o alinhamento dos domínios com a direção do campo
aplicado, e por último, os domínios restantes são aniquilados e o material se transforma em
um domínio único.
Ao se atingir o estado saturação da magnetização, com a redução da intensidade do
campo magnético H em virtude da reversão da direção do campo, a curva não retorna pelo
mesmo caminho de magnetização original, produzindo um efeito de histeresse, onde a
38
indução magnética B se defasa em relação a intensidade do campo magnético H que é
aplicado ou diminui a uma taxa mais baixa (Figura 2.21). O fenômeno de histeresse pode ser
explicado através do movimento das paredes do domínio.
Figura 2.21 - Laço de histeresse magnética. Fonte: Morgan, 2013, modificado.
A movimentação das paredes dos domínios magnéticos gera pulsos magnéticos que
podem ser mensurados como uma sequência de pulsos de voltagem através de uma bobina
leitora posicionada na superfície do material e o sinal medido é denominado ruído magnético
Barkhausen (RMB) (LADIN, 2011). A Figura 2.22 ilustra a disposição experimental clássica
para a medição do RMB, composta por um eletroímã para excitação magnética e uma bobina
leitora.
39
Figura 2.22 - Equipamento para ensaio RMB. Fonte: Morgan, 2013, modificado.
O RMB pode ser caracterizado como um sinal com componentes AC aleatórios não
estacionários. A raiz quadrada do valor quadrático médio (RMS - Root Mean Square)
representa um parâmetro usado para caracterizar a potência de um sinal AC
(SERRÃO, 2014). Deste modo, esse parâmetro permite quantificar o sinal RMB em volts ao
longo do tempo utilizando-se a equação 2.17.
𝑅𝑀𝐵𝑅𝑀𝑆 = √∑ (𝑉𝑖 − 𝑉𝑚)2𝑛
𝑖=1
𝑛𝑆 − 1
2.17
Sendo:
Vi = valor da voltagem medida em um determinado instante
Vm = valor médio do sinal
ns = número de pontos do sinal
40
Como o sinal RMB é centrado em amplitude, ou seja, possui média nula, o valor RMS
equivale ao desvio padrão, e, portanto, representa uma medida do tamanho médio das
flutuações ao redor da média.
As propriedades microestruturais, como o tamanho de grão, influenciam o sinal RMB.
Grãos mais finos possuem maior número de domínios magnéticos, acarretando em um
aumento do nível do RMB. Tensões compressivas favorecem o crescimento dos domínios
magnéticos na direção perpendicular à tensão aplicada, dificultando a magnetização e
produzindo uma queda na amplitude do RMB. Tensões trativas favorecem a magnetização
na direção de aplicação da tensão, beneficiando o aumento da amplitude do RMB
(MOORTHY e SHAW, 2008).
2.5.2. Ferritoscopia
O ferritoscópio é um equipamento portátil indicado para medição do teor de ferrita
em aços inoxidáveis, cujo princípio de funcionamento baseia-se no método de indução
magnética.
O material é submetido a um campo magnético gerado por uma bobina que irá
interagir com a fase ferromagnética e as mudanças causadas pelo campo magnético induzem
uma tensão proporcional ao percentual volumétrico da fase ferromagnética em uma segunda
bobina. O resultado da medição é obtido em poucos segundos ao posicionar-se a sonda do
aparelho verticalmente à amostra (Figura 2.23).
41
Figura 2.23 - Funcionamento do ferritoscópio. Fonte: Helmut-Fischer, 2012, modificado.
A calibração do equipamento utiliza amostras padrão com teor de ferrita conhecido,
conforme Tabela 2.3.
Tabela 2.3 - Teor de ferrita dos blocos usados na calibração do ferritoscópio.
Bloco 0,53 FN 2,73 FN 9,2 FN 33,2 FN 75,5 FN BASE
Teor de ferrita (%) 0,52 3,05 10,2 30,4 55,1 100
Fonte: Helmut-Fischer (2016)
A exatidão da leitura é influenciada pela espessura e curvatura do material,
rugosidade superficial e distância entre a extremidade ou da borda do material ao ponto de
medição. Assim, aplica-se fatores de correção ao resultado para compensar tais
42
características, sendo que no caso da junta soldada do presente estudo esse fator de correção
é igual a 1. O teor real da fase ferromagnética (Few) é obtido pela multiplicação do teor
medido da fase ferromagnética (Fem) pelo fator de correção, segundo equação 2.18.
𝐹𝑒𝑤 = 𝐹𝑒𝑚×𝑓𝑎𝑡𝑜𝑟 𝑑𝑒 𝑐𝑜𝑟𝑟𝑒çã𝑜 2.18
O desvio padrão resultante (equação 2.19) depende do valor médio de todas as leituras
(Fe), das leituras individuais (Fei) e do número de leituras realizadas (N).
𝑠 = √(𝐹𝑒 − 𝐹𝑒1)2 + (𝐹𝑒 − 𝐹𝑒2)2 + ⋯ + (𝐹𝑒 − 𝐹𝑒𝑁)2
(𝑁 − 1)
2.19
2.6. SHOT PEENING
O shot peening é um tratamento mecânico a frio que consiste no impacto de múltiplas
esferas em velocidades turbinadas na superfície do material. As esferas podem ser fabricadas
com aço de alto carbono fundido, arame de aço cortado, aço inoxidável, ferro fundido, vidro
ou material cerâmico. Para aplicações industriais, utiliza-se normalmente granalha de aço
esférica temperada e revenida (DALY e JOHNSON, 1990; NICKEL, 1996).
O impacto de cada esfera provoca uma deformação plástica localizada na superfície,
criando um campo de tensões residuais compressivas. Virtualmente, todos os perfis de tensão
residual surgem de deformação plástica não-uniforme. Os impactos produzem uma
distribuição de tensões residuais que varia de acordo com a profundidade de 0,03 mm a
2,5 mm (KIRK, 1999).
43
Os principais parâmetros do processo são:
• Diâmetro da esfera
• Distância do bombardeamento
• Velocidade de impacto
• Intensidade do jato
• Tempo de tratamento e ângulo de incidência das esferas na superfície
• Velocidade inicial
• Dureza do material da esfera e do componente jateado.
A análise das tensões residuais é fundamental para prever a resistência mecânica e
entender como varia sua magnitude com os parâmetros do processo (GUAGLIANO, 2001).
A influência dos parâmetros na distribuição de tensões residuais é mostrada na Figura 2.24.
Figura 2.24 - Influência dos parâmetros de shot peening na distribuição das tensões
residuais. Fonte: Schiffner e Helling, 1999, modificado.
O método de determinação da intensidade do processo de shot peening mais adotado,
denominado método de medição de intensidade ou Padrão Almen, utiliza a quantidade de
energia cinética transferida da esfera para o componente (MIAO et al., 2010). Neste ensaio,
uma plaqueta, fabricada de aço SAE 1070 em formato de tira de 76 mm por 19 mm e com
espessura padronizada (tipo A: 1,29 mm, tipo N: 0,79 mm ou tipo C: 2,39 mm) é presa a um
44
bloco de aço, também padronizado, e jateada em um lado durante um certo intervalo de tempo
(ZIZAK, 2010). A tensão residual compressiva provoca deformação plástica e a deflexão da
plaqueta é fator da intensidade do jateamento (GUECHICHI et al., 2013; UNAL e VAROL,
2015; EDWARD, 2017).
A energia cinética do jato é função da massa e da velocidade de bombardeamento das
esferas, sendo essa relação demonstrada pela equação 2.20 (KIRK, 1999):
𝐾 =1
2𝑚v2 2.20
Sendo:
K = energia cinética
𝑚 = massa da esfera
v = velocidade da esfera
Durante cada endentação ocorre um ciclo de carregamento e descarregamento de
tensão, provocando uma região deformada plasticamente contendo deformação elástica
residual compressiva. Cada endentação gera uma pequena camada de tensões residuais
compressivas da ordem de 80 % da tensão de escoamento ou 60 % da resistência mecânica
máxima do material (EVERETT et al., 2001). Como resultado do processo, a resistência à
fadiga é aumentada em torno de 25-30 % (SOARES, 1998).
Segundo o diagrama tensão-deformação para uma única endentação, a tensão
aumenta elasticamente a partir do repouso em razão da reduzida área de contato até atingir a
tensão limite de escoamento (ponto A da Figura 2.25). A superfície deforma-se plasticamente
até a esfera começar a ricochetear (ponto B da Figura 2.25). Durante o retorno, a superfície
do material relaxa elasticamente até atingir um valor de tensão nulo (ponto C da Figura 2.25).
A diferença entre o valor original e final de deformação é a deformação residual, que ao ser
45
multiplicada pelo módulo de elasticidade fornece o valor da tensão residual compressiva
localizada.
Figura 2.25 - Diagrama tensão vs. deformação simplificado para uma única endentação.
Fonte: Kirk, 1999, modificado.
Com o transcorrer do processo cada vez mais a área superficial bombardeada
aumenta. As endentações são consideradas individualmente no início e com o decorrer do
tempo haverá uma sobreposição de endentações.
Schiffner e Helling (1999) consideram que o desenvolvimento do estado de tensão
residual pode ser descrito por dois fenômenos. Primeiramente, a pressão hertziana causa
tensões residuais compressivas com o valor máximo próximo a superfície. Em segundo lugar,
a deformação plástica na camada superficial origina tensões residuais com o valor máximo
nas camadas subsuperficiais do material (Figura 2.26).
46
Figura 2.26 - Processo de shot peening. Fonte: Schiffner e Helling, 1999, modificado.
A Figura 2.27 mostra o perfil de distribuição da tensão residual de um componente
jateado em relação à profundidade da camada atingida pelo processo.
Figura 2.27 - Perfil de distribuição de tensão residual em um componente jateado. Fonte:
Gao e Zhong, 2013, modificado.
O valor máximo de tensão residual compressiva, 𝜎𝑐𝑜𝑚𝑝, não ocorre na superfície, mas
sim na camada subsuperficial deformada plasticamente. Na Figura 2.27, Z0 representa a
47
profundidade em que a tensão residual torna-se nula, sendo a distância abaixo da qual a
tensão residual muda sua natureza compressiva para trativa. A tensão aumenta a fim de
equilibrar a tensão trativa subsuperficial e seu valor máximo, 𝜎𝑡𝑟𝑎𝑡, varia entre um décimo a
50 % da tensão residual compressiva máxima, conforme a espessura da amostra (GAO e
ZHONG, 2013).
2.7. PROCESSO DE SOLDAGEM GTAW
O processo de soldagem por fusão GTAW, Gas Tungsten Arc Welding, utiliza como
fonte de calor um arco elétrico estabelecido entre um eletrodo não consumível de tungstênio
e a peça a ser soldada. O arco elétrico e a poça de fusão são protegidos da contaminação do
ar atmosférico por um gás, usualmente inerte, que é soprado pelo bocal da tocha com vazão
controlada (SMITH, 2001).
O eletrodo, não consumível, é formado por tungstênio puro ou por compostos à base
de tungstênio e sua função é estabelecer e manter o arco elétrico, que é criado pela passagem
de corrente elétrica pelo gás de proteção ionizado. O alto ponto de fusão do tungstênio
permite altas temperaturas e concentração de calor, produzindo zona fundida e ZTA estreitas
(SMITH, 2001; SEWELL, 2003).
A soldagem pode ocorrer sem metal de adição (soldagem autógena) ou com metal de
adição na forma de vareta, sendo que esse não é transferido através do arco, mas sim fundido
pelo arco elétrico, visto que o metal de adição não faz parte do circuito elétrico da soldagem.
A vareta não possui revestimento e não é utilizado qualquer tipo de fluxo sobre a junta, assim,
a proteção da região em fusão é realizada pelo fluxo contínuo de gás inerte. A alimentação
de metal de adição pode ser manual ou mecanizada.
48
A tocha é interligada a um cilindro de gás e a um cabo da máquina de solda e pode
apresentar um sistema de refrigeração a fim de resfriar o eletrodo, prevenindo-o de
superaquecimento. A peça é conectada ao cabo terra da máquina de solda formando um
circuito elétrico (KOU, 2013).
A Figura 2.28 apresenta o processo de soldagem GTAW.
Figura 2.28 - Processo de soldagem GTAW. Fonte: ESAB, 2014.
2.7.1. Tipos de correntes
O processo de soldagem GTAW utiliza fontes com curvas características do tipo
tombante, que ao variar o comprimento do arco e, por conseguinte, a tensão, apresenta uma
mínima variação na intensidade de corrente. A escolha da fonte de energia depende
fortemente do tipo de corrente que será utilizada, sendo esta escolha uma das principais
variáveis do processo de soldagem (KOU, 2013).
49
• Corrente contínua polaridade direta
Esse é o tipo de corrente mais empregado no processo GTAW. O eletrodo é conectado
no polo negativo e a peça no positivo (NASIRI et al., 2014). Cerca de 30 % do calor é gerado
no eletrodo e 70 % na peça, possibilitando uma penetração maior do que a obtida com
polaridade inversa ou com corrente alternada e preservação do eletrodo (MANDAL, 2002;
BENWAY, 2010). A poça de fusão produzida é estreita e profunda, o que pode ser
indesejável em caso de peças muito finas.
• Corrente contínua polaridade inversa
O eletrodo é conectado ao polo positivo e a peça ao negativo. Cerca de 70 % do calor
é gerado no eletrodo e 30 % na peça, resultando em uma penetração menor e uma poça de
fusão rasa e larga. Produz menor aquecimento da peça, porém pode ser requerida para
situações em que se deseja uma limpeza catódica, removendo os óxidos superficiais formados
sobre a poça de fusão (SMITH e MOBLEY, 2008).
• Corrente contínua pulsada
A corrente contínua pulsada envolve a alternância periódica da corrente de soldagem
entre um valor mínimo e um valor máximo numa determinada frequência. A corrente de base
geralmente não ultrapassa 60 % da corrente média de soldagem, enquanto que os impulsos
de corrente (picos) são 40 % mais altos que os valores médios de corrente utilizada. Durante
50
os intervalos de alta corrente (corrente de pico) há a formação da poça de fusão, enquanto
que durante os intervalos de corrente de base, a energia é mantida baixa para garantir a
manutenção do arco, permitindo o resfriamento da poça de fusão (CUNHA, 2013). Logo,
obtém-se uma boa penetração, ao mesmo tempo que mantém a área de soldagem
relativamente fria. A Figura 2.29 apresenta a forma da corrente contínua pulsada.
Figura 2.29 - Forma da corrente contínua pulsada. Fonte: Giridharan e Murugan, 2009,
modificado.
Sendo:
Ip=Corrente de pico
Ib= Corrente de base
Im = Corrente média
Tp = Duração da corrente de pico
Tb = Duração de corrente de base
51
De acordo com Omar e Lundin (1979), o aumento da corrente média provoca o
aumento da penetração do cordão de solda, pois a corrente média é o parâmetro que inclui as
variáveis do pulso, atuando sobre a penetração e a eficiência de fusão.
Tseng e Sung (2011) estudaram os efeitos dos parâmetros da corrente pulsada na
soldagem com processo GTAW de aço inoxidável 316L e constataram que o aumento da
frequência de pulso, a diminuição do espaçamento do pulso, o aumento da razão entre as
correntes de base e de pico e o aumento da razão entre a duração das correntes de base e de
pico podem reduzir a distorção angular e a tensão residual, além de aumentar a razão entre
profundidade e largura do cordão de solda e reduzir a zona termicamente afetada.
Na soldagem de aço inoxidável 304, Karunakaran (2012) constatou que a utilização
de corrente pulsada propiciou propriedades mecânicas superiores à corrente constante, pela
formação de grãos menores na zona fundida.
• Corrente alternada
A quantidade de calor nesse tipo de corrente é distribuída quase igualmente entre o
eletrodo e a peça, sendo a penetração intermediária entre a corrente contínua polaridade direta
e a corrente contínua polaridade inversa.
Como o arco se extingue toda vez que a tensão atinge o valor nulo, uma tensão de
alta frequência deve ser sobreposta durante todo o tempo de soldagem para manter o arco
aberto.
É utilizada quando se necessita de uma excepcional limpeza dos óxidos superficiais
na poça de fusão e é preferida na soldagem de ligas de alumínio, magnésio e cobre-berílio
(YARMUCH e PATCHETT, 2007).
52
2.7.2. Gases de proteção
Os gases de proteção protegem a poça de fusão da contaminação atmosférica,
impedem a oxidação do metal de adição e promovem uma atmosfera conveniente e ionizável
para o arco elétrico (BITHARAS et al., 2016). São fornecidos em cilindros com capacidade
de 4 a 10 m3 e pressão em torno de 190 bars no caso de argônio ou em reservatórios maiores.
A pressão deve ser reduzida através de um regulador para aplicações em soldagem. Os gases
de proteção mais utilizados são (KEY, 1980):
• Argônio (100 %)
• Hélio (100 %)
• Mistura de 75 % de argônio e 25 % de hélio
• Mistura de 95 % de argônio e 5 % de hidrogênio
• Mistura de 75 % de hélio e 25 % de argônio
• Mistura de 90 % de argônio e 10 % de hidrogênio
• Mistura de 97,5 % de argônio e 2,5 % de nitrogênio
• Mistura de 98,2 % de argônio e 1,8 % de nitrogênio
Argônio e hélio são gases inertes, enquanto que nitrogênio é um gás parcialmente
inerte e o hidrogênio é um gás redutor. A escolha do gás de proteção afeta significativamente
a qualidade e o custo da solda (LU et al., 2009). Dentre os gases de proteção citados, os mais
empregados para a soldagem GTAW são o argônio, o hélio e as misturas entre eles
(SANDVIK, 2016). O argônio utilizado em processos de soldagem possui uma pureza de
99,5 % e é preferido em comparação ao hélio em virtude das seguintes características:
53
• Possibilita um arco mais suave, sem turbulências e melhor ignição
• Menor tensão no arco para uma dada corrente e comprimento de arco
• Ação de limpeza na soldagem de materiais como alumínio ou magnésio
• Menor custo e maior disponibilidade
• Boa proteção com menor vazão de gás
• Maior resistência à corrente de ar transversal
A utilização do hélio como gás proteção resulta em uma tensão aproximadamente
40 % maior por unidade de comprimento de arco e mesma corrente em relação ao argônio,
gerando uma quantidade de calor superior e uma penetração mais profunda, sendo,
consequentemente, recomendado na soldagem de peças espessas ou materiais com alta
condutividade térmica. A mistura de argônio e hélio é empregada quando se objetiva a alta
penetração propiciada pelo hélio, mas com a estabilidade e suavidade do arco induzidas pelo
argônio (KEY, 1980; LU et al., 2009).
A adição de percentuais de hidrogênio ao argônio no gás de proteção do processo
GTAW provoca aumento da tensão do arco e aumento na quantidade de material fundido
para mesma corrente média. A diferença na tensão do arco entre o argônio puro e misturas
com argônio e hidrogênio ocorre em virtude da grande diferença da condução térmica dos
gases de proteção, pois maior quantidade de energia é dispensada por unidade de tempo no
caso de mistura de argônio e hidrogênio do que no caso de argônio puro. A restrição ao uso
de misturas com hidrogênio é devido à sua influência na formação de defeitos de soldagem
como trincas e poros, não sendo recomendado para soldagem de aços ao carbono e baixa liga
(SCHWEDERSKY et al., 2011; KAH e MARTIKAINEN, 2013).
54
O nitrogênio possibilita obter uma temperatura do arco mais elevada, permitindo uma
maior velocidade de soldagem, e maior eficiência da transferência de calor comparada com
o argônio e o hélio. A desvantagem do nitrogênio na soldagem deve-se a instabilidade do
arco devido a reações com o eletrodo de tungstênio. O teor recomendado de nitrogênio na
mistura é inferior a 3 % (ZORC, 2011; SAVAS e CEYHUN, 2011; LU et al., 2009).
Lothongkum et al. (2001) utilizaram uma mistura de argônio e nitrogênio para
soldagem de aço inoxidável AISI 316L no processo GTAW pulsado, visto que o nitrogênio
auxilia o controle do teor de ferrita delta por ser um elemento austenitizante. O aumento do
teor de nitrogênio, variando-o entre 0 a 4 % em volume na mistura, provocou a diminuição
do valor da corrente de pulso. Na soldagem de aço inoxidável AISI 304L pelo processo
GTAW pulsado, Lothongkum et al. (1999) constataram que um teor de 3 a 5 % de nitrogênio
na mistura era suficiente para controlar o teor de ferrita delta em uma faixa aceitável de
3-12 %.
A escolha dos gases de proteção deve considerar o processo de soldagem, composição
química e espessura do material de base, estabilidade do arco elétrico, velocidade de
soldagem, penetração, geometria do cordão e o acabamento. A sua eficácia depende de uma
série de fatores: peso específico do gás, vazão, tipo de junta, diâmetro do bocal, comprimento
do arco e superfície da peça (DU et al., 2009; HAM et al., 2012; CAMPBELL et al., 2013).
2.7.3. Estrutura da zona fundida do aço inoxidável austenítico
A microestrutura do metal de solda dos aços inoxidáveis da série 300 difere da
microestrutura do metal de base. O metal de solda pode apresentar quantidades variáveis de
ferrita à temperatura ambiente, enquanto que o metal de base, quando trabalhado e
55
solubilizado, é constituído inteiramente de austenita. O comportamento da transformação de
um aço inoxidável austenítico pode ser descrito através de um diagrama pseudobinário
Fe-Cr-Ni para 70 % de ferro (Figura 2.30). O metal líquido contendo 70 % de ferro, além de
cromo e níquel, pode se solidificar inteiramente como austenita ou inicialmente como
austenita e posteriormente como ferrita ou inicialmente como ferrita e depois como austenita
ou ainda inteiramente como ferrita, à medida que a relação entre cromo e níquel (Cr/Ni)
aumenta. Durante o resfriamento, parte da ferrita formada durante a solidificação pode ser
transformada em austenita.
Figura 2.30 - Diagrama pseudobinário para um sistema Fe-Cr-Ni para 70 % de ferro.
Fonte: Lippold e Kotecki, 2005, modificado.
A transformação da ferrita delta em austenita é completa somente se o material
permanecer por um tempo suficientemente longo na faixa de temperaturas na qual a cinética
é mais rápida, porém esse não é o caso da soldagem onde o resfriamento rápido causa a
retenção de alguma ferrita até a temperatura ambiente. A morfologia e a quantidade de ferrita
56
delta dependerão da composição química (Cr/Ni) e da velocidade de resfriamento, sendo que
quanto maior a velocidade, menor deve ser a extensão dessa transformação. A presença de
um baixo teor de ferrita delta pode evitar a ocorrência de trinca a quente, por ter forte efeito
sobre a menor molhabilidade nos contornos de ferrita-ferrita e ferrita-austenita, e dificultar a
propagação das trincas ao longo dos contornos tortuosos da ferrita-austenita no final da
solidificação (SILVA et al., 2009; RAJANI et al., 2012).
Para Yuri et al. (2000), cerca de 5 % de ferrita delta é introduzida para prevenção de
trinca a quente durante a soldagem de aços inoxidáveis austeníticos, entretanto, a ferrita delta
é frágil à temperatura criogênica. A causa dessa fragilidade é relacionada a propagação
preferencial da trinca na ferrita delta ou na interface ferrita delta/austenita, especialmente no
tipo vermicular, uma das morfologias da ferrita delta.
A presença de ferrita delta provoca a diminuição da tenacidade, aumento do limite de
resistência, diminuição da resistência à corrosão, aumento da permeabilidade magnética da
solda (HULL, 1973) e formação de fases intermetálicas frágeis em operações a altas
temperaturas (PASSOS e OTUBO, 2010). Contudo, não foi encontrada na literatura estudos
que abordassem o efeito do teor de ferrita delta na tensão limite de escoamento e na tensão
limite de resistência mecânica de juntas soldadas de aço inoxidável austenítico AISI 316L,
uma vez que as pesquisas estão associadas a resistência à corrosão e não às propriedades
mecânicas de ensaios de tração deste material.
A microestrutura final da zona fundida pode ser classificada conforme a morfologia
da ferrita. Essas reações são determinadas a partir do diagrama pseudobinário para o sistema
Fe-Cr-Ni mostrado na Figura 2.30. As microestruturas principais encontradas para valores
crescentes de relação Cr/Ni, são:
57
• Austenita: resulta da solidificação da austenita, sem formação de ferrita. É
usual designar essa forma de solidificação pela letra A.
• Austenita + ferrita eutética: caso alguma ferrita seja formada no término do
processo de solidificação da austenita através da reação eutética. Essa forma
de solidificação (em austenita primária seguida pela formação de ferrita) é
usualmente designada por AF.
• Austenita + ferrita em espinha ou vermicular: Resulta de solidificação em
ferrita primária com formação de austenita tanto nas etapas finais desta (FA)
como já no estado sólido (ao final da solidificação). A ferrita remanescente se
localiza ao longo do centro das dendritas. Esta é a morfologia mais
comumente observada em soldas de aços inoxidáveis austeníticos.
• Austenita + ferrita laminar ou rendilhada: Resulta de solidificação em ferrita
primária com transformação desta em austenita ao seu final principalmente no
estado sólido. A austenita aparece na forma de lâminas aproximadamente
paralelas com a ferrita remanescente localizada entre as lâminas. Esta forma
de solidificação é designada por FA.
• Ferrita + austenita de Widmanstatten: a solidificação ocorre somente com a
formação de ferrita (F). A austenita é formada na matriz de ferrita já
completamente solidificada, nucleando nos contornos de grão da ferrita e
crescendo como placas para o interior dos grãos (LIPPOLD E KOTECKI,
2005).
58
A estrutura do metal de solda não depende apenas da velocidade de resfriamento e da
razão entre o cromo e o níquel, sendo que outros elementos são acrescidos ao aço, afetando
a estabilidade das fases. Os elementos são divididos em formadores de ferrita (como por
exemplo, cromo, molibdênio, silício, nióbio e alumínio) e de austenita (como por exemplo,
nitrogênio, carbono, níquel e manganês.
O diagrama de Schaeffler (Figura 2.2) permite prever a microestrutura da zona
fundida com base na sua composição química, não sendo restrito apenas aos aços inoxidáveis
austeníticos, podendo ser usado também para aços ferríticos e martensíticos. O cromo e
níquel equivalentes são calculados a partir da composição química do metais de base e de
adição e a microestrutura é determinada através do diagrama.
O diagrama DeLong é uma modificação do diagrama de Schaeffler, pois utiliza um
teor de níquel equivalente acrescido de um termo igual a trinta vezes o teor de nitrogênio
(Figura 2.31).
59
Figura 2.31 - Diagrama DeLong. Fonte: Sandvik, 2017, modificado.
Contudo, o diagrama DeLong subestima o teor de ferrita do metal de solda com alto
teor de manganês e superestima o número de ferrita do metal de solda com alto teor de
elementos de liga. Assim, o diagrama proposto pela Welding Research Council (WRC)
possibilita uma previsão mais precisa em relação ao teor de ferrita do metal de solda (ASM,
2000).
60
Figura 2.32 - Diagrama WRC 1992. Fonte: Sandvik, 2017, modificado.
A Tabela 2.4 apresenta a diferença entre os cálculos de cromo equivalente (Creq) e
níquel equivalente (Nieq) para segundo os diagramas de Schaeffler, DeLong e WRC.
Tabela 2.4 - Diferença em termos de Creq e Nieq dos diagramas de previsão de microestrutura
da solda.
Autor Ano Cromo equivalente (%) Níquel equivalente (%)
Schaeffler 1949 𝐶𝑟 + 𝑀𝑜 + 1,5×𝑆𝑖 + 0,5×𝑁𝑏 𝑁𝑖 + 30×𝐶 + 0,5×𝑀𝑛
DeLong 1956 𝐶𝑟 + 𝑀𝑜 + 1,5×𝑆𝑖 + 0,5×𝑁𝑏 𝑁𝑖 + 30×𝐶 + 30×𝑁 + 0,5×𝑀𝑛
WRC 1992 𝐶𝑟 + 𝑀𝑜 + 0,7×𝑁𝑏 𝑁𝑖 + 35×𝐶 + 20×𝑁 + 0,25×𝐶𝑢
Fonte: Kotecki e Siewert, 1992; Bermejo, 2012.
61
2.8. ANÁLISE ESTATÍSTICA
Os testes estatísticos podem ser divididos em dois grupos conforme considerações
quanto às hipóteses de normalidade dos resíduos, homogeneidade das variâncias, aditividade
dos efeitos dos fatores da variação e independência dos erros (CAMPOS, 2000;
SEDGWICK, 2012). O cumprimento desses requisitos condiciona a primeira escolha do teste
a ser executado, uma vez que, caso sejam atendidos, pode-se utilizar a estatística paramétrica,
cujos testes são em geral mais poderosos do que os testes da estatística não-paramétrica
(CAMPOS, 2000; FONTAÍNÃ e LÓPEZ, 2009).
Para cada tipo de estatística escolhida, paramétrica ou não-paramétrica, há testes
especificamente destinados a amostras em que existe independência entre os fatores de
variação e outros para amostras em que há dependência entre eles. Além disso, o número de
grupos a serem analisados pelo teste é relevante, pois há testes elaborados para comparar
apenas duas amostras e outros destinados a comparações múltiplas. A Tabela 2.5 apresenta
as subdivisões dos testes estatísticos, listando os mais comumente utilizados.
62
Tabela 2.5 - Classificação dos testes estatísticos.
Tipo de grupo Número de
grupos Paramétricos
Não-
paramétricos
Independente (não
pareado)
2 grupos Teste t (Student)
Mann-Whitney
Teste da Mediana
Qui-quadrado
(2x2)
Proporções
Fisher
3 ou mais grupos Análise de variância
(ANOVA)
Kruskal-Wallis
Mediana
Qui-quadrado
(mxn)
Nemenyi
Dependente (pareado)
2 grupos Teste t (Student)
Wilcoxon
Teste dos sinais
McNemar
Binomial
3 ou mais grupos Análise de variância
(ANOVA)
Cochran
Friedman
Fonte: Campos, 2000, modificado.
Após a execução do teste adequado, estes fornecem o seu parecer sob a forma de um
valor numérico, apresentado como o valor de F (análise de variância), de t (teste t), U
(Mann-Whitney), Q (teste de Cochran), c2 (qui-quadrado), z (McNemar e Wilcoxon), H
(Kruskal-Wallis) ou r (testes de correlação) (CAMPOS, 2000; CRAMER et al., 2016;
OGURA e YANAGIMOTO, 2015; ELLIOT e HYNAN, 2011; SANTOS e TOMEI, 2015).
O valor numérico calculado pelo teste deve ser comparado com valores críticos, que
são apresentados em tabelas apropriadas a cada teste e associam o nível de probabilidade e o
número de graus de liberdade das amostras comparadas. Caso o valor numérico calculado
seja inferior ao indicado pela tabela pode-se concluir que a hipótese nula é válida. Se H0 for
63
rejeitada, tem-se evidências estatísticas de que as amostras comparadas não podem ser
consideradas iguais.
Para qualquer teste de hipótese existe chances erros. Um dos possíveis erros é rejeitar
a hipótese nula, quando esta é verdadeira (Erro Tipo I) ou então aceitar a hipótese nula,
quando esta é falsa (Erro Tipo II). Qualquer regra para decidir entre as hipóteses H0 e H1 é
avaliada em termos das probabilidades dos dois tipos de erros. A probabilidade de rejeitar
H0, quando esta for verdadeira é dada pela equação 2.21 (CRAMER et al., 2016;
THORARENSE et al., 2015; SMITH et al., 2002; MONTGOMERY e RUNGER, 2011):
𝛼𝑒𝑠𝑡 = 𝑃(𝑟𝑒𝑗𝑒𝑖𝑡𝑎𝑟 𝐻0𝑑𝑎𝑑𝑜 𝑞𝑢𝑒 𝐻0é 𝑣𝑒𝑟𝑑𝑎𝑑𝑒𝑖𝑟𝑎) 2.21
Onde o valor 𝛼𝑒𝑠𝑡 é chamado de nível de significância. Especificando esse valor para
um dado teste de hipótese, controla-se a probabilidade de encontrar diferenças errôneas.
2.8.1. Teste de normalidade dos resíduos
A normalidade dos resíduos é uma suposição essencial para a diferenciação entre os
testes paramétricos e não-paramétricos (SEDGWICK, 2012). Define-se resíduo como uma
diferença entre um valor experimental e o valor previsto pela equação de regressão linear, ou
seja, trata-se do erro associado à regressão na tentativa de prever o comportamento
experimental dos dados (MONTGOMERY e RUNGER, 2011).
A validade da hipótese de normalidade pode ser verificada por meio de um gráfico de
probabilidade normal dos resíduos. Nesse gráfico cada resíduo é representado em função de
seu valor esperado, o qual é calculado supondo que os resíduos seguem uma distribuição
64
normal. A suposição de normalidade é válida se os pontos do gráfico estiverem localizados
aproximadamente ao longo de uma linha reta (ESTATCAMP, 2014).
A normalidade dos resíduos pode ser avaliada por meio da técnica gráfica do Papel
de Probabilidade para verificar a adequação de um determinado modelo estatístico aos dados.
Entre os testes de normalidade comumente utilizados pode-se citar os testes de
Anderson-Darling, Ryan-Joiner, Shapiro-Wilk e Kolmogorov-Smirnov. A estatística de cada
teste é usada para calcular o valor-p, que é o menor nível de significância com que se rejeita
a hipótese nula, e caso esse valor seja inferior ao nível de significância escolhido, pode ser
concluído que os dados não seguem a distribuição especificada (SMITH et al., 2002;
EVERITT e SKRONDAL, 2010).
2.8.2. Variâncias homogêneas
A variância consiste na soma de todos os desvios dos dados amostrais em relação à
média elevados ao quadrado, soma essa que depois é dividida pelo número de graus de
liberdade da amostra. Para um bom desempenho dos testes paramétricos é necessário que as
variâncias sejam homogêneas, ou seja, elas não devem ser discrepantes a ponto de
ultrapassarem determinados limites de tolerância (MONTGOMERY e RUNGER, 2011).
Existem diversos testes de variância destinados à verificação da homogeneidade de
dados, como o teste de Cochran, teste de Bartlett e o teste de Levene (EVERITT e
SKRONDAL, 2010; WANG et al., 2017; WYWIAL, 2010). Eles consideram as seguintes
hipóteses:
𝐻0 = 𝜎12 = 𝜎2
2 = ⋯ = 𝜎𝑛2 2.22
65
𝐻1: 𝑝𝑒𝑙𝑜 𝑚𝑒𝑛𝑜𝑠 𝑢𝑚 𝑑𝑜𝑠 𝜎𝑖2 é 𝑑𝑖𝑓𝑒𝑟𝑒𝑛𝑡𝑒, 𝑖 = 1, … , 𝑘. 2.23
Onde 𝜎𝑖2 representa a variância de cada um dos grupos de dados. Os testes de
variância verificam qual das hipóteses acima é verdadeira comparando grupos grandes ou
pequenos, de tamanhos iguais ou diferentes e que obedeçam à distribuição normal ou não
(OLIVEIRA, 2011).
Como o teste de Bartlett é sensível em relação a hipótese de normalidade dos dados
e o teste de Cochran é melhor aplicável a dados com distribuição normal, o teste de Levene
é recomendado na ausência de normalidade, pois seu tamanho real é próximo ao nível de
significância fixado para uma grande variedade de distribuições de probabilidade. Porém, em
uma análise estatística em que a hipótese de normalidade não seja violada, o teste de Barlett
tem um comportamento melhor que o teste de Levene (ESTATCAMP, 2014;
McGUINNESS, 2002; WANG et al., 2017).
2.8.3. Aditividade dos efeitos dos fatores de variação
Para a aplicação dos testes paramétricos é exigida a aditividade dos efeitos dos fatores
de variação, ou seja, que sejam passíveis de serem somados uns aos outros. Os efeitos de dois
ou mais fatores de variação são ditos não-aditivos quando, na associação de um ou mais
desses fatores, em vez de se somarem, esses efeitos se multiplicam, de tal forma que o efeito
resultante pode ser ampliado ou reduzido (ESTATCAMP, 2014; CAMPOS, 2000).
66
2.8.4. Teste estatístico
2.8.4.1. Teste t de Student
O teste t de Student é um teste de hipótese utilizado para estudar a diferença entre
duas amostras independentes que tenham uma distribuição normal e homogeneidade de
variâncias (TURCIOS, 2015). O teste usa conceitos estatísticos para rejeitar ou não uma
hipótese nula quando a estatística do teste segue uma distribuição t de Student. O parâmetro
t do teste deve ser calculado conforme a equação 2.24 e aplicado à função densidade de
probabilidade da distribuição t de Student. Caso o valor t seja menor que o valor t crítico (tc)
tabelado, a hipótese nula não pode ser rejeitada.
𝑡 =(�̅�1 − �̅�2) − (𝜇1 − 𝜇2)
√𝑠1
2
𝑛1+
𝑠22
𝑛2
2.24
Sendo:
�̅�1 = Média da amostra do grupo 1
�̅�2 = Média da amostra do grupo 2
𝜇1 = Média do grupo 1
𝜇2 = Média do grupo 2
𝑠1 = Desvio-padrão do grupo 1
𝑠2= Desvio-padrão do grupo 2
𝑛1 = Número de amostras do grupo 1
𝑛2 = Número de amostras do grupo 2
67
2.8.4.2. Teste ANOVA
O teste de análise de variâncias (ANOVA) é um teste paramétrico que avalia se as
médias de duas ou mais amostras são iguais, sendo que é possível verificar a importância de
um ou mais fatores comparando as médias variáveis de resposta em diferentes níveis dos
fatores. A hipótese nula estabelece que não há diferença entre as médias, de tal forma que
quaisquer diferenças nas médias da amostra estejam relacionadas à variação aleatória. No
entanto, se a hipótese nula é rejeitada, não é aparente onde estão as desigualdades entre as
médias da amostra (EMERSON, 2017; CRAMER et al., 2016, BROWN, 2010).
O resultado do teste produz um valor chamado de estatística F, que é o modelo
adequado para a razão entre a estimativa da variância entre os grupos e a estimativa da
variância dentro do grupo. Esse quociente é próximo de 1 se não há efeito dos grupos e caso
haja efeito dos grupos será significativamente maior do que 1. A estatística F é comparada
ao valor tabelado pela distribuição F de Snedecor com nível de confiança de 1 − 𝛼𝑒𝑠𝑡, e se o
valor F calculado for maior que o F tabelado, rejeita-se a hipótese (ROSCA, 2008).
Se a hipótese nula é rejeitada, tem-se evidência estatística de que pelo menos um nível
do fator tem um efeito diferente dos outros níveis. Essa informação é fornecida por testes de
comparação múltipla, que realizam múltiplas comparações em pares entre as médias da
amostra. Os principais testes estatísticos de comparação múltipla são Fisher, Duncan, Tukey
e Scheffé, sendo que os testes de Fisher e Tukey são os mais utilizados (ESTATCAMP, 2014;
BROWN, 2010; BROWN, 2005; POST e BONDELL, 2015).
68
Capítulo 3
Materiais e Métodos
3.1. MATERIAIS
No presente trabalho foi estudado o aço AISI 316L, produzido na forma de chapa,
com 5,2 mm de espessura, no estado solubilizado a 1050°C, com resfriamento em água. A
composição química e as propriedades mecânicas do material estão apresentadas nas Tabelas
3.1 e 3.2.
Tabela 3.1 - Composição química do aço inoxidável austenítico AISI 316L (% em peso).
C Mn P S Si Cr Ni Mo N Fe
0,015 0,73 0,031 0,001 0,46 16,67 11,06 2,03 0,05 Bal.
Fonte: Fabricante.
Tabela 3.2 - Propriedades mecânicas do aço AISI 316L.
Tensão Limite de Escoamento
(MPa)
Tensão Limite de Resistência
(MPa)
Alongamento
(%)
370 - 390 685 - 695 65 - 66
Fonte: Fabricante.
69
Comparando as informações relativas ao material fornecido com os dados das
Tabelas 2.1 e 2.2 pode-se afirmar que o mesmo está em conformidade com a norma
ASTM A 312/A 312M-17.
3.2. PROCESSO DE SOLDAGEM
Foram soldadas três juntas de 200 x 100 mm de comprimento com chanfro em V, em
dois passes, na posição plana, pelo processo GTAW manual com tensão de 12 V e corrente
contínua pulsada com pico de 130 A. Foi usado o metal de adição AWS ER 316L, de
3,175 mm de diâmetro, cuja composição química é apresentada na Tabela 3.3, bem como o
estabelecido pela norma AWS A5.9/A5.9M-2016. A soldagem foi realizada sob proteção
gasosa de argônio puro com vazão de 10 L/min.
Tabela 3.3 - Composição do metal de adição AWS ER 316L (% em peso).
C Cr Ni Mo Mn Si P S N
Fabricante 0,010 18,55 12,18 2,53 1,65 0,35 0,018 0,011 0,026
Norma 0,03 18-20 11-14 2-3 1-2,5 0,3-0,65 0,03 0,03 0,75
Fonte: Fabricante e Norma AWS A5.9/A5.9M (2006).
No processo de soldagem utilizou-se um dispositivo de fixação a fim de mitigar
distorções da chapa e um mata-junta de cobre para dissipação do calor (Figura 3.1). Além de
influenciar a transferência de calor e impedir a perda de material na junta, o mata-junta
contribui para alterações microestruturais e a consolidação do material na raiz da solda
(ROSALES et al., 2009). A junta soldada, com as dimenões finais, está apresentada na Figura
3.2.
70
(a) (b)
Figura 3.1 - (a) Máquina de solda; (b) sistema de fixação.
Figura 3.2 - Junta soldada (dimensões em mm).
O aporte térmico do processo de soldagem, que é a quantidade de calor adicionada ao
material por unidadade de comprimento linear, foi calculado pela equação 3.1, que representa
a fórmula para o aporte térmico em processos de soldagem com corrente contínua
convencional. Em processos de soldagem com corrente contínua pulsada, o aporte térmico é
obtido considerando-se a intensidade da corrente elétrica de pico e de base e seus respectivos
71
tempos de duração (YOUSEFIEH, 2011). Assim sendo, a Tabela 3.4 representa o valor do
aporte térmico máximo empregado na soldagem de cada uma das três juntas.
𝑄𝑚𝑎𝑥 = (𝑉×𝐼×60
1000×𝑆) ×𝜂 3.1
Sendo:
Q - Aporte térmico para processos de soldagem com corrente contínua (kJ/mm)
V - Tensão (V)
I - Intensidade de corrente elétrica (A)
S - Velocidade linear de soldagem (mm/min)
𝜂 - Eficiência do processo de soldagem, sendo 0,6 para processo GTAW com corrente
contínua convencional (AKBARI e SATTARI-FAR, 2009).
Tabela 3.4 - Velocidade de soldagem e aporte térmico.
Amostra Velocidade de soldagem (mm/min)
Aporte térmico
(kJ/mm)
1º passe 2º passe 1º passe 2º passe
1 120 125 0,47 0,45
2 160 155 0,35 0,36
3 160 150 0,35 0,37
72
3.3. CARACTERIZAÇÃO DAS JUNTAS SOLDADAS E DO METAL DE BASE
QUANTO ÀS TENSÕES RESIDUAIS, PROPRIEDADES MECÂNICAS E
MICROESTRUTURAIS.
A fim de conferir uma melhor visualização de todas as etapas realizadas no presente
trabalho, as Figuras 3.3 e 3.4 apresentam fluxogramas da caracterização do metal de base e
das juntas soldadas, respectivamente.
Figura 3.3 - Fluxograma da caracterização das tensões residuais e das propriedades
mecânicas do metal de base.
73
Figura 3.4 - Fluxograma da caracterização das tensões residuais e das propriedades
mecânicas das juntas soldadas.
74
3.3.1. Preparação dos corpos de prova
As juntas foram cortadas e usinadas no Laboratório de Tecnologia Mecânica
(LTM/UFF) para fabricação conforme a norma ASTM A370-17 de corpos de prova (cps) de
tração. O esquema de retirada dos corpos de prova de cada junta está apresentado na Figura
3.5.
(a)
(b)
Figura 3.5 - Desenho esquemático da retirada dos corpos de prova: a) cps reduzidos do
metal de base e b) cps normais das juntas soldadas.
75
Para avaliar as propriedades mecânicas do metal de base foram usinados oito corpos
de prova reduzidos, sendo quatro cortados na direção longitudinal ao cordão de solda e quatro
cortados transversalmente, conforme indicado na Figura 3.5a. O tratamento de shot peening
com esferas de vidro a uma pressão de trabalho de 800 MPa foi realizado em quatro corpos
de prova, sendo dois em cada direção de corte.
A Figura 3.6 apresenta as dimensões do corpo de prova reduzido.
Figura 3.6 - Dimensões do corpo de prova reduzido, fabricado segundo ASTM A370-17.
Para a preparação dos corpos de prova de tração de tamanho normal (Figura 3.5b),
cada junta soldada foi cortada em quatro seções no sentido transversal ao cordão de solda
através de serramento, sendo posteriormente realizadas as operações de fresamento e
retificação para melhor acabamento superficial. As dimensões do corpo de prova de tração
estão apresentadas na Figura 3.7.
76
Figura 3.7 - Dimensões do corpo de prova de tração, fabricado segundo ASTM A370-17.
Corpos de prova de 5 mm de espessura foram fabricados a partir da junta 1 e foram
numerados de 1 a 4. Eles não receberam nenhum tipo de tratamento após a usinagem,
permanecendo na condição como usinado.
Os corpos de prova fabricados a partir da junta 2, com espessura de 4,5 mm e
numerados de 5 a 8, foram submetidos ao tratamento de shot peening com esferas de vidro a
uma pressão de trabalho de 550 MPa.
Corpos de prova, com 3,7 mm de espessura, foram fabricados a partir da junta 3, a
qual foi submetida a tratamento térmico de solubilização. Esses corpos de prova foram
numerados de 9 a 12.
3.3.2. Ensaios de tração
Os ensaios de tração foram realizados no Laboratório de Materiais do Centro Federal
de Educação Tecnológica Celso Suckow da Fonseca (LAMAT/CEFET) utilizando uma
máquina de ensaios mecânicos Instron de 250 kN com uma taxa de deformação de 3 mm/min.
77
3.3.3. Análise das tensões residuais nas juntas soldadas e nos corpos de prova
As tensões residuais foram medidas no Laboratório de Análise de Tensões
(LAT/UFF) utilizando o analisador de tensões da marca XStress 3000, fabricado pela
Stresstech (Figura 3.8a). Foi utilizado o método do sen²ψ com incerteza de ±15 MPa, usando
radiação CrKβ (CrKβ = 2,0848 Å) para difratar o plano (311) da austenita com ângulo de
difração 2θ = 148,52º. Os demais parâmetros para medição das tensões residuais são
apresentados na Tabela 3.5.
Tabela 3.5 - Parâmetros da análise das tensões residuais.
Diâmetro do colimador (mm) 2,0
Ângulo de difração 2θ 148,52°
Ângulo de inclinação ψ 0, 18, 27, 33 e 45°
Tempo de exposição (s) 15
Corrente (mA) 6
Tensão (kV) 30
Nas juntas soldadas, as tensões residuais foram analisadas em três seções transversais
(início, meio e término do cordão de solda) na face e na raiz, nas direções longitudinal (L) e
transversal (T). Para cada seção transversal foram avaliadas as tensões residuais no metal de
solda (MS), a esquerda e a direita do sentido de execução de soldagem na zona termicamente
afetada (ZTA-E e ZTA-D) e no metal de base (MB-E e MB-D), conforme Figura 3.8b.
78
(a) (b)
Figura 3.8 - (a) Analisador de tensões; (b) Pontos analisados na junta soldada.
Nos corpos de prova, a análise das tensões residuais longitudinais e transversais foi
realizada na região central da seção útil em ambos os lados dos corpos de prova, conforme
indicado na Figura 3.9.
Figura 3.9 - Local de medição das tensões residuais nos corpos de prova de tração.
3.3.4. Análises do ruído magnético Barkhausen e do teor de ferrita
Para verificar a influência da ferrita no comportamento ferromagnético da junta 3 em
relação ao metal de solda e à matriz austenítica do metal de base utilizou-se a medição do
ruído magnético Barkhausen (RMB) através de um analisador analógico modelo
79
Rollscan 200-1 fabricado pela empresa Stresstech Group e emprestado ao LAT/UFF pela
empresa ZAF Sistemas Analíticos, conforme ilustrado na Figura 3.10.
(a) (b)
Figura 3.10 - a) Equipamento Rollscan 200-1; b) Sonda.
O equipamento produz uma excitação através da aplicação de um campo magnético
senoidal com frequência de 125 Hz. Essa frequência permite a medição do RMB a uma
profundidade de 1 a 1,5 mm da superfície do material, sendo esse valor influenciado pela
faixa de frequência do sinal do ruído e pelas propriedades de condutividade e permeabilidade
do material (STRESSTECH, 2007).
O sinal Barkhausen é filtrado por meio de filtros passa banda com intervalo de corte
de 70 - 200 kHz e posteriormente amplificado. O potenciômetro de controle de ganho para
amplificação do sinal (CH1) tem como valor máximo 2 V e a amplitude de magnetização de
excitação (MAGN) tem como carga máxima 12 Vpp (Volts de pico a pico). Para as medições
aplicou-se um ganho de 80 %, o que corresponde a 1,6 V, e uma amplitude de magnetização
de excitação de 20 %, correspondente a 2,4 Vpp.
A amplitude de magnetização de excitação e o ganho para amplificação foram
determinados conforme o procedimento 2 proposto pela Stresstech Group (2007), no qual é
80
requerida apenas uma única amostra e o comportamento do material é desconhecido. O valor
do ruído magnético Barkhausen em cada ponto é obtido diretamente no visor do equipamento
na unidade de mV (milivolts) após a estabilização do sinal.
Foram realizadas vinte medições de RMB na direção transversal ao cordão de solda
em cada um dos pontos descritos na Figura 3.8b, em ambas as superfícies da junta soldada
3, antes e após o tratamento térmico de solubilização. A análise estatística do RMB foi
avaliada por meio dos softwares Action Stat Pro, desenvolvido pela empresa Estatcamp,
SPSS Statistics, desenvolvido pela IBM, e STATISTICA, desenvolvido pela Stat Soft.
A medição do teor de ferrita foi executada no Laboratório de Ensaios Não
Destrutivos, Corrosão e Soldagem (LNDC/UFRJ) utilizando um ferritoscópio modelo
FMP30 da Helmut-Fisher com uma sonda modelo FGZB1.3-Fe. A calibração do
ferritoscópio foi efetuada com os padrões fornecidos pelo fabricante, conforme Tabela 2.3, e
as medições do teor de ferrita na junta 3, antes e após o tratamento térmico de solubilização,
foram realizadas nos mesmos pontos das medições do RMB e também ao longo do cordão
de solda em ambas as faces, totalizando 10 pontos equidistantes de 10 mm até 5 mm das
bordas da junta.
3.3.5. Análises metalográfica por microscopia óptica e de microdureza Vickers
As análises, metalográfica e de microdureza Vickers, foram realizadas no Laboratório
de Metalografia e Tratamentos Térmicos (LABMETT/UFF) utilizando-se amostras retiradas
do início do cordão de solda nas condições como soldada e solubilizada. As amostras foram
preparadas em uma politriz metalográfica com lixas 80, 100, 220, 320, 400, 500, 600 e 1200,
seguido de polimento com pasta de diamante de 6, 3 e 1 μm. Após limpeza por ultrassom, as
81
amostra foram atacadas com uma solução de ácido oxálico com água, na proporção de 10 g
por 100 ml de água, por 2 minutos como soldada e por 1 minuto na condição solubilizada, e
com um ataque Behara (80 ml de água, 20 ml de ácido clorídrico (HCl) e 0,3 g de
metabissulfito de potássio (K2S2O5)) por cerca de 20 segundos, sendo as amostras
posteriormente lavadas com álcool etílico e secas em ar quente (VOORT, 1984).
O ensaio de microdureza foi realizado em um microdurômetro Vickers, modelo
HVS-1000 da marca Time, com aplicação de carga de 4,9 N por 15 segundos, conforme
ASTM E384-16.
3.3.6. Tratamento térmico de solubilização
O tratamento térmico de solubilização completa seguido por resfriamento rápido foi
realizado na junta 3 utilizando o forno tipo mufla do Laboratório de Metalografia e
Tratamentos Térmicos (LABMETT/UFF). Este tratamento possibilita a eliminação das fases
intermetálicas que surgem em consequência do ciclo térmico de soldagem ao qual a junta
soldada foi submetida, dissolvendo os precipitados formados durante a solidificação e
mantendo os elementos de liga em solução sólida na matriz austenítica (HENKE, 2013).
Devido à precipitação de carbetos na faixa de 425 a 900 °C, a temperatura utilizada no
tratamento térmico de solubilização deve estar acima desta faixa. Desta forma, a junta 3 foi
tratada a uma temperatura de 1100 °C por 1 hora e resfriada rapidamente em água.
82
Capítulo 4
Resultados e Discussão
4.1. TENSÕES RESIDUAIS
Os resultados das análises das tensões residuais, por difração de raios-X, obtidos nas
direções transversal e longitudinal das três juntas soldadas são apresentadas através da média
aritmética das três seções transversais, para cada um dos cinco pontos avaliados (MB-E,
ZTA-E, MS, ZTA-D, MB-D) na face e na raiz das juntas soldadas (Figura 4.1).
Figura 4.1 - Pontos analisados na junta soldada.
83
As Figuras 4.2 e 4.3 mostram, respectivamente, as tensões residuais na face e na raiz
da junta 1.
Figura 4.2 - Tensões residuais na face da junta 1.
Figura 4.3 - Tensões residuais na raiz da junta 1.
84
Analisando as Figuras 4.2 e 4.3 é possível perceber a homogeneidade e a natureza
compressiva das tensões residuais no metal de base oriundas do processo de fabricação por
laminação da chapa, sendo esse resultado coerente com o obtido por Martins et al. (2010) na
soldagem de uma junta de aço inoxidável austenítico 316L solubilizada a 1050°C por 45
minutos com resfriamento ao forno e soldada pelo processo GTAW semiautomático.
Tanto na face quanto na raiz das juntas as tensões residuais das ZTAs e do MS
apresentaram a mesma natureza trativa na direção longitudinal, com valor máximo de
260 MPa no MS da face e de 90 MPa nas ZTAs da raiz. Entretanto, na direção transversal,
as tensões residuais são compressivas, com pico de -290 MPa na ZTA-E e MS da face da
junta e de -370 MPa no MS da raiz, o que seria benéfico para a resistência à fadiga do
componente. Essa diferença na natureza das tensões residuais nas duas direções pode ser
atribuída às distintas condições de restrição usadas na execução da soldagem.
As Figuras 4.4 e 4.5 apresentam as tensões residuais na face e na raiz da junta 2,
respectivamente.
Figura 4.4 - Tensões residuais na face da junta 2.
85
Figura 4.5 - Tensões residuais na raiz da junta 2.
As tensões residuais longitudinais analisadas na junta 2 (Figuras 4.4 e 4.5)
apresentaram comportamento trativo em todas as regiões, exceto no MB. Todavia, as tensões
da raiz apresentaram maior magnitude do que na face tanto no MS quanto na ZTA, atingindo
130 MPa na ZTA-E. Já as tensões residuais transversais foram compressivas em todas as
regiões para ambas as superfícies. Os resultados obtidos no metal de base são coerentes com
os relatados por Pratihar et al. (2009) que avaliaram as tensões residuais por difração de
nêutrons em uma junta soldada pelo processo GTAW de aço inoxidável AISI 316L e
obtiveram tensões residuais transversais compressivas na faixa de 50 a 150 MPa. Entretanto,
nos demais locais das juntas os resultados foram muito heterogêneos, especialmente no MS,
uma vez que encontraram tensões residuais transversais trativas da ordem de 250 MPa.
As Figuras 4.6 e 4.7 apresentam, nessa ordem, as tensões residuais na face e na raiz
da junta 3. As tensões residuais na face desta junta apresentaram maior heterogeneidade em
relação às juntas 1 e 2, com valor de tensão de 265 MPa na ZTA-E no sentido longitudinal e
86
de -400 MPa na ZTA-D no sentido transversal. Constata-se que em todas as regiões, tanto na
raiz quanto na superfície, as tensões residuais transversais são compressivas.
Figura 4.6 - Tensões residuais na face da junta 3.
Figura 4.7 - Tensões residuais na raiz da junta 3.
87
Ao analisar as tensões residuais longitudinais nas ZTAs das três juntas é possível
perceber que elas são similares e coerentes com os resultados obtidos por Vasantharaja et al.
(2015), que avaliaram as tensões residuais na soldagem GTAW de aço AISI 316-LN usando
a técnica por ultrassom no MB e nas ZTAs, onde encontraram tensões residuais trativas
semelhantes às deste estudo. Infelizmente, eles não avaliaram o centro do cordão devido às
limitações da técnica ultrassônica.
A Figura 4.8 apresenta o comportamento das tensões residuais longitudinais das três
juntas soldadas. Com exceção do MS da junta 3, que apresentou tensões residuais
compressivas da ordem de 90 MPa, as tensões residuais longitudinais foram trativas nas
ZTAs e no MS em ambas as superfícies. Além disso, as tensões residuais longitudinais da
Figura 4.8b apresentaram comportamentos similares, com valores próximos em cada região,
sendo que houve uma homogeneidade entre os lados.
(a) (b)
Figura 4.8 - Tensões residuais longitudinais nas juntas soldadas: (a) Face; (b) Raiz.
Analisando o comportamento das tensões longitudinais da Figura 4.8a, é possível
depreender que como a única variável alterada no processo de soldagem foi a velocidade de
88
soldagem, logo o aporte térmico mais elevado na junta 1 ocasionou a maior tensão residual
de tração na face do metal de solda, enquanto que na junta 3 as maiores tensões trativas se
localizaram na ZTA-E e no MB-E.
A Figura 4.9 apresenta o comportamento das tensões residuais transversais das três
juntas soldadas. As juntas 2 e 3 apresentaram perfis semelhantes apesar da diferença de
magnitude das tensões residuais. Entretanto, a junta 1 apresentou um comportamento
diferente das demais, com o MS contendo tensões compressivas mais elevadas do que nas
juntas 2 e 3, tanto na raiz quanto na face. Isto se deve, provavelmente, à menor velocidade
de soldagem e, consequentemente, ao maior aporte térmico na soldagem dessa junta.
(a) (b)
Figura 4.9 - Tensões residuais transversal nas juntas soldadas: (a) Face; (b) Raiz.
A Figura 4.10 apresenta a análise microestrutural realizada em uma das juntas
soldadas utilizando um ataque constituído de solução aquosa de ácido oxálico a 10 %, que é
amplamente usada em aços inoxidáveis austeníticos para revelação de carbetos e de ferrita-δ,
bem como da estrutura da granulação (VOORT, 1984).
89
(a) (b) (c)
Figura 4.10 - Microestrutura da junta soldada (ataque: ácido oxálico 10 %): (a) MB, (b)
ZTA e (c) MS.
É possível verificar a sensitização do metal de base pela análise da Figura 4.10a, pois
os carbetos de cromo precipitados estão localizados nos contornos dos grãos. Assim, o
tratamento térmico de solubilização ao qual o metal de base foi submetido pelo fabricante
não foi eficaz, o que por ventura resultaria na diminuição tanto da resistência à corrosão
quanto das propriedades mecânicas desse aço.
A Figura 4.11 apresenta a microestrutura da junta soldada utilizando o ataque químico
com solução de Behara, a fim de melhor diferenciar a ferrita e a austenita. Analisando a
microestrutura das regiões do MB, ZTA e MS da junta constata-se a presença de maclas,
inclusões e uma pequena fração volumétrica de ferrita no MB austenítico, assim como
observado por Yuri et al. (2000) no estudo da microestrutura de juntas soldadas de aço
inoxidável 304L e 316L, em que cada metal de base tinha uma fração de ferrita alongada na
direção transversal ao cordão de solda, sendo esse volume de aproximadamente 2 % no 304L
e 1 % no 316L.
90
(a) (b) (c)
Figura 4.11 - Microestrutura da junta soldada (ataque: Behara): (a) MB, (b) ZTA e (c) MS.
Conforme a Figura 4.12, o MS apresenta microestrutura dendrítica formada pelo
crescimento da ferrita-δ vermicular ao longo da matriz austenítica, semelhante aos resultados
obtidos por Silva et al. (2009), Yuri et al. (2000) e Rajani et al. (2012). Utilizando o software
ImageJ para processamento e análise de imagens, desenvolvido por Wayne Rasband no
National Institute of Mental Health, encontrou-se um teor de ferrita-δ de 7,4 ±3,1 % no MS.
91
Figura 4.12 - Microestrutura do metal de solda da junta soldada (ataque com solução de
ácido oxálico).
Devido ao aporte térmico do processo de soldagem ocorre a formação de uma poça
de fusão de grande volume com baixa taxa de resfriamento, resultando em uma baixa taxa de
cristalização. Neste caso, a velocidade de resfriamento é insuficiente para a formação de
grãos equiaxiais na ZTA.
A Figura 4.13 apresenta os resultados obtidos para a microdureza.
92
Figura 4.13 - Perfil de microdureza Vickers.
O MS apresenta os maiores valores de microdureza da junta devido à granulometria
mais refinada e à presença de ferrita delta, mais dura que a austenita. Esse resultado está
coerente com o obtido por Kumar e Reddy (2013) em juntas soldadas do aço inoxidável
316LN pelo processo GTAW multipasse.
O MB, constituído de uma microestrutura austenítica de grãos grosseiros, possui
valores de microdureza inferiores às demais regiões. Feng et al. (2015) constataram uma
microdureza média no MS 4 % superior em relação ao MB, sendo essa diferença inferior a
observada na Figura 4.13, em que a microdureza média do MS é aproximadamente 10 %
superior à verificada no MB.
93
4.2. JUNTA SOLDADA E TRATADA TERMICAMENTE
4.2.1. Teor de ferrita antes do tratamento térmico
O teor de ferrita para cada um dos cinco pontos avaliados na face e na raiz da junta 3
é apresentado através da média aritmética das três seções transversais descritas na Figura
3.8b. As Tabelas 4.1 e 4.2 mostram, respectivamente, o teor de ferrita na face e raiz dessa
junta.
Tabela 4.1 - Teor de ferrita na face da junta.
MB-E ZTA-E MS ZTA-D MB-D
Teor de Ferrita
(%) 0,23 ±0,08 0,22 ±0,04 6,43 ±0,49 0,22 ±0,03 0,23 ±0,01
Tabela 4.2 - Teor de ferrita na raiz da junta.
MB-E ZTA-E MS ZTA-D MB-D
Teor de Ferrita
(%) 0,24 ±0,01 0,25 ±0,07 7,00 ±0,40 0,25 ±0,06 0,25 ±0,01
Pode-se constatar uma diferença significativa entre os teores de ferrita no MS em
comparação com os demais pontos, uma vez que o metal de base da amostra recebeu um
tratamento térmico de solubilização acima de 1050ºC com resfriamento em água durante a
fabricação, enquanto que o MS não recebeu tratamento térmico pós-soldagem antes dessa
análise.
A Tabela 4.3 e Figura 4.15 mostram o teor de ferrita ao longo do cordão de solda na
face e na raiz. É importante ressaltar que o valor médio encontrado para cada uma das
94
superfícies é diferente do verificado nas Tabelas 4.1 e 4.2, pois foram avaliados 10 pontos
equidistantes de 10 milímetros ao longo do cordão (Figura 4.14), enquanto que nas tabelas
anteriores o teor médio de ferrita no metal de solda foi avaliado considerando-se apenas as
seções transversais previamente detalhadas.
Figura 4.14 - Pontos avaliados ao longo do cordão de solda.
Tabela 4.3 - Teor de ferrita ao longo do cordão de solda da junta.
Posição Face Raiz
1 7,10 ±0,57 6,45 ±0,35
2 6,60 ±0,14 7,60 ±0,42
3 7,45 ±0,35 7,40 ±0,28
4 7,00 ±0,00 7,05 ±0,07
5 6,60 ±0,71 7,00 ±0,28
6 7,30 ±0,57 7,15 ±0,35
7 6,80 ±0,00 6,55 ±0,35
8 7,05 ±0,07 6,40 ±0,42
9 5,90 ±0,00 6,10 ±0,14
10 6,20 ±0,28 5,10 ±0,00
Média 6,80 ±0,54 6,68 ±0,74
95
Figura 4.15 - Teor de ferrita ao longo do cordão de solda da junta.
Analisando a Figura 4.15 é possível comprovar uma diminuição do teor de ferrita ao
longo do cordão de solda em ambas as superfícies, especialmente na raiz da junta. O
coeficiente de variação, relação entre o desvio padrão e a média, representa uma medida de
dispersão para comparação em termos relativos do grau de concentração. Esse valor é igual
a 8 % na face, enquanto que na raiz é igual a 11 %. Conforme Correa (2003), um coeficiente
de variação inferior a 15 % indica uma baixa dispersão, ou seja, tem-se uma distribuição
homogênea dos dados em ambas as superfícies.
O teor de ferrita delta está coerente com o encontrado por Lothongkum et al. (2001),
que ao estudarem os efeitos dos parâmetros de soldagem no processo GTAW pulsado em
96
uma junta de aço inoxidável AISI 316L obtiveram um teor de ferrita delta entre 6 a 10 % no
metal de solda.
Utilizando o diagrama WRC (Figura 2.32) é possível prever a microestrutura do metal
de solda por meio das composições químicas do metal de base (Tabela 3.1) e do metal de
adição (Tabela 3.3).
A Tabela 4.4 apresenta os valores de cromo e níquel equivalentes para metais de base
e de adição e a Figura 4.16 mostra a representação desses valores no diagrama WRC.
Tabela 4.4 – Valores de Creq e Nieq para os metais de base e de adição segundo o diagrama
WRC.
Metal de base Metal de adição
Creq 18,7 21,1
Nieq 12,6 13,1
97
Figura 4.16 - Diagrama WRC considerando os valores de Creq e Nieq dos metais de base e
de adição.
Considerando que a diluição do processo de soldagem GTAW é da ordem de 20 a
30 %, a Figura 4.17 apresenta a previsão da microestrutura do metal de solda utilizando essa
faixa de diluição.
Figura 4.17 - Previsão da microestrutura do metal de solda segundo diagrama WRC.
98
Através da análise da Figura 4.17 é possível constatar que o teor de ferrita no metal
de solda varia entre 6,9 %, considerando uma diluição de 30 %, e 7,6 %, para uma diluição
de 20 %. A forma de solidificação é FA, ou seja, resulta da solidificação em ferrita primária
com transformação desta em austenita ao seu final principalmente no estado sólido. A
austenita aparece na forma de lâminas aproximadamente paralelas com a ferrita remanescente
localizada entre as lâminas.
Logo, o resultado da previsão do diagrama WRC para o teor de ferrita-δ no metal de
solda está coerente com os valores obtidos com o ferritoscópio, que apresentou um teor de
6,44 ±0,49 % na face e 7,00 ±0,40 % na raiz da junta, e com a quantificação de fases através
da análise microestrutural, que forneceu um valor de ferrita-δ de 7,4 ±3,1 %.
4.2.2. Ruído magnético Barkhausen antes do tratamento térmico
Os valores do ruído magnético Barkhausen (RMB) para cada um dos cinco pontos
nas três seções transversais na face e na raiz das juntas soldadas são apresentados,
respectivamente, nas Tabelas 4.5 e 4.6. Cada valor é obtido por meio da média aritmética das
vinte medições em cada ponto. A medição do RMB ao ar teve o valor médio de 7,2 mV com
um desvio padrão de 0,7 mV. As Figuras 4.18 e 4.19 apresentam os gráficos de contorno
utilizando o método de ajuste Wafer do software Statistica para modelagem do RMB na face
e na raiz das juntas soldadas.
99
Tabela 4.5 - RMB na face da junta.
RMB (mV)
MB-E ZTA-E MS ZTA-D MB-D
Início 9,8 ±0,4 10,9 ±0,4 10,9 ±0,9 11,1 ±0,4 9,6 ±0,3
Meio 8,5 ±0,1 8,5 ±0,2 8,9 ±0,4 8,6 ±0,3 8,5 ±0,2
Fim 7,6 ±0,6 6,6 ±0,9 7,6 ±1,7 6,6 ±1 7,5 ±0,5
Gráfico de Contorno para o RMB na face da junta
> 11
< 10,75
< 9,75
< 8,75
< 7,75
< 6,75
-60 -40 -20 0 20 40 60
Var10
0
20
40
60
80
100
Var9
FIM
MEIO
INÍCIOINÍCIO
MB-E ZTA-E MS ZTA-D MB-D
Figura 4.18 - Gráfico de contorno utilizando o método de ajuste Wafer para o RMB na face
da junta.
100
Tabela 4.6 - RMB na raiz da junta.
RMB (mV)
MB-E ZTA-E MS ZTA-D MB-D
Início 7,3 ±0,2 6,5 ±0,3 9,0 ±2,3 6,8 ±0,8 7,6 ±0,8
Meio 8,5 ±0,2 8,6 ±0,3 9,7 ±0,7 8,6 ±0,3 8,5 ±0,3
Fim 9,8 ±0,4 10,9 ±0,4 11,2 ±0,4 11,0 ±0,5 9,7 ±0,2
Gráfico de Contorno para o RMB na raiz da junta
> 11 < 10,75 < 9,75 < 8,75 < 7,75 < 6,75
-60 -40 -20 0 20 40 60
NewVar4
0
20
40
60
80
100
Ne
wV
ar3
MB-E ZTA-E MS ZTA-D MB-D
FIM
MEIO
INÍCIO
INÍCIO
Figura 4.19 - Gráfico de contorno utilizando o método de ajuste Wafer para o RMB na raiz
da junta.
É possível verificar uma alteração dos valores máximos do RMB, pois na face as
maiores intensidades de sinal foram obtidas no início da junta, enquanto que na raiz os
101
valores máximos de RMB foram obtidos no fim da junta. Na Figura 4.18, o RMB apresenta
pequena variação do RMB ao longo da seção transversal, enquanto na Figura 4.19 há uma
maior variação do RMB ao longo da largura, especialmente no início da junta. A seção
transversal do meio apresenta valores intermediários em relação às extremidades em ambas
as superfícies por ser menos suscetível à influência do efeito de borda (PECNIK e GRUM,
2013).
O coeficiente de variação para cada ponto oscila, em sua maioria, entre 2 a 8 %, o que
indica uma baixa dispersão de dados. Todavia, na avaliação do MS na face do fim do cordão
e na raiz do início do cordão, esse valor foi, respectivamente, de 22 e 25 %, indicando uma
média dispersão dos dados originária principalmente dos erros sistemáticos ambientais
inerentes ao experimento.
As Figuras 4.20 e 4.21 apresentam a relação entre o teor de ferrita e o ruído magnético
Barkhausen na face e na raiz da seção transversal do meio da junta.
102
Figura 4.20 - Comparação do teor de ferrita com o RMB na face da junta.
Figura 4.21 - Comparação do teor de ferrita com o RMB na raiz da junta.
103
A partir das Figuras 4.20 e 4.21 pode-se inferir que um maior teor de ferrita provoca
um aumento da intensidade do RMB.
É possível verificar uma proximidade entre os valores de RMB para o metal de base
e o metal de solda dessa seção, especialmente quando se considera o desvio-padrão dos
dados, logo, é fundamental que seja realizada uma análise estatística para comprovar se as
diferenças das médias são reais, causadas pela presença de ferrita delta no metal de solda, ou
se são devido à variação aleatória inerente ao experimento.
A hipótese nula (H0) indica que os pontos medidos na junta soldada têm o mesmo
impacto na tensão indicada pelo equipamento, desconsiderando-se, portanto, o efeito da
microestrutura na leitura. Caso a hipótese nula não seja rejeitada, pode ser concluído que não
existe diferença entre as médias e a análise de variância é suficiente para a conclusão.
Contudo, caso a hipótese alternativa (H1) seja aceita, conclui-se que há uma relação entre a
microestrutura e o valor de tensão indicado.
Para avaliar qual das hipóteses descritas acima está coerente com os dados obtidos
para o metal de base (MB-E e MB-D) e o metal de solda (MS), deve-se verificar se as
condições de normalidade dos resíduos e a homogeneidade das variâncias são atendidas,
possibilitando, assim a aplicação de um teste paramétrico.
4.2.2.1. Normalidade dos resíduos
A Tabela 4.7 apresenta os resultados do teste de normalidade dos resíduos para a face
e raiz a um nível de significância de 0,05 considerando-se as regiões do MB-D, MB-E e MS
da seção transversal na metade do cordão de solda.
104
Tabela 4.7 - Teste de normalidade dos resíduos para a face e raiz da junta
Teste Valor-p
Face Raiz
Kolmogorov-Smirnov com correção de Lilliefors 0,200 0,200
Shapiro-Wilk 0,651 0,258
Como o valor-p é superior a 0,05 em ambas as superfícies, não se rejeita a hipótese
de normalidade dos resíduos com um nível de confiança de 95 %.
4.2.2.2. Variâncias homogêneas
A Tabela 4.8 apresenta os resultados para a análise da homogeneidade das variâncias
na face e na raiz da junta.
Tabela 4.8 - Teste de igualdade de variâncias para a face e raiz da junta.
Teste Valor-p
Face Raiz
Levene 0,112 0,097
Cochran C, Hartley, Bartlett 0,036 0,062
Embora o valor-p na face para os testes de Cochran C, Hartley, Bartlett seja inferior
a 0,05, a consequência de grandes violações para a homoscedasticidade não apresenta
considerável criticidade para a utilização de testes paramétricos. Além disso, como o valor-p
para o teste de Levene foi superior a 0,05, não se pode rejeitar a hipótese nula de
105
homogeneidade das variâncias. Como o valor-p para a raiz é maior que 0,05, logo há
evidências para não se rejeitar a hipótese de homoscedasticidade.
4.2.2.3. Teste estatístico
O teste de análise de variâncias (ANOVA) é recomendado para análises estatísticas
paramétricas que contenham no mínimo três grupos com ao menos cinco elementos, e,
portanto, como existem três grupos (MB-E, MB-D e MS), esse requisito é atendido. A Tabela
4.9 apresenta os resultados para o teste de análise de variância (ANOVA) para a face e raiz
da junta.
Tabela 4.9 - Teste ANOVA para a face e raiz da junta
Teste de Análise de Variâncias (ANOVA) Valor-p
Face 8,3159×10-5
Raiz 1,5363×10-14
Como o valor-p é inferior a 0,05, a hipótese nula é rejeitada. A rejeição da hipótese
nula no teste de análise de variância indicaria que ao menos uma das regiões é diferente das
demais. Contudo, como não há evidências de quais são distintas, recorre-se ao procedimento
de comparações múltiplas pelos testes de Tukey e Fisher, que possibilita a determinação da
diferença entre as regiões. As Tabelas 4.10 e 4.11 apresentam os resultados para os testes de
comparações múltiplas para a face e raiz da junta, respectivamente.
106
Tabela 4.10 - Comparação múltipla entre as regiões da face da junta pelos testes de Tukey e
Fisher.
Comparação entre regiões
Valor-p
Teste de Tukey Teste de Fisher
MB-D/MB-E 0,9963 0,9354
MB-D/MS 0,0004 0,0001
MB-E/MS 0,0003 0,0001
Tabela 4.11 - Comparação múltipla entre as regiões da raiz da junta pelos testes de Tukey e
Fisher.
Comparação entre regiões
Valor-p
Teste de Tukey Teste de Fisher
MB-D/MB-E 0,8627 0,6064
MB-D/MS 0 0
MB-E/MS 0 0
As Tabelas 4.10 e 4.11 indicam um valor-p consideravelmente superior a 0,05 em
ambas as faces para MB-D/MB-E, logo, não é possível a rejeição da hipótese de igualdade
entre essas médias.
Nas comparações entre MB-D/MS e MB-E/MS, o valor-p tende a zero, indicando a
rejeição da hipótese nula, estabelecendo-se, por conseguinte, a rejeição da hipótese de
igualdade entre essas médias, o que indicaria a existência de uma diferença do RMB entre
essas regiões provavelmente em razão da presença de ferrita delta no metal de solda.
107
4.2.3. Teor de ferrita após tratamento térmico
O teor de ferrita delta esperado em aços inoxidáveis austeníticos trabalhados
mecanicamente e totalmente solubilizados é inferior a 3 % (LIPPOLD e KOTECKI, 2005;
LEFFLER, 1998; PASSOS e OTUBO, 2010), sendo este valor superior do encontrado na
Tabela 4.3 para o metal de solda em ambas as superfícies. Em virtude do teor de ferrita acima
do recomendado para o metal de solda, a junta 3 recebeu um tratamento de solubilização
seguido por resfriamento em água, conforme descrito na seção 3.3.6. O teor de ferrita para
cada um dos cinco pontos avaliados na face e na raiz após o tratamento térmico é apresentado
através da média aritmética das três seções transversais descritas na Figura 3.8b. As
Tabelas 4.12 e 4.13 mostram, respectivamente, o teor de ferrita na face e na raiz dessa junta.
Tabela 4.12 - Teor de ferrita na face da junta.
MB-E ZTA-E MS ZTA-D MB-D
Teor de Ferrita
(%) 1,5 ±0,2 2,2 ±0,1 1,2 ±0,2 2,5 ±0,3 2,6 ±0,3
Tabela 4.13 - Teor de ferrita na raiz da junta.
MB-E ZTA-E MS ZTA-D MB-D
Teor de Ferrita
(%) 2,0 ±0,2 3,1 ±0,1 1,1 ±0,2 3,2 ±0,1 2,7 ±0,2
O teor de ferrita em ambas as faces foi inferior a 3 %, com exceção da ZTA-D e
ZTA-E na raiz da junta, que mesmo assim apresentaram resultados próximos a esse valor. É
possível atestar uma redução de aproximadamente 80 % no teor de ferrita no MS em ambas
as faces após o tratamento térmico em comparação com a junta na condição como soldada.
108
As regiões MB-D, ZTA-D e ZTA-E apresentaram um resultado aproximadamente dez vezes
superior, enquanto que o MB-E exibiu um crescimento da ordem de cinco vezes na face e de
sete vezes na raiz em relação à condição como soldada.
A Tabela 4.14 e a Figura 4.22 mostram o teor de ferrita ao longo do cordão de solda
na face e na raiz da junta após tratamento térmico.
Tabela 4.14 - Teor de ferrita ao longo do cordão de solda da junta solubilizada.
Posição Face Raiz
1 1,45 ±0,06 1,40 ±0,00
2 1,18 ±0,13 1,35 ±0,24
3 1,13 ±0,05 1,13 ±0,16
4 1,05 ±0,13 1,28 ±0,10
5 0,99 ±0,08 1,13 ±0,05
6 1,13 ±0,05 1,25 ±0,06
7 0,97 ±0,02 1,05 ±0,06
8 1,15 ±0,06 1,11 ±0,12
9 1,18 ±0,10 0,96 ±0,18
10 1,40 ±0,08 1,16 ±0,16
Média 1,16 ±0,17 1,18 ±0,18
109
Figura 4.22 - Teor de ferrita ao longo do cordão de solda da junta solubilizada.
A Figura 4.22 mostra um comportamento similar para o teor de ferrita entre as
superfícies, uma vez que ao considerar-se o desvio-padrão existe uma sobreposição dos
valores relativos a cada posição ao longo do cordão de solda.
O coeficiente de variação na face é de 14 % e na raiz é de 15 %, e conforme Correa
(2003) um coeficiente de variação entre 15 a 30 % indica uma média dispersão. O teor de
ferrita médio nas superfícies é similar e coerente com o apresentado nas Tabela 4.12 e Tabela
4.13, em que foram considerados apenas três pontos ao longo do cordão de solda.
110
4.2.4. Ruído magnético Barkhausen após tratamento térmico
O valor do ruído magnético Barkhausen (RMB) para cada um dos cinco pontos nas
três seções transversais na face e na raiz das juntas soldadas são apresentadas,
respectivamente, nas Tabelas 4.15 e 4.16, sendo que cada valor é obtido por meio da média
aritmética das vinte medições em cada ponto. A medição do RMB ao ar teve o valor médio
de 6,8 mV com um desvio padrão de 0,4 mV. As Figuras 4.23 e 4.24 apresentam os gráficos
de contorno para o RMB na face e na raiz da junta.
Tabela 4.15 - RMB na face da junta.
RMB (mV)
MB-E ZTA-E MS ZTA-D MB-D
Início 10,0 ±0,4 11,8 ±0,4 9,5 ±0,4 11,7 ±0,4 11,6 ±0,5
Meio 8,9 ±0,3 10,1 ±0,5 8,5 ±0,6 9,6 ±0,3 10,4 ±0,4
Fim 7,9 ±0,3 8,3 ±0,4 6,7 ±0,5 7,8 ±0,6 9,9 ±0,9
111
Gráfico de Contorno para o RMB na face da junta solubilizada
> 11 < 10,75 < 9,75 < 8,75 < 7,75 < 6,75
-60 -40 -20 0 20 40 60
Var2
0
20
40
60
80
100V
ar1
FIM
MEIO
INÍCIO
INÍCIO
MB-E ZTA-E MS ZTA-D MB-D
Figura 4.23 - Gráfico de contorno utilizando o método de ajuste Wafer para o RMB na face
da junta solubilizada.
Tabela 4.16 - RMB na raiz da junta.
RMB (mV)
MB-E ZTA-E MS ZTA-D MB-D
Início 8,7 ±0,3 9,2 ±0,5 6,8 ±0,2 9,6 ±0,6 10,0 ±0,6
Meio 9,4 ±0,3 11,3 ±0,5 8,1 ±0,3 10,7 ±0,3 10,5 ±0,3
Fim 10,2 ±0,5 12,6 ±0,4 9,9 ±0,5 13,0 ±0,5 11,6 ±0,6
112
Gráfico de Contorno para o RMB na raiz da junta solubilizada
> 12,75
< 12
< 11
< 10
< 9
< 8
< 7
-60 -40 -20 0 20 40 60
Var6
0
20
40
60
80
100V
ar5
FIM
MEIO
INÍCIO
MB-E ZTA-E MS ZTA-D MB-D
INÍCIO
Figura 4.24 - Gráfico de contorno utilizando o método de ajuste Wafer para o RMB na raiz
da junta solubilizada.
A alteração dos valores máximos também é constatada após o tratamento térmico,
porém há uma maior heterogeneidade entre o MS e as ZTAs, especialmente na seção
transversal no meio de junta.
O coeficiente de variação de cada superfície oscilou entre 3 a 8 %, indicando que
existe uma baixa dispersão de dados. Além disso, não se observou exceções a esse intervalo
de valores, mesmo nos pontos em que houve média dispersão de dados antes do tratamento
térmico. O valor de RMB na região do metal de solda em cada seção transversal de ambas as
113
superfícies é inferior às medidas obtidas para o MB e ZTA, o que contrasta com o valor antes
do tratamento térmico, pois o metal de solda apresentava o maior valor de ruído em cada
seção transversal.
Assim como na análise das Tabelas 4.5 e 4.6, os valores de RMB nas seções no início
e no fim do cordão de solda sofrem forte influência do efeito de borda, o que restringe o
aprofundamento estatístico à seção transversal no meio do cordão de solda. É possível
verificar que há uma diferença de 16 % entre o MB-E/MB-D na face e de 13 % na raiz, 23 %
entre MB-D/MS na face e 31 % na raiz, 6 % entre MB-E/MS na face e 16 % na raiz,
indicando, pois, que os valores de RMB no MS estão mais próximos do MB-E do que do
MB-D. Ao se comparar o MS e a ZTA-E na raiz, essa variação percentual é ainda maior,
sendo aproximadamente de 40 %, enquanto que antes do tratamento térmico o valor de RMB
no MS era 13 % superior ao da ZTA-D.
As Figuras 4.25 e 4.26 apresentam a relação entre o teor de ferrita e o ruído magnético
Barkhausen na face e na raiz da junta após o tratamento térmico, respectivamente.
114
Figura 4.25 - Comparação do teor de ferrita com o RMB na face da junta solubilizada.
Figura 4.26 - Comparação do teor de ferrita com o RMB na raiz da junta solubilizada.
115
Assim como antes do tratamento térmico, pode-se constatar uma relação entre o teor
de ferrita com o RMB nas Figuras 4.25 e 4.26, considerando que as curvas apresentam
comportamentos similares, embora que com intensidades distintas, em ambas as superfícies.
Para comparar com os resultados obtidos pela análise estatística antes do tratamento
térmico, que indicou a rejeição da hipótese nula e, portanto, considerou válida a hipótese
alternativa de que haveria a influência metalúrgica nos dados adquiridos, torna-se importante
realizar a mesma análise com os dados dessas regiões na presente condição.
4.2.4.1. Normalidade dos resíduos
A Tabela 4.17 apresenta os resultados do teste de normalidade dos resíduos para a
face e raiz, comparando-se MB-D, MB-E e MS da seção transversal na metade do cordão de
solda.
Tabela 4.17 - Teste de normalidade dos resíduos para a face e raiz da junta.
Teste Valor-p
Face Raiz
Kolmogorov-Smirnov com correção de Lilliefors 0,200 0,200
Shapiro-Wilk 0,604 0,726
O valor-p para ambas as superfícies é superior a 0,05 nos dois testes utilizados, logo
a hipótese de normalidade não pode ser rejeitada, pois a amostra não é significativamente
diferente de uma população normal.
116
4.2.4.2. Variâncias homogêneas
A partir da não rejeição da hipótese de normalidade dos resíduos, é fundamental
verificar se os demais requisitos também são aceitos para que seja possível a aplicação de um
teste paramétrico. A Tabela 4.18 apresenta os resultados para o teste de homogeneidade das
variâncias na face e na raiz da junta.
Tabela 4.18 - Teste de igualdade de variâncias para a face e raiz da junta.
Teste Valor-p
Face Raiz
Levene 0,861 0,462
Cochran C, Hartley, Bartlett 0,865 0,569
Como o valor-p é superior a 0,05, a hipótese de homogeneidade das variâncias não
pode ser rejeitada a um nível de 95 % de confiança. Portanto, diante da aceitação das duas
hipóteses para as ambas as superfícies após o tratamento térmico de solubilização é
recomendável o uso de um teste paramétrico, como o teste de análise de variâncias
(ANOVA), assim como utilizado anteriormente.
4.2.4.3. Teste estatístico
O teste de análise de variâncias foi aplicado para estudar ambas as superfícies e os
resultados do teste são apresentados na Tabela 4.19.
117
Tabela 4.19 - Teste ANOVA para a face e raiz da junta.
Teste de Análise de Variâncias (ANOVA) Valor-p
Face 2,808×10-24
Raiz 6,7026×10-33
Os testes forneceram valores-p inferiores a 0,05, indicando a rejeição da hipótese
nula, a qual pressupunha a igualdade entre as médias. A rejeição da hipótese nula indica que
ao menos uma das regiões é diferente das demais, porém sem evidenciar quais regiões são
distintas. As Tabela 4.20 e Tabela 4.21 apresentam os testes de comparações múltiplas para
a face e raiz da junta, respectivamente.
Tabela 4.20 - Comparação múltipla entre as regiões da face da junta pelos testes de Tukey e
Fisher.
Comparação entre regiões
Valor-p
Teste de Tukey Teste de Fisher
MB-D/MB-E 0 0
MB-D/MS 0 0
MB-E/MS 0,0001 0
118
Tabela 4.21 - Comparação múltipla entre as regiões da raiz da junta pelos testes de Tukey e
Fisher.
Comparação entre regiões
Valor-p
Teste de Tukey Teste de Fisher
MB-D/MB-E 1,1232×10-11 0
MB-D/MS 1,1229×10-11 0
MB-E/MS 1,1229×10-11 0
As Tabelas 4.20 e 4.21 fornecem um valor-p tendendo a zero, indicando a rejeição da
hipótese nula de igualdade entre as médias dos pares comparados. Esse resultado estatístico
evidencia que o tratamento térmico de solubilização provocou uma alteração microestrutural
em relação ao material antes de ser tratado, o que consequentemente alterou a resposta do
RMB.
4.2.5. Análises metalográfica e de microdureza
A Figura 4.27 apresenta a análise microestrutural, por microscopia óptica, da junta
solubilizada utilizando solução aquosa de ácido oxálico a 10 %. A microestrutura austenítica
do MB (Figura 4.27a) possui maclas e inclusões, além disso é possível verificar que após o
tratamento térmico de solubilização houve a dissolução dos carbetos precipitados nos
contornos os grãos do metal de base. Na Figura 4.27b está apresentada a ZTA.
Conforme pode ser constatado na Figura 4.27c, a microestrutura do MS apresentou
uma mudança expressiva na morfologia (Figura 4.12) após o tratamento térmico, pois houve
a dissolução da ferrita-δ na matriz austenítica.
119
(a) (b) (c)
Figura 4.27 - Microestrutura da junta solubilizada (ataque: ácido oxálico): (a) MB, (b) ZTA
e (c) MS.
A Figura 4.28 apresenta o resultado obtido pelo ataque químico com solução de
Behara. Na Figura 4.28a pode ser verificado que o MB apresenta uma pequena fração
volumétrica de ferrita globular. A ferritoscopia indicou um aumento do teor de ferrita no MB
na junta solubilizada em comparação com a junta na condição soldada. Todavia, a análise
quantitativa da micrografia não possibilitou a confirmação desse fato na proporção indicada
pelo ferritoscópio, sendo que a presença de ferrita globular no MB após o tratamento térmico
de solubilização não era prevista. A ZTA (Figura 4.28b) apresenta grãos heterogêneos e uma
redução na fração volumétrica da ferrita delta precipitada em relação ao MS.
No MS (Figura 4.29c) foi utilizado o ImageJ e encontrou-se um teor de ferrita de
2,1 ±1,3 %, sendo esse valor próximo do obtido pelo ferritoscópio. A precipitação da ferrita-δ
no MS acontece nos contornos dos grãos austeníticos com uma morfologia esférica de
diâmetros similares.
120
(a) (b) (c)
Figura 4.28 - Microestrutura da junta solubilizada (ataque: Behara): (a) MB, (b) ZTA e
(c) MS.
Figura 4.29 - Microestrutura do metal de solda da junta solubilizada (ataque de Behara).
A Figura 4.30 apresenta os resultados de microdureza Vickers obtidos em uma das
juntas soldadas.
121
Figura 4.30 - Perfil de microdureza Vickers de uma das juntas soldadas.
O metal de solda possui os maiores valores de microdureza da junta nas três seções
analisadas. Os valores máximos na condição solubilizada são superiores à condição soldada,
sendo que a raiz apresentou os maiores valores, seguida da face e do meio da junta.
A microdureza média no MS em relação ao MB é aproximadamente 30 % superior
na face e na raiz e de cerca de 15 % maior no meio da junta. É possível observar que os picos
de microdureza estão localizados próximos ao centro do cordão de solda e que esses valores
decrescem consideravelmente na direção da ZTA, contribuindo para a redução da
microdureza média no MS.
122
4.3. ANÁLISE DAS TENSÕES RESIDUAIS NOS CORPOS DE PROVA DO METAL
DE BASE
A Figura 4.31 mostra o fluxograma com as etapas da caracterização das tensões
residuais por difração de raios-X e das propriedades mecânicas por ensaios de tração,
realizada nos corpos de prova reduzidos do metal de base.
Figura 4.31 - Fluxograma da caracterização das tensões residuais e das propriedades
mecânicas do metal de base.
123
O metal de base foi avaliado nas condições como usinado (US) e com shot peening
(SP) a fim de estudar a influência das tensões residuais introduzidas pelo jateamento nas
propriedades mecânicas do material, constituídas pela tensão limite de escoamento, tensão
limite de resistência mecânica e o alongamento do material.
A Figura 4.32 mostra as tensões residuais nos corpos de prova do metal de base na
condição como usinado (US) por fresamento seguido de polimento manual.
Figura 4.32 - Tensões residuais no cp do metal de base na condição como usinado.
A Figura 4.33 mostra as tensões residuais para os corpos de prova do metal de base
na condição com shot peening.
124
Figura 4.33 - Tensões residuais no cp do metal de base na condição com shot peening.
É possível constatar pelas Figuras 4.32 e 4.33 que o shot peening provocou somente
um pequeno aumento das tensões residuais, da ordem de 20 % na direção longitudinal e de
apenas 1 % na direção transversal, que já eram compressivas após a usinagem, o que poderia
ser explicado pela baixa intensidade do processo de jateamento empregado. O shot peening
promove uma homogeneização das tensões residuais em relação a direção, pois a diferença
entre as tensões residuais longitudinal e transversal é de somente 7 MPa.
4.4. RESISTÊNCIA MECÂNICA DO METAL DE BASE
A Figura 4.34 apresenta a curva tensão vs. deformação para o metal de base usinado
na direção longitudinal. A Tabela 4.22 apresenta as propriedades mecânicas sem e com
tratamento de shot peening.
125
Figura 4.34 - Curva tensão vs. deformação na direção longitudinal, sem e com shot peening
(SP).
Tabela 4.22 - Propriedades mecânicas na direção longitudinal, sem e com tratamento de shot
peening (SP).
L1 (US) L2 (US) L3 (SP) L4 (SP)
LE (MPa) 348 360 356 350
LR (MPa) 588 618 612 607
Alongamento (%) 70 76 78 68
As tensões limites de escoamento e de resistência mecânica dos corpos de prova são
superiores ao requerido pela norma, mas inferiores à faixa estabelecida pelo fabricante do
126
material na Tabela 3.2. Já o alongamento é superior tanto ao requerido pela norma quanto ao
informado pelo fabricante.
As tensões limites de escoamento dos corpos de prova são similares, não sendo
possível verificar a influência do tratamento de shot peening nesta propriedade, uma vez que
os valores máximo e mínimo foram obtidos nos corpos de prova sem tratamento. O valor
médio da tensão limite de escoamento dos corpos de prova L1 e L2 é igual a 354 MPa e dos
corpos de prova L3 (SP) e L4 (SP) é igual 353MPa.
As tensões limites de resistência mecânica são próximos, mas com uma maior
variação absoluta em relação às tensões limites de escoamento. O valor médio da tensão
limite de resistência dos corpos de prova L1 e L2 é igual a 603 MPa e o dos corpos de prova
L3 (SP) e L4 (SP) é igual 610 MPa, assim sendo, verifica-se um aumento de 1 % na
resistência mecânica nos corpos de prova com tratamento de shot peening.
Em virtude da impossibilidade do software realizar o teste de homogeneidade de
variâncias devido à reduzida quantidade de amostras, utilizou-se a estatística paramétrica
para a análise do conjunto de dados dos corpos de prova reduzidos, sendo que a hipótese de
normalidade dos resíduos não foi rejeitada por meio do teste de Shapiro-Wilk em nenhuma
das propriedades. A Tabela 4.23 apresenta o resultado do teste t de Student a fim de avaliar
a influência do tratamento de shot peening nas propriedades do material do corpo de prova
transversal.
127
Tabela 4.23 - Teste t de Student para as propriedades mecânicas do corpo de prova
longitudinal.
Teste
Valor-p
LE LR Alongamento
T de Student 0,8726 0,7171 1
A hipótese nula de igualdade das médias não pode ser rejeitada a partir da Tabela
4.23, pois as três propriedades apresentaram valores-p superiores a 0,05.
A Figura 4.35 apresenta a curva tensão vs. deformação dos corpos de prova reduzidos
sem e com tratamento de shot peening retirados na direção transversal e a Tabela 4.24
apresenta as propriedades mecânicas obtidas.
128
Figura 4.35 - Curva tensão vs. deformação dos cps transversais sem e com tratamento de
shot peening (SP).
Tabela 4.24 - Propriedades mecânicas cps transversais sem e com tratamento de shot peening.
T1 (US) T2 (US) T3 (SP) T4 (SP)
LE (MPa) 361 355 369 364
LR (MPa) 632 624 641 619
Alongamento (%) 60 66 76 68
Assim como na direção longitudinal, as tensões limites de escoamento e de resistência
mecânica dos corpos de prova são superiores às requeridas pela norma, entretanto, são
inferiores à faixa estabelecida pelo fabricante do material na Tabela 3.2. Já o alongamento
para os quatro corpos de prova é superior ao requerido pela norma, sendo que T3 (SP) e
129
T4 (SP) apresentaram alongamentos superiores ao informado pelo fabricante, enquanto que
o alongamento de T2 é igual ao limite superior da faixa informado e T1 é inferior à faixa
mencionada.
As tensões limites de escoamento dos corpos de prova são equivalentes, sendo
possível verificar a influência do tratamento de shot peening nesta propriedade, pois o valor
médio do limite de escoamento dos corpos de prova T1 e T2 é igual a 358 MPa e o dos corpos
de prova T3 (SP) e T4 (SP) é igual 366 MPa, assim sendo, houve um aumento de
aproximadamente 2 % no limite de escoamento após o shot peening.
As tensões limites de resistência mecânica são semelhantes e o valor médio da tensão
limite de resistência mecânica dos corpos de prova T1 e T2 é igual a 628 MPa e o dos corpos
de prova T3 (SP) e T4 (SP) é igual 630 MPa, assim sendo, verifica-se um aumento de apenas
0,5 % na tensão limite de resistência mecânica nos corpos de prova com tratamento de shot
peening. Ao comparar-se as tensões limites de escoamento e resistência mecânica entre as
duas direções avaliadas é possível verificar que esses valores são superiores nos corpos de
prova transversais, indicando que os grãos estariam orientados nesta direção.
A Tabela 4.25 apresenta o resultado do teste t de Student a fim de avaliar a influência
do tratamento de shot peening nas propriedades do material do corpo de prova transversal.
Tabela 4.25 - Teste t de Student para as propriedades mecânicas do corpo de prova
transversal.
Teste
Valor-p
LE LR Alongamento
T de Student 0,1621 0,8761 0,2137
130
Conforme a Tabela 4.25, como as propriedades mecânicas dos corpos de prova
transversais apresentaram valores-p superiores a 0,05, e a hipótese nula de igualdade das
médias não poderá ser rejeitada.
4.5. ANÁLISE DAS TENSÕES RESIDUAIS DOS CORPOS DE PROVA
A Figura 4.36 mostra as condições em que foram avaliadas as juntas e as etapas de
caracterização das tensões residuais por difração de raios-X e das propriedades mecânicas
pelo ensaio de tração.
131
Figura 4.36 - Fluxograma da caracterização das tensões residuais e das propriedades
mecânicas das juntas soldadas.
132
A Figura 4.37 mostra as tensões residuais longitudinais e transversais nos corpos de
prova na condição como usinado.
Figura 4.37 - Tensões residuais nos corpos de prova na condição como usinado (US).
A comparação das tensões residuais longitudinais nos corpos de prova na condição
como usinados com os valores apresentados no metal de solda pelas Figura 4.2 e Figura 4.3
evidencia que houve alteração quanto à natureza das tensões residuais, pois na junta, tanto
na face quanto na raiz, elas eram trativas, enquanto que nos corpos de prova, são
compressivas. As tensões residuais transversais compressivas possuem maior magnitude nos
corpos de prova em comparação à junta, o que pode ser explicado pela maior influência dos
efeitos das deformações plásticas heterogêneas em relação aos efeitos térmicos nas operações
de fresamento e retificação.
A Figura 4.38 mostra as tensões residuais longitudinais e transversais nos corpos de
prova após tratamento de shot peening.
133
Figura 4.38 - Tensões residuais nos corpos de prova após shot peening (SP).
Em razão da deformação plástica provocada pelo bombardeamento das esferas de
vidro nas camadas superficiais e subsuperficiais, as tensões residuais nos corpos de prova
após shot peening são mais compressivas do que na condição como usinado, sendo possível
observar um aumento de 200 % na direção longitudinal e de 70 % na direção transversal entre
essas condições.
Os resultados obtidos no presente trabalho estão coerentes com aqueles relatados por
Kumagai et al. (2014), que estudaram o efeito do shot peening com esferas de aço a uma
pressão de 0,5 MPa, em aço inoxidável AISI 316 solubilizado seguido de tratamento de alívio
de tensões e verificaram tensões residuais superficiais da ordem de -560 MPa.
A Figura 4.39 apresenta as tensões residuais longitudinais e transversais nos corpos
de prova submetidos ao tratamento térmico de solubilização.
134
Figura 4.39 - Tensões residuais nos corpos de prova após tratamento térmico de
solubilização (TT).
As tensões residuais nos corpos de prova com tratamento térmico de solubilização
são compressivas e na direção transversal apresentam magnitude similar quando comparadas
com aquelas obtidas nos corpos de prova como usinados. Na direção longitudinal elas são
mais elevadas quando comparadas à condição como usinado, sendo, porém, inferiores às
verificadas para os corpos de prova com shot peening.
4.6. RESISTÊNCIA MECÂNICA DAS JUNTAS SOLDADAS
A Figura 4.40 apresenta a curva tensão vs. deformação dos corpos de prova na
condição como usinado e a Tabela 4.26 apresenta as propriedades mecânicas obtidas.
135
Figura 4.40 - Curva tensão vs. deformação dos cps na condição como usinado.
Tabela 4.26 - Propriedades mecânicas dos cps na condição como usinado.
CP1 CP2 CP3 CP4
LE (MPa) 337 334 336 336
LR (MPa) 577 547 559 579
Alongamento (%) 38 36 35 36
Analisando a curva tensão vs. deformação dos corpos de prova da junta soldada na
condição como usinados (Figura 4.40) é possível perceber um comportamento dúctil com
considerável deformação plástica do material.
Os valores de tensão limite de escoamento dos quatro corpos de prova são similares,
sendo o valor médio igual a 336 ±1 MPa com coeficiente de variação de 0,4 %, o que
evidencia uma dispersão consideravelmente baixa. O valor médio da tensão limite de
136
escoamento é inferior à faixa informada pelo fabricante do material e aos valores obtidos
pelos ensaios mecânicos do metal de base, contudo, é superior ao requerido para o aço
inoxidável AISI 316L pela norma ASTM A312 (Tabela 2.2).
Os corpos de prova 1 e 4 apresentaram limites de resistência mecânica semelhantes,
assim como os corpos de prova 2 e 3 entre si. O valor médio da tensão limite de resistência
mecânica é de 565 ±15 MPa com coeficiente de variação de 3 %, o que demonstra uma baixa
dispersão entre os valores.
Os valores de tensão limite de resistência mecânica são superiores ao mínimo de
485 MPa requerido pela norma ASTM A312 (Tabela 2.2) para o aço inoxidável AISI 316L,
porém são inferiores ao informado pelo fabricante do metal de base e aos valores obtidos no
ensaio de tração dos corpos de prova reduzidos na mesma direção de retirada dos corpos de
prova (Tabela 3.2). O valor médio da tensão limite de resistência mecânica encontrado no
presente trabalho é aproximadamente 65 MPa superior ao verificado por Pascual et al.
(2010), que encontraram tensão limite de resistência de 501 MPa em uma junta soldada de
AISI 316L pelo processo GTAW.
Os alongamentos dos corpos de prova na condição como usinado são
aproximadamente metade do requerido pela norma para o aço inoxidável AISI 316L e do
verificado nos ensaios de tração do metal de base.
Pela análise visual dos corpos de prova fraturados verifica-se que eles romperam na
região do metal de solda. Como o limite de resistência mecânica médio do metal de adição
informado pelo fabricante é de 600 MPa é possível comprovar o limite de resistência
mecânica inferior tanto em relação ao metal de base quanto em relação ao metal de adição.
137
A Figura 4.41 apresenta a curva tensão vs. deformação mecânica dos corpos de prova
submetidos a shot peening e a Tabela 4.27 mostra os respectivos limites de resistência
mecânica.
Figura 4.41 - Curva tensão vs. deformação dos cps submetidos a shot peening.
Tabela 4.27 - Propriedades mecânicas dos cps submetidos a shot peening.
CP5 CP6 CP7 CP8
LE (MPa) 380 353 361 354
LR (MPa) 573 575 562 548
Alongamento (%) 31 33 28 29
A curva tensão vs. deformação da Figura 4.41 mostra um comportamento dúctil para
os corpos de prova submetidos ao shot peening com uma similaridade entre os valores de
138
limite de resistência mecânica dos cps 5 e 6, porém com uma maior deformação do cp 6. O
cp 5 apresentou maior tensão limite de escoamento, sendo que os demais corpos de prova
apresentaram maior similaridade entre si em relação a essa propriedade mecânica.
Na análise visual da fratura dos corpos de prova foi possível constatar a presença de
poros no cp 8, que consequentemente pode ser uma das razões para a menor deformação e
resistência mecânica entre os corpos de prova avaliados. Por essa razão, no cálculo do limite
de resistência mecânica médio optou-se pela exclusão desse corpo de prova. Assim sendo, o
valor médio do limite da resistência mecânica é de 570 ±7 MPa com um coeficiente de
variação de 1 %. Posto isto, o limite de resistência mecânica médio dos corpos de prova
submetidos ao shot peening é aproximadamente 5 MPa superior ao dos corpos de prova na
condição como usinado.
A tensão limite de escoamento média dos quatro corpos de prova é igual a
362 ±13 MPa com coeficiente de variação de 3 %, que atesta uma baixa dispersão dos dados.
Ao se excluir o cp 8, assim como havia sido feito para análise da tensão limite de resistência
mecânica, a tensão limite de escoamento média é igual 365 ±14 MPa com coeficiente de
variação de 4 %. Portanto, embora o cp 8 tenha apresentado uma tensão limite de resistência
mecânica consideravelmente inferior aos demais, não foi possível verificar o mesmo efeito
na tensão limite de escoamento média.
Os alongamentos dos corpos de prova apresentam grande similaridade entre si e
também são inferiores aos verificados na condição como usinado, sendo essa diferença da
ordem de 17 %.
A Figura 4.42 apresenta a curva tensão vs. deformação dos corpos de prova com
tratamento térmico de solubilização e a Tabela 4.28 mostra os respectivos limites de
resistência mecânica.
139
Figura 4.42 - Curva tensão vs. deformação dos cps solubilizados.
Tabela 4.28 - Tensão limite de resistência mecânica dos cps solubilizados.
CP9 CP10 CP11 CP12
LE (MPa) 278 289 290 282
LR (MPa) 523 540 543 497
Alongamento (%) 38 54 37 37
A curva tensão vs. deformação da Figura 4.42 mostra um comportamento dúctil com
uma deformação plástica dos corpos de prova superior à constatada nos corpos de prova
anteriores.
140
A tensão limite de escoamento média é igual a 285 ±6 MPa com coeficiente de
variação de 2 %, o que evidencia uma baixa dispersão dos dados. Esse valor médio é inferior
ao obtido na condição usinada, sendo essa redução da ordem de 15 %.
Os corpos de prova 10 e 11 apresentaram limites de resistência mecânica parecidos e
próximos ao verificado no cp 9, enquanto que o cp 12 apresentou um limite de resistência
mecânica e uma deformação significativamente inferiores aos demais dos corpos de prova
com tratamento térmico de solubilização. Excluindo-se o corpo de prova 12, o valor médio
do limite de resistência mecânica é de 535 ±11 MPa com coeficiente de variação de 2 %, o
que demonstra uma baixa dispersão entre os valores. Ao comparar o valor médio do limite
de resistência mecânica dos corpos de prova solubilizados em relação aos usinados, é
possível verificar uma redução de 5 % no limite de resistência mecânica.
O valor médio do alongamento é igual a 42 ±8 % com coeficiente de variação de
20 %. Esse alto valor médio do alongamento é devido ao cp 10, que apresenta uma diferença
de 45 % em relação aos demais corpos de prova solubilizados.
Para avaliar a influência dos diferentes tratamentos quanto à tensão limite de
resistência mecânica foi usada a análise estatística. Os resultados do teste de normalidade dos
resíduos e homoscedasticidade são apresentados nas Tabela 4.29 e Tabela 4.30.
Tabela 4.29 - Teste de normalidade dos resíduos em relação à tensão limite de resistência
mecânica.
Teste Valor-p
Kolmogorov-Smirnov com correção de Lilliefors 0,200
Shapiro-Wilk 0,516
141
Tabela 4.30 - Teste de igualdade de variâncias em relação à tensão limite de resistência
mecânica.
Teste Valor-p
Levene 0,145
Como o valor-p é superior a 0,05, as hipóteses de normalidade dos resíduos e
homoscedasticidade não são rejeitadas segundo as Tabela 4.29 e Tabela 4.30.
A Tabela 4.31 apresenta o resultado do teste de análise de variâncias.
Tabela 4.31 - Teste ANOVA em relação à tensão limite de resistência mecânica.
Teste Valor-p
ANOVA 0,017
A rejeição da hipótese nula no teste de análise variâncias indicaria que ao menos um
dos conjuntos de corpos de prova é distinto dos demais, porém não afirma qual destes é
diferente dos demais, logo, recorre-se aos testes de comparações múltiplas de Tukey e Fisher
para essa determinação.
A Tabela 4.32 apresenta os resultados dos testes de Tukey e Fisher para os corpos de
prova.
142
Tabela 4.32 - Comparação múltipla dos corpos de prova utilizando os testes de Tukey e
Fisher.
Comparação entre corpos de
prova
Valor-p
Teste de Tukey Teste de Fisher
CS/SP 0,8793 0,6147
CS/TT 0,0306 0,0090
SP/TT 0,0222 0,0046
Portanto, não se rejeita a hipótese de igualdade entre as médias do limite de resistência
mecânica dos corpos de prova na condição como usinado e com tratamento de shot peening.
Entretanto, a hipótese de igualdade entre as médias é rejeitada nas comparações entre os
corpos de prova usinados e solubilizados, bem como entre os corpos de prova com tratamento
de shot peening e com tratamento térmico de solubilização.
143
Capítulo 5
Conclusões
O presente trabalho, que teve como objetivo estudar as propriedades mecânicas e as
tensões residuais em juntas de aço inoxidável austenítico AISI 316L soldadas pelo processo
GTAW, permitiu as seguintes conclusões:
1. A velocidade de soldagem e o aporte térmico influenciaram as tensões residuais geradas
na soldagem das três juntas, sendo que na direção transversal do metal de solda as tensões
residuais são mais compressivas quando usada menor velocidade de soldagem e,
consequentemente, um maior aporte térmico.
2. Pela análise por microscopia óptica foi possível constatar que o MS apresenta uma
microestrutura austenítica composta por ferrita-δ vermicular. O tratamento térmico de
solubilização reduziu o teor de ferrita-δ no MS na face e na raiz da junta, enquanto
aumentou no MB e na ZTA, em virtude da formação de ferrita-δ globular nessas regiões.
3. Os maiores valores de microdureza da junta estão no MS, sendo que na condição como
usinado este valor está localizado próximo à margem direita da solda na face, enquanto
que no meio e na raiz estes valores estão localizados no centro da seção transversal do
MS. Após o tratamento térmico de solubilização, os maiores valores de microdureza
foram verificados no centro do MS.
144
4. Através da análise estatística dos ensaios de tração dos corpos de prova reduzidos do MB
é possível afirmar que não se pode rejeitar as hipóteses de igualdade entre as médias do
limite de escoamento e do alongamento dos corpos de prova com diferentes direções.
Contudo, a hipótese de igualdade entre as médias do limite de resistência mecânica foi
rejeitada no teste t de Student, considerando-se um nível de significância de 0,05.
5. O tratamento de shot peening provocou um aumento de 1 % no limite de resistência
mecânica dos corpos de prova, porém, de acordo com a análise estatística paramétrica a
um nível de significância de 0,05 a hipótese de igualdade entre as médias do limite de
resistência mecânica dos corpos de prova não pode ser rejeitada. Logo, embora o
tratamento de shot peening tenha aumentado a intensidade das tensões residuais
compressivas superficiais, comprovado pelo aumento de 200 % na direção longitudinal
e de 70 % na direção transversal em relação aos corpos de prova usinados, não foi
possível verificar a influência desse tratamento de beneficiamento a frio na resistência
mecânica.
6. O tratamento térmico de solubilização provocou uma redução de 5% no limite de
resistência mecânica dos corpos de prova, sendo que a análise estatística indicou a
rejeição da hipótese nula de igualdade entre as médias do limite de resistência mecânica
dos corpos de prova, ou seja, essa redução de 5 % é significativa estatisticamente.
7. Embora as técnicas magnéticas sejam aplicáveis a materiais ferromagnéticos, a utilização
do ruído magnético Barkhausen no aço inoxidável austenítico, que é um material
paramagnético, para avaliar a influência microestrutural na resposta do sinal está coerente
com os resultados obtidos com a ferritoscopia, haja visto que maiores teores de ferrita na
junta soldada forneceram maiores valores de RMB.
145
Capítulo 6
Sugestões para Trabalhos Futuros
Após a realização do presente trabalho é possível fazer as seguintes sugestões para o
desenvolvimento de trabalhos futuros, que complementariam os resultados obtidos:
1. Analisar a influência dos parâmetros de soldagem, com diferentes proteções gasosas,
nas tensões residuais, propriedades mecânicas e microestruturais das juntas soldadas.
2. Estudar a resistência à fadiga e à corrosão sob tensão das juntas de soldadas.
3. Avaliar as tensões residuais, propriedades mecânicas e microestruturais de juntas de
AISI 316L soldadas a plasma e comparar os resultados obtidos com processo GTAW.
4. Analisar os perfis das tensões residuais nas camadas subsuperficiais do cordão de
solda.
5. Analisar as superfícies de fratura por microscopia eletrônica de varredura (MEV).
146
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