soldagem tig de tubos de aÇo inox aisi 316 • para
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SOLDAGEM TIG DE TUBOS DE AÇO INOX AISI 316
• PARA VARETAS COMBUSTÍVEIS
de.
TESE SUBMETIDA AO CORPO DOCENTE DA COORDENAÇÃO DOS PROGRAMAS DE
PÕS-GRADUAÇAO DE ENGENHARIA DA UNIVERSIDADE FEDERAL DO RIO DE
JANEIRO COMO PARTE DOS REQUISITOS NECESSÁRIOS PARA A OBTENÇÃO
DO GRAU DE MESTRE EM CIÊNCIAS (M.Sc.) EM ENGENHARIA METALÚRGICA
E DE MATERIAIS.
Aprovada por:
igãSergio de Carvalho Perdigão(Presidente)
João MarfcAs Alcoforado Rebello
T i to Lu iT^á S i lve i ra
lorge/Ternandez dos Santos
RIO DE JANEIRO, RJ - B R A S 1 L
MARÇO DE 1985
ii
BITTENCOURT, MARCELO DE SIQUEIRA QUEIROZ.
Soldagem TIG.de Tubos de Aço Inox AISI 316 para
Varetas CombustTveis (Rio de Janeiro) 1985.
X, 153p. 29,7 cm (COPPE/UFRJ, M.Sc., Engenha-
ria Metalúrgica e de Materiais, 1985).
Tese - Universidade Federal do Rio de Janeiro,
CÓPPE.
1. Soldagem I. COPPE/UFRJ II. Titulo
(série).
i i i
A Eplianlo e Wanda
iv
AGRADECIMENTOS
Ao Instituto de Engenharia Nuclear nas pessoas do Dr.
Ennio Goulart de Andrade e Hugo Tagnin Neves, pela autorização
^para a realização deste trabalho.
Ao Dr. Sergio de Carvalho Perdigão pela orientação.
A Claúdemiro Bolfarini pelo Incentivo, discussão e stuges .
toes apresentadas no decorrer do trabalho.
Aos Drs. Tito Luiz da Silveira e João Marcos Alcoforado
Rebel Io pelas sugestões. .
A Francisco Canindé Nunes pelo suporte técnico fornecido
ha execução da parte experimental da tese.\i
A Regina Menezes pelo apoio e dedicação.
Aos amigos do departamento de materials do IEN pelo Incejn
tivo, em especial a Carlos Alfredo Lamy e Luiz Fernando Passos
Barreto.
Ao Grupo de Raios-X e fotografia do IEN pela ajuda.
A FTESM, CEPEL e PUC, pela utilização de seus laboratórios
Resumo da Tese apresentada a COPPE/UFRJ como parte dos requisi-
tos necessários para a obtenção do grau de Mestre em Ciências
(M.Sc.).
SOLDAGEM TIG DE TUBOS DE AÇO INOX AISI 316
PARA VARETAS COMBUSTÍVEIS
\ • -
- Uaictlo de. Slqutixa. Que.lA.oz Bltttncount
MARÇO 1985
Orientador: Sergio de Carvalho Perdigão
Programa: Engenharia Metalúrgica e de Materiais
Foi realizado um estudo da selagem de tubos de aço inoxj^
davei austenítico AISI 316, 20% deformado a frio, a pinos de roa_
terial similar, pelo processo de soldagem TIG autõgeno, visando
sua utilização como vareta de combustível para reatores nuclea-
res. .
Inicialmente foram executadas soidas preliminares, empre
gando-se dois projetos de pioo tampão, que permitiram a seleção
de uma solda considerada ideal. A seguir prõtedeu-se ã confec-
ção de corpos de prova soldados, com os parâmetros escolhidos,a
fim de se averiguar o comportamento mecânico do componente. Foi
também realizado um tratamento térmico na temperatura de servi-
ço em corpos de prova soldado* visando examinar o efeito causa-
do no componente em serviço através de observações microestrutu
raise do comportamento mecânico. Este componente foi compara-
do ao como soldado.
Concluiu-se que a recristaiízação causada pela soldagem
diminuiu as propriedades mecânicas do componente. 0 tratamento
vi
térmico aumentou as propriedades mecânica-, mas diminuiu o tempo de vida do componente quanto ã ruptura.
\
\
vil
Abstract of Thesis presented to COPPE/UFRJ as partial ful-
fillment of the requirements for de degree of Master of
Science (M.Sc.)
TI6 WELDING OF STAINLESS STEEL AISI 316
TUBES FOR FUEL RODS •
UajLce.1.0 an SA.que.JJia dazVtoz BÁjtttncouJit
MARCH 1985
Chairman: Dr. Sergio de Carvalho Perdigão
Department: Metallurgical Engineering and Materials
The author studied the welding of austenitic stainless
steel AISI-316 tubes (20% cold worked) to rods of similar
material, for their utilization as fuel rods for nuclear
reactors. It was used the autogeneous TIG welding process.
As a starting point, preliminary welding was undertaken
using two types of end-cap rods, for the selection of the most
appropriate welding for the project. As a next step, welded
specimens were prepared with selected parameters, in order to
verify the mechanical performance of the component. It was
also undertaken a thermical treatment, at the temperature in
operating conditions, of the welded specimens to examine the
effect in the specimen at work, through microstructurai .
observations and mechanical performance.- This specimen was
compared with another specimen as welded.
It was observed 'that the recrystaiiization caused by
welding decreased the mechanical properties of the component.
The thermical treatment increased the mechanical properties
viii
but decreased the component's lifetime in relation to its
rupture.
\ .
1x
ÍNDICE
Pag.
CAPÍTULO I - INTRODUÇÃO .......... ,# * 1
CAPITULO II - REVISÃO BIBLIOGRÁFICA 3
II.1 Introdução . . 3
^ - II.2 Danos por Irradiação . . . 5
11.3 J»roc.esso de Soldagem TIG 10
11.4 Soldabilidade de Aços Inoxidáveis AustenT
ticos 14
11.5 Instabilidades Microestruturais 16
11.6 Mecanismos de Deformação, e Fratura ... 20
CAPITULO III - MATERIAIS E MÉTODOS ; . . . . 26
... III.1 Materiais . . . . . . . . . . 26
111.2 Ensaios Preliminares . .N 27
111.3 Seleção dos Parâmetros Ideais . . . . . 28
111.4 Preparação de Corpos de Prova . . . . . 30
111.5 Técnicas de Microscopia ..-. .'. . . . . 31
111.6 Ensaios Mecânicos . . . . . ;-. . . . . 32
CAPITULO IV - RESULTADOS , 34
IV.1 Ensaios Preliminares e Seleção dos Parâine
tros . 34
IV.2 Preparação de Corpos de Prova 35
IV.3 Análise Metalogrãfica . . . . . . . . . . 36
IV.4 Ensaios Mecânicas . 37
IV.5 Local e Modo de Fratura 39
CAPITULO V - DISCUSSÃO ,., 41
Y.l Procedimento de Soldagem e Seleção de Para
metros 41
Pag.
V.2 Comportamento Mecânico, Análise Metalogrã-
fica e Fratografia do Componente Soldado . 46
V.3 Considerações Finais 57
CAPITULO VI - CONCLUSÕES . . ' 60
BIBLIOGRAFIA 63
TABELAS ' • 74
FIGURAS 78
ANEXO.I - ATAQUES HETALOGRAFICOS = 139
ANEXO II - PARÂMETROS DAS SOLDAS EFETUADAS E DEFEITOS
APRESENTADOS 141
CAPITULO I
INTRODUÇÃO
Os Reatores Regeneradores Rápidos Refrigerados a Metal
Liquido (LNFBRS) vim se desenvolvendo nas últimas três décadas
e cada dia é maior o interesse despertado por este tipo de rea-
tor nuclear, uma vez que a etapa de enriquecimento do combustí-
vel, processo difícil e oneroso, pode ser eliminada e que vantj»
gens energéticas mostram-se superiores em relação aos reatores
mais utilizados, os PWR (Pressurized Water Reactor). Assim sen
do, usinas protótipo encontram-se em operação em diversos países
do mundo, como Inglaterra, França, União Soviética, Japão .-. e
EUA. \. í *.
No Brasil, o setor nuclear ainda não entrou na era dos
LMFBR mas ha interesse por parte das instituições de pesquisa no
estudo dos materiais usados nos mesmos, visto que a especifica-
ção e desempenho destes torna-se cada vez mais exigente devido
as condições mais severas, sendo uma das regiões mais solicita-
das o núcleo. • #
0 presente trabalho visa estudar a sol da gem de tubos de
aço'Inoxidável austenítico AISI 316 com encruamento em torno de
20%, de dimensões próximas a dos empregados como revestimento do
combustível em reatores rápidos refrigerados a metal liquido, a
pinos tampão, de material similar, sendo testados dois projetos
de pino, pelo processo de soldagem TIG autogeno, com utilização
de um sistema para a automatização da soldagem. Através da uti,
lização de uma gama de parâmetros buscou-se informações a, res-
peito da variação destes nesti,' tipo de soldagem e, baseados em
critério determinado, selecionou-se aqueles considerados ideais.
A seguir confeccionou-se corpos* de prova soldados, com
os parâmetros escolhidos, e examinou-se o comportamento do com-
ponente soldado quando submetido a um esforço uniaxiai em tra-
ção e fluincia, sendo observados o local e o modo de fratura.Fi.
nalmente, foi averiguado o efeito da temperatura de serviço por
1000 h neste componente soldaJo.v • • •
' . \
3 *
CAPITULO II
REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
II. 1 INTRODUÇÃO
Sendo o objetivo do presente estudo a soldagem de vare-,
tas para elementos combustíveis de reatores nucleares, com enfo
que preferencialmente nos do tipo LMFBR, uma pequena introdução
sobre estes reatores, bem como do componente em questão faz-se
mister. Da mesma forma e feito também um tópico referente a
danos por Irradiação. _
. ' ' V ••• • • .I
Os reatores do tipo LMFBR's, utilizam como combustível
uma mistura de oxido misto de urânio e plutÕnio, e trabalham com
neutrons de alta energia, na faixa de 0,1 e 1,0 MeV, não se fa-
zendo necessário o uso de elementos moderadores, empregados em
reatores térmicos para abaixar o nível de energia na faixa ca-
paz de desencadear a reação em cadeia (1). Estes reatores são
ditos regeneradores porque produzem mais material fissil do que
consomem, pela transformação do U23* em plutõnio. Devido as suas
características de transferencia de calor, o sódio é o refrige>
rante empregado nestes reatores. Circulando por canais de refr[
geração, ele entra em contato com o elemento combustível aque-
cendo-se e trradiando-se, desta forma, através de trocadores de
calor, ele aquece outro sistema de sódio que, por sua vez, vapo
.rizarã água num gerador de vapor, fornecendo movimentação ãs
turbinas geradoras de energia ele^ica (1,2).
Existem duas filosofias para os reatores rápidos em de-
senvolvimento no mundo, o sistema, "pool" e o "Loop?*. No primei-
ro, todos os componentes do circuito estão inseridos, juntamen-
te com o sódio, no vaso de contenção. Tal sistema garante a ini
tegridade deste contra vazamentos com a vantagem de, em condi-
ções normais de operação, ter os choques térmicos reduztdos pe-
la grande massa de sódio. 0 segundo apresenta as bombas prima-
rias e os trocadores de calor intermediários em vasos separados,
proporcionando uma seqüência de construção mais racional alem
de facilitar a manutenção. Os dois sistemas podem ser vistos
esquematicamente na Figura II.1.
i
Em um reator, o combustível encontra-se sob a forma de
pastilhas que, encapsuiadas em tubos, são chamados varetas com-
bustíveis. 0 conjunto destas, forma o elemento combustível que,
juntamente com as barras de controle, constituem o núcleo do
reator nuclear. As dimensões das varetas bem como seu número,
variam de reator para reator, de acordo com as necessidades do
projeto. Por exemplo, quanto maior o nTvei de potência deseja-
da, mais varetas são empregadas. Nos reatores, rápidos em fun-
cionamento, a média destas varetas varia entre 100 e 300, com
diâmetro externo de 5 a 9 mm, espessura da parede de 0,4 a 0,8
mm e comprimento de 2 a 3 m (1,3}.
As varetas combustíveis, como' mencionado acima, são tu-
bos que contendo em seu interior o combustível são seladas
nas extremidades por um processo de soidagem. Elas estão em
contato interno com o U02/Pu02 e externamente ficam expostas ao
sódio trabalhando sob gradientes de temperatura que variam de
400 a 700°C, em presença de um fluxo de neutrons da ordem de
7xl0ls nêutrons/cm2»s (3,4). Essas condições severas de meio
ambiente, e a necessidade de garantia da estabilidade dimerísio-
nal e integridade estrutural das varetas, torna importante a
seleção e o estudo de materiais -para essa aplicação. Tais ca-
racterísticas fizeram com que a escolha do material recaTsse num
aço tnox.comercial.. Atualmente mostra-se evidente a preferên-
cia pelo tipo AISI 316, na condição de 20% deformado a frio (4,
5,6), o que torna mais resistente a problemas devido a irradia-
ção. Apesar de ser atualmente o material mais utilizado, reco-
nhece-se que o efeito de danos por irradiação neste, limitam a
performance do componente em usinas mais avançadas (4).
• \
Y
Embora o Zircaioy seja o material utilizado como o revés
timento do combustível para reatores tipo PWR, devido a sua me-
lhor economia de neutrons, apôs o acidente do reator de "three
Mile Island", o aço inox passa a ser encarado, sob o ponto de
vista de segurança, como uma opção para estes reatores (7).
II.2 DANOS POR IRRADIAÇÃO
Os materiais estruturais empregados no núcleo dos reat£
res ficam submetidos a um meio agressivo e condições de tempera
tura e pressão multas vezes severas. Além disto, esses mate-
riais são expostos ã Irradiação que os afeta de forma bastante
Intensa, podendo causar diversos danos, dos quais os mais sé-
rios serão abordados nesta revisão. Para o entendimento dos
danos por Irradiação, é necessário o conhecimento dos mecanis-
nos que ocorrem em uma estrutura irradiada. Durante p processo
de fissão em um reator, ocorre emissão de neutrons e fragmentos
de fissão» ambos com muita energia e altas velocidades (8). Es_
tas partículas penetram através do solido colidindo com os áto-
mos da rede cristalina do material, dissipando e transferindo,
para os átomos da rede, energia por ionização e por colisões do
tipo "bola de bilhar", causando, desta forma, defeitos na estru
tura, tais còrao os- defeitos de Frenkel, seja pares de lacunas e
interstícios, que são resultados do choque de um neutron com
um átomo da rede, que e deslocado de sua posição deixando' uma
lacuna e indo se alojar intersticialmente em outra posição (8,
9). Este tipo de defeito de ponto pode vir a se aglomerar, fo£
mando um defeito de linha como a discordância. Outros defeitos
são as chamadas zonas empobrecidas, que são areas de alta densi^
dade de vazios, circundadas por uns poucos defeitos intersticiais
próximos e grande número de defeitos intersticiais distantes,que
foram separados das lacunas pelo mecanismo de "crowdion"; a Fi-
gura II.2 esquematiza estes fenômenos. Um outro efeito da irra
diação, capaz de causar dano ao material, é* a absorção de neu-
trons com formação de um novo' elemento, como e o caso do N1 nos
aços inoxidáveis que transforma-se em He, chamando-se a ;.- este
transmutação (8,9).
Tais defeitos são os responsáveis por certos fenômenos
que ocorrem nos materiais estruturais que operam no núcleo dos
reatores nucleares, principalmente em reatores rápidos refrige-
rados a metal lTquido. A esses chamamos de. danos por irradia-
ção, cujos principais são o inchamento, o creep por irradiação e
o endurecimento por Irradiação, como vistos a seguir:
Inchanento - A irradiação do material leva a formação de vazios
resultando no aumento das dimensões do solido, ao que se deno-
mina inchamento. Este tem implicações práticas muito importan-
tes jã que varia com a temperatura e o fluxo de neutrons, 'de mo
do que gradientes de temperatura e fluxo no núcleo do reator re
suitarão em um inchamento não uniforme e distorção nos 'membros
estruturais (10). ' .V • • • •
0 fenômeno aparece como resultado da colisão de neu- '
trons rápidos com os átomos da rede cristalina que absorvem e-
nergia e são deslocados de suas posições, produzindo cada um
dos átomos energizados uma cascata de deslocamentos, gerando um
grande número de lacunas e interstícios que nas temperaturas em
questão mostram grande mobilidade. Esses defeitos de ponto po-
dem vir a se recombinar, aníquilandorse, ou sendo absorvidos por
sorvedouros como discordâncias, contornos de grão, vazios ou su
perfieies. Ou ainda pode haver absorção preferencial de apenas
um tipo de defeito» os interstícios, permitindo um agrupamento
de lacunas que formarão os vazios, do que resulta o inchamento
do material. Alem deste efeito da irradiação na formação do
inchamento, a transmutação, de certos elementos por irradiação,
como o Ni e Fe em gas He que estabiliza pequenos núcleos de va-
zios, contribui também para o inchamento (10,11,12).
0 inchamento e um problema metalúrgico e deste modo seu
controle pode ser feito através de variações estruturais'e com-
pos-1cionais do metal. 0 material encruado tem importância na
eliminação do Inchamento, já que a deformação a frio aumenta a
densidade de discordandas, fornecendo muitos sorvedouros para
as lacunas, as quais assim não ser o suficientes para a nuclea-
8
ção e o crescimento dos vazios (10.11,12). Autores têm mostra-
do que a redução do inchamento cresce com o aumento do trabalho0
a frio dos aços inoxidáveis (5,13,14). A Figura II..3 caracter^
za este comportamento. Também são detectadas diminuições do
efeito benéfico no aço 316 trabalhado a frio quando aquecido a
650°C por 100 h, sendo o fato relacionado com a recuperação da
estrutura trabalhada a frio na temperatura indicada (10).
0 refino do grão 5 outro procedimento para a redução des
te problema, o mecanismo é o mesmo, os contornos de grão fancijo
nam como sorvedouros, empobrecendo a população de lacunas o su-
ficiente para Inibir a nucleação e o crescimento de vazios (10).
Também foi verificado que precipitados estáveis, fina-
mente dispersos, tendem a diminuir o inchamento porque inibem o
processo de escaiagem de discordâncias que é necessário para que
funcionem como sorvedouros preferenciais para interstícios (10).
Autores (10,12) mostram que a composição qinmica é um
modo bastante efetivo na solução para o problema do inchamento.
Certas ligas que apresentam teores de Cr mais baixos e maiores
teores de Ni mostram os melhores resultados, a Figura II.4 iius
tra este comportamento. Certos elementos secundários também se
mostram efetivos, como o efeito do Nb e T1 nos aços inoxidáveis»
austeníticos estabilizados (15,16,17,18), ou o caso do 316 mod^
ficado com adição de SI e Ti e pequenas quantidades de V, W, Zr
e Cu (.19). Algumas teorias são propostas para explicar o efei-
to das Impurezas, como a de que são capazes de inibir a nuclea-
ção e o crescimento das discordâncias, ou a de que Impedem a
escala gem de discordâncias, ou de que haveria um mecanismo de
interação entre irapureza-interstTcio e irapureza-lacuna, dimi
nuindo a difusão dos defeitos.
Fluência e Endurecimento por Irradiação - Varias regiões dos
reatores nucleares, principalmente nos reatores rápidos, operam
em condições propicias a mecanismos de deformação e fratura por
fluência. Eip -condições, normais, as taxas de fluência dos mate-
riais induzidos termicamente são baixas; mas submetidos a um
fluxo de neutrons esta taxa e aumentada, esse ê o fenômeno da
fluência por irradiação. Um outto mecanismo devido a irradia-
ção pode atuar sobre o material induzindo-o a uma taxa de fluên
cia mais baixa que o mesmo não irradiado, este e o endurecimen-
to por irradiação: Assim devemos observar que um material quajft
do irradiado pode exibir endurecimento ou fluência por irradia-
ção, dependendo do nTvel de tensões aplicadas ou da taxa de de-
formação (20). A Figura II.5 ilustra o efeito da irradiação na
taxa de fluência e na vida a ruptura de um aço AISI 316 traba-
lhado a frio. .
Uma explicação simplista para a fluência por Irradiação
e dada por SCHOECK (21) da seguinte forma: com o aumento da coji
centração de vazios gerados pela irradiação, cresce o coeficieji
te de difusão com conseqüente aumento na taxa de escalagem de
discordíncias, o que resulta em uma taxa de fluência mais eleva_
da. Atualmente vários mecanismos são propostos para a explica-
ção do fenômeno. A tensões mais baixas que. o limite de escoa-
mento do material não irradiado, o mecanismo efetivo no proces-
so da fluência por irradiação, seria o da Absorção Preferencial
Induzida por Tensão (Stress-Induced Preferencial Absorption,
10
SIPA). Por este mecanismo, sob tensão aplicada no material, os
Stomos intersticiais e as lacunas fluem preferencialmente para
discordâncias com determinada orientação em relação a tensão a-
plicada, ocasionando escalagem das mesmas na direção das . ten-
sões. Para o caso de tensões mais elevadas, e proposto um meca
nismo combinado de escalagem e escorregamento de discordâncias
(20,22).
0 fenômeno de endurecimento e fragilização devido a ir-'
radiação e conseqüência de lacunas e interstícios, e ã tempera-
turas mais elevadas de discordâncias, produzidas por fluxo de
neutrons, que interagem com outras discordâncias pré-existentes
no material impedindo sua movimentação na estrutura. A evolução
de gases produzidos por transmutação, como o He que se agrupa
em bolhas, e o fluxo de lacunas para sorvedouros como contornos
de grão aceleram o processo de fragilização intergranular (23,
24). Os efeitos do He são vistos na Figura II.6. Também para
aços Inoxidáveis, a precipitação da segunda fase, como carbetos,
contribuem para o aumento da resistência e fragilidade (24). E-
feitos do endurecimento por irradiação em um aço AISI 316 trabja
lhado a frio são mostrados, na Figura II.7.
II.3 PROCESSO DE SOLDAGEM TIG -
•• -í
Diversos processos de sol dagem são usados para a sei agem
de .varetas combustíveis de reatores nucleares, assim foi ve r i fy
cado (25) que países europeus tendem a adotar a soldagem por feixe
eletrônico (electron-beam) enquanto nos EUA o TIG 5 o processo mais
ut i l i zado sendo a soldagem por resistência mais popular no Cana_
11
dá.
Neste trabalho foi empregado o processo de soldagem TIG.
Este processo é muito utilizado para a soldagem de aços inóxidj[
veis e ligas não ferrosas, principalmente em se tratando de ma-
teriais de espessuras reduzidas.- Neste, um arco elétrico e es-
tabelecido entre a peça e um eletrodo de tungstênio, ou liga
deste metal, que não participa da fusão. 0 arco, o eletrodo e
a poça de fusão são envoltos por um gás inerte, Argônío ou Hé-
lio, que deslocam o ar eliminando a possibilidade de contamina-
ção da solda pelo oxigênio ou nitrogênio da atmosfera, alem de
garantirem a manutenção e estabilidade de arco, devido a.sua i£
nização. A exceção dos Estados Unidos, o argônio é o gãs mais
empregado, devido ao seu custo inferior em relação ao Hélio. A-
lém disso, ê indicado para a soldagem de materiais de pequena es
pessura por permitir estabilidade de arco a correntes mais bai^
xas que o He, devido ao seu menor potencial de ionização (26,27).
0 arco elétrico é mantido por uma fonte de corrente cori
ti nua ou alternada, podendo a corrente continua ser empregada
polaridade direta ou inversa, dependendo da necessidade de ser-
viço. Para a soldagem de aços inoxidáveis ê recomendada corrert
te continua com polaridade direta, eletrodo no polo negativo e
peça no positivo, tal procedimtnto fornece maior localização de
calor no metal a ser fundido, permitindo trabalhos com eletro-
dos de. pequeno diâmetro, proporcionando um cordão profundo e es_
treito (26,27,28).
Diversas ligas de tungstênio são empregadas como eletrodo,sendo a
">a1s Indicada, principalmente para materiais de pequena espessai
12
ra, a de tungstênio e tõrio, que apesar de seu custo mais elev£
do. apresenta como vantagens em relação a de tungstênio puro, me-
lhor estabilidade de arco e possibilidade de utilização 3 cor-
rentes mais elevadas (26). *
0 processo TIG pode ser. automático ou semi-automático;
no primeiro» a velocidade de soldagem, o comprimento do
arco* o fluxo de gás e a corrente são previamente ajustados,
enquanto no segundo a corrente o o fluxo de gás são prê-ajusta-
dos e um operador manipula a tocha e a vareta de adição, quan-
do* necessário.
Em algumas aplicações, o uso de corrente pulsada permi-
te melhorar certas características do processo TI6, tais como
estabilidade de arco e o aumento da relação entre a penetração
e a largura de cordão (26,27,28).
\
A operação de pulso e obtida combinando a saída de duas
fontes de trabalho a dois níveis de corrente. Uma atua como
corrente de fundo (background), preaquecendo o metal de base, a ou-
tra fornece a corrente de pico (peak) e i responsável pela fu-
são do metal. DAVIES e GARLAND (29) ressaltam as boas caracte-
rísticas do TIG pulsado, em conjunto com a corrente modulada.
Tais autores verificam um refino de grão da solda, devido a
fragmentação da frente dendrftica da interface sõlido-iTquido,
que ocorre devido a flutuações térmicas geradas na variação da
entrada de energia.
13
A utilização da modulação da corrente na melhoria de juntas
soldadas, quanto ã reprodutibil idade e penetração, em processos
automáticos também são comentados por RUDAZ e FERRARI (30).m
Segundo a literatura o processo de soldagem TIG automa-• •
tizado vem sendo empregado para'a soldagem de vedação de vare-
tas de elementos combustíveis para reatores nucleares em diver-
sos países do mundo (25,31,32).
As dificuldades encontradas na soldagem desses componejri
tes são:
- dimensões reduzidas;
- diferença de massa entre as partes a soldar;
- responsabilidade da solda.
De tal modo diversos autores (25,31,32,33,34) chamam a
atenção para a importância da limpeza prévia das partes, do a-
juste entre as peças, da configuração do eletrodo, e do perfei-
to controle dos parâmetros de soldagem para à obtenção de uma
solda perfeita. Os mesmos pesquisadores indicam como resultado
de problemas operacionais, defeitos do tipo: porosídade, trin-
cas no metal de solda, vazios de solidificação, falta de pene-
tração, contaminação de tungstenio e distorção no componente.
14'
II .4 SOIDABILIDADE DE AÇOS INOXIDÁVEIS AUSTENTTICOS
Os aços inoxidáveis austení t icos , da família 18-10, apre_
sentam boa soidabil idade. Estes aços apresentam uma estrutura
austeno-ferrítica que elimina o risco da formação de martensita
e garante a ductilidade e tenacidade do material editando, dejs
ta forma, o aparecimento de trincas a f r i o . Além dis to , este a-
gregado, dado â suà natureza microestrutural, não sofre rápido
crescimento de grão a temperaturas elevadas. Assim, preaqueci-
mentos e tratamentos térmicos tornam-se dispensáveis. Esta es-
trutura aparece devido a elevada velocidade de resfriamento, com
conseqüente segregação durante a so l id i f i cação , capaz de propi-
ciar o aparecimento e a estabilidade da ferrita (27) .
\
0 grande problema da soidagem destes aços são as t r in -
* cas a quente no metal de solda e na ZTA. As teorias mais acei -
tas para a explicação dessas tr incas , baseiam-se ná ação conjun-
ta de dois mecanismos que são as tensões de contração durante a
sol idi f icação e a formação de filmes interdendríticos de baixo
ponto de fusão ou que fragilizam o material. Estes são decor-
rentes da segregação de elementos formadores de eutét icos de
baixo ponto de fusão ou que favorecem a precipitação de consti-
tuintes como oxídos, carbetos ou fases intermetalicas durante
a sol idif icação (27 ,29 ,35) . *0 filme líquido ou os precipitados
frágeis submetidos a tensões de contração, que já aparecem em
torno da temperatura em que a maior parte da solda jã está s o l i -
dificada, não resistem e trincam., Elementos como o P e S, o
15
carbono entre 0,02 e 0,081, o Ti, Nb, Si, Ni, Bo e Cu ativara o
•ecanismo supracitado (27).
Tais fenômenos cabem também para explicar o trincamento
da ZTA, sendo a segregação decorrente do crescimento de grão,
uma vez que a migração do contorno de grão varre as impurezas
em seu caminho, retendo-as- no contorno (27) i Sucessivos ciclos
térmicos durante asoidagem associados a um material de compos^
ção química propicia a formação de carbetps ou fases interraetã-
licas tendem também a favorecer o trincamento na ZTA.
0 problema, entretanto,' pode ser evitado com a diminui-
ção do grau de restrição da solda, para que tensões de contra-
ção sejam minimizadas, e garantindo a composição química do me-
tal fundido com teor de ferrita entre 1 a 8%, visto que esta
é capaz de solubilizar mais impurezas segregadas, tem maior ca-
pacidade a deformação a temperaturas elevadas do que a austeni-
ta, aliviando tensões, e propicia uma granulação mais fina, di-
minuindo mais a possibilidade de formação de um filme frágil ou
de baixo ponto de fusão (26,27). --*_
Pelo que foi mencionado acima a respeito da microestru-
tura e composição química do metal de solda, fica realçada a
importância do mesmo. SCHAEFFLER(36) relacionou-a composição»
química do metal fundido ã sua respectiva microestrutura, expr£
mindo este trabalho sob forma de um diagrama que indica a micr£
estrutura do cordão de solda em função dos elementos formadores
de austenita e ferrita, Ni e Cr equivalentes, possibilitando com
isto previsão do trincamento a quente e ajudando na seleção do
metal de adição mais Indicado. Tal diagrama pode ser visto na
16
Figura II.8.
II.5 INSTABILIDADES MICROESTRUTURAIS - .
Os aços inoxidáveis austernticos operam, em geral,, em
condições de trabalho submetidos a temperaturas elevados, nas
quais diversos constituintes podem precipitar, vindo muitas ve-
zes, a influenciar de forma significance as propriedades mecânj^
cas desses materiais.
As fases que precipitam nessas ligas são carbetos cujos
mais comuns são o M23C6* ° 6 C e ° C* e íases Intermetãlicas,
sendo as mais importantes a fase Sigma (a), a Chi (x) e a fase
de Laves (n) (37,38,39).
v.
Tais precipitados ocorrem nos aços inoxidáveis austeni-
ticos em diversas faixas de temperatura, e seu aparecimento é
função do tempo de permanência na temperatura, da composição
quTmica da liga e de tratamentos térmicos ou-mecânicos sofridos
previamente pelo metal. ' .'"''.'• •
Dos carbetos, o M 2 3C g S o mais Importante, principalmeji
te por poder vir a acarretar perda de resistência a corrosão iji
tergranuiar (37). Sua precipitação ocorre primeiro nas interfa_
ces ferrita-austenita seguida por rápida precipitação em conto£
no de grão, macias não coerentes e inclusões não metálicas, pos_
teriormente aparecem em macias coerentes e finalmente de forma
Intragranuiar (38).
17
O M23Cg ê um carbeto de.cromo, que pode ser substituído
parcialmente pelo Fe ou pelo Ho. Em aços contendo Mo, como o
316 e 316L, o-carbeto observado tem sido da forma (Cr,7 Fe^ 5
Mol,5)C6 ou (Cr16 F e5 M o2 > V '
Temperaturas de recozimento elevadas e trabalho :a frio
impostos ao material previamente, aceleram a reação de precipi-
tação deste constituinte. 0 primeiro pode ser atribuído a me-
nor area de contorno, devido ao crescimento do grão, associada
a maior concentração de lacunas. Enquanto o segundo pode ser
explicado pelo aumento de sítios de nucleação, tal como discor-
dancias (38).
Outro carbeto» o MC, aparece nos aços inoxidáveis auste
nTticos estabilizados ao Ti ou Nb como o 321 e o 347. Eles evj.
tarn a corrosão intergranular, uma vez que ao formarem TiC ou
NbC reduzem o carbono da.matriz diminuindo a possibilidade do
^23^6 (^7,37). A precipitação deste carbeto é, em geral, intra
granular e aumenta a resistência da liga a solicitações de
fluência. Ele também precipita intergranuiarmente após tempera_
turas muito elevadas, superiores a 1300°C, o que ocorre em re-
giões de um material soldado, e podem levar a um tipo de corro-
são em meio nítrico concentrado e quente, conhecido como "knife
- edge a t t a c k " ( 2 7 , 3 7 ) . " ." • • ' • . • . , ' •
, ' • • • ' ' - ' i
I
Aços inoxidáveis austeniticos contendo Mo, estão suje i -
tos ao aparecimento do carbeto MgC, em geral associado a preseji
ça de fases intermetãlicas. Sua precipitação se dá principaimen
te ã temperaturas mais elevadas, e l igas ricas em Ni favorecem
sua formação. Normalmente aparece Intragranuiarmente embora for
18
nação intergranular também seja observada (38).
WEISS e STICKLER (38) determinaram o MgC no aço inox
316 na faixa de temperatura de 650°C para tempos de envelheci-
mento em torno de 1500 h. Os autores sugeriram que o mesmo se
forma a partir do Mo-aCc obedecendo a seqüência M9,C,
(FeCr)21 Mo2 Cg • ° » MgC. Isto i evidenciado pelo atraso da
precipitação, djo M^Cg e fases intermetaiicas como x e x\ quando
ocorre o MCC.
Como já foi mencionado, as fases intermetaiicas mais im
portantes que se formam nos aços inoxidáveis austenTticos são a
fase a, a x e a n. Elas precipitam em uma faixa de temperatu-
ra de 600°C a 1Í5O°C. E as condições para que isto ocorra são
muito complexas dependendo da composição química e da história
termo-mecânica do material (37,38,39).
A fase o- e a mais estidada e discutida, trata-se de um
composto intermetãlico, duro, frágil e não magnético. Sua es-• » • •
truturà cristalina e geralmente tetragonal e-a.presenta freqüen-
temente as seguintes composições químicas: FeCr, FeNo, FeCrMo
(37,38). .
i * •
Esta fase atua de forma significante nas propriedades me
\ cânicas dos aços inoxidáveis á*usten?ticos, sendo seu efeito mais
í característico, o endurecimento e a redução a tenacidade na tem-
peratura ambiente. Este efeito também é sentido a'temperaturas
mais elevadas, até 650°C. Em condições de precipitação onde a
fase a aparece finamente dispersa no interior do grão, pode
19
ocorrer aumento de resistência .a temperaturas elevadas. Entre-
tanto, para taxas de deformação muito baixas, ao contrario, a
resistência pode ser reduzida (37,40).
Autores evidenciam (37,38,39) que o trabalho a frio tejn
de a acelerar a cinética de precipitação desta fase, e atribuem
tal efeito ao aumento ocorrido na taxa de difusão. Os mesmos
pesquisadores observam que elevadas temperaturas de recozimento,
levando a uma diminuição na tendência desta precipitação, e re-
1 acionam este comportamento ao aparecimento de granulação gros-
seira, resultando em um longo percurso por difusão dos elementos
formadores de o.
A cinética da formação da fase a ainda é muito debatida.
SINGHAL e MARTIN (41), acreditam que esta fase nucleie a partir
da ferrita. Enquanto WEISS e STICKLER (38) afirmam que ela sur
ge da decomposição de carbetos. Atualmente é bem aceito que
a fase a possa também nuclear a partir da austenita do mesmo m£
do que da ferrita (37), podendo cada um destes modos ocorrer de_
pendendo da liga e de condições de precipitação. WEISS e
STICKLER (38) apontam como seqüência de precipitação da fase o: pri-
meiro nos pontos tríplices e contornos de grãc, apÕs muito tem-
po, no contorno de macias incoerentes, e finalmente, nucleiam ijn
tragranularmente e em inclusões de Õxidos. •
As fases x e n são menos documentadas pela literatura.
WEISS e STICKLER (38) constatam precipitação de x em curtos pe-
ríodos de tempo sucedendo a nucleação de carbetos precipitando
Inicialmente nos contornos de grão, a seguir nos contornos de
20
nacla incoerente e finalmente no interior do grão. Enquanto a
fase n ocorre a partir de tempos bem longos, aparecendo prefe-
rencialmente no interior dos grãos e ocasionalmente nos contor-
nos de grão.
As soldas de aços inoxidáveis austeniticos, na. condição
- como soldados, não contêm normalmente a fase a ou quaisquer pre
cipitados irwtermetãlicos devido as elevadas temperaturas alcan-
çadas, capazes de dissolver tais constituintes, e ao rápido res
friamento, retendo as estruturas existentes nas temperaturas e-
levadas. Entretanto, a estrutura particular da zona fundida pode fa-
cilitar a formação de compostos intermetálicos, uma vez que a
segregação durante a solidificação, pode enriquecer o metal fundi-
do em elementos formadores de ferrita e possibilitar a formação da fase o.
Desta forma, processos de snultipasses poderá gerar o aparecimento destas fases
tanto no metal de solda como na ZTA (27).
II.6 MECANISMOS DE DEFORMAÇÃO E FRATURA
As varetas de elemento combustível, principalmente em
reatores rápidos, trabalham em. condições de temperatura e pres_
são, as quais fazem com que fiquem submetidas a fluência. Des_
te modo, este tópico trata dos mecanismos de deformação e fratu
ra em fluência.
Um metal pode ser deformado plasticamente por vários ine
canismos distintos e independentes que são competitivos, sendo
a temperatura e as tensões aplicadas os fatores que determinam
qual o dominante. Normalmente eles podem ter seu comportamento
representado por equações matemáticas exponenciais e seus cam-
pos de atuação delineados pelos mapas de mecanismos de deforma-
ção. Os mecanismos que controlam o comportamento mecânico em
fluencia são abaixo descritos:
Deslizamento de discordâncias. Este mecanismo ocorre devido a
.movimentação das discordâncias tia rede desde que as tensões a-
plicadas sejam superiores a tensão de liberação, que é devido a
interação discordâncias com outras ou com átomos de solutos, la_
cunas, interstícios ou precipitados (42,43,44). A tensão neces^
sár.ia para a movimentação das discordâncias ê proporcional a
Gb/c, onde c i o espaço médio entre obstáculos, b o vetor de
Burgers e G o módulo de cisalhamento. E a equação constitutiva
adotada (42) é: \
ou
c = ê_ exp - • b»a se o/G >0 KT ~
ê * O se o/G < o0/G
onde: K é a constante de Boltzmann, t a temperatura absoluta, a
área de ativação, afl é a tensão de libi
exponencial que e igual a ê se * Gb/c.
área de ativação, aQ é a tensão de liberação e c o termo pré-
Fluênda por difusão. Neste mecanismo os, contornos de grão são
considerados como fontes e eòrvedouros de lacunas em altas tem-
peraturas, e a difusão de lacunas parte de regiões onde prevalje
cem tensões de tração para as regiões sob compressão, o que faz
com que o grão se alongue na direção de tração aplicada. A
equação constitutiva empregada (43; é:
22
,4 20 . _L Dv (1 • Ü" 4KT d2 v d D
onde o é a tensão, íí o volume atômico, d o tamanho de grão, D y
coeficiente de difusão volumetricô, D» coeficiente de difusão
do contorno de grão e AD a seção transversal efetiva de um-con-\
torno de grão para transporte difusionai. De acordo com a tra-
jetoria do fluxo de lacunas pode-se caracterizar dois mecanis-
mos distintos de fluência por difusão, que são o mecanismo de Nabarro-
Herring e o de Coble, no primeiro a trajetória preferencial i
pelo interior do grão enquanto no segundo é pelo contorno des-
te (42,43,44). '
Fluência por discordância. A temperaturas acima de 0,5 Tm (Tm=
temperatura absoluta de fusão) e tensões relativamente altas,as
discordancias se movem controladas por escalagem, onde as lacu-
nas difundem-se para os semi pi anos das discordancias que apre-
sentam orientação paralela a tensão de tração aplicada. Este
mecanismo, ao contrário do de deslizamento de discordancias, é
controlado por difusão e a taxa de deformação não e função li-
near da tensão como é freqüentemente observada na fluência por
difusão (42,43,44}. Sua equação constitutiva ê (42):
KT
onde A e n são constantes, y modulo de cisaihameirto.
23
Um mapa de deformação mostrando os mecanismos que atuam
preferencialmente nas condições especificas de temperatura e
tensão 5 ilustrado na Figura II.9.. À Figura 11.10 ilustra os
mecanismos descritos anteriormente.
Como visto anteriormente, um metal quando submetido a
'uma tensão aplicada, pode' se deformar por diversos modos, da
mesma forma existem vários mecanismos em fluência que podem le-
var o material a fratura. Eles são basicamente em número de
quatro: fratura dúctil, fratura transgranular por fluência, fra
tura intergranular por fluência e ruptura dúctil, e podem ocor-
rer isoladamente ou em conjunto, dependendo das condições de
temperatura e tensão a que o material esta submetido. A Figura
LI.11 ilustra tais mecanismos, que serão comentados a seguir.
\ .
Fratura dúctil. Este mecanismo ocorre com nucleação e cresci-
mento de vazios nas inclusões, que quando suficientemente gran-
des coal escem levando o material a fratura.
Nas inclusões duras, que resistem ã .deformação, hã con-
centração de tensões que se elevam com o prosseguimento da de-
formação da matriz ate que, ao se alcançar um valor critico, e£
sas tensões sejam relaxadas pelo trincamento das inclusões ou
pela forr.?ção de vazios nas interfaces inclusãp/matriz. Os
vazios assim nucleados crescem ate que um determinado nível de
deformação seja atingido, no qual a plasticidade torna-se loca-
lizada, os vazios coaiescem e a partir da?, pouca, elongação o-
corre até a fratura. Normalmente, este tipo de fratura apreser»
ta um modo transgranular, mas se a densidade de inclusões ou
vazios pré-existentes e mais alta no contorno de grão, ela pode
24
ocorrer intergranularmente.
Fratura transgranular e intergranular por fluincia. A fratura
transgranuiar por fluencia ocorre de maneira Idêntica a fratura
dúctil, so que a temperaturas acima de 0,3 Tm (onde Tm - tempe-
ratura absoluta de fusão) o metal então sofre fluincia»* o ' que
tende a diminuir as tensões internas e estabilizar o escoamento
retardando respectivamente a nucleaçao e coalescência de vazios.
Com tensões mais baixas e tempos de fratura maiores, observa-se
que o modo de fratura passa de transgranular para intergranular.
A literatura (44,45,46,47) classifica este modo de fratura em
dois tipos, intergranular por trincas em aresta, e por cavidades
lenticuiares. A primeira prevalece em condições de temperatura
e tensão relativamente mais elevadas que a segunda.
Na fratura por trincas em aresta, a nucleaçao e o cres-
cimento das trincas ocorre por deslizamento de contornos de
grão. A nucleaçao ocorre em pontos tríplices devido a concentra
ção de tensões nessas regiões, promovida pelo deslizamento de
contornos que se apresentam formando normalmente um ângulo de
45° com a direção de tração,* como ilustrado na Figura 11.12. As
trincas crescem então em contornos formando agora um ângulo de
90° com a direção de tração. _ ' * - . •
As cavidades lenticulares nucieiam-se em irregularida-
des ao longo do contorno de grão, tais como inclusões ou segun-
das fases. Nestas irregularidades, devido ao deslizamento de
contorno, se concentram tensões que podem promover localmente a
decoesão propiciando a nucleaçao de cavidades. Um modelo deste
25
processo encontra-se esquematizado na Figura 11.13. Segundo
este modelo de BEERE et aiii (48), a nucleação ocorre pelo meca
nismo de fluência por discordância, sendo o crescimento do va-
zio um processo conjunto de fluência por difusão e por discor-
dância, com o decréscimo de tensão e temperaturas elevadas o
crescimento pode ocorrer somente por difusão.
Ruptura dúctil. A temperaturas elevadas o mecanismo de ruptura
dúctil pode ser acionado. 0 material tracionado, ao se tornar
mecanicamente instável, apresenta uma deformação localizada fo£
mando um pescoço que progride ate que a área da seção transver-
sal se anule. ASHBY et alii (45) ressaltam que para que o pro-
cesso ocorra, e necessário que a nucleação de vazios seja supri^
mi da, ou caso porventura nucleados, não haja coaiescimento. A
recristalizaçao dinâmica, que permite uma intensa relaxação de
tensões junto as inclusões, é o mecanismo que freqüentemente con
duz os materiais comerciais ã fratura por ruptura dúctil.
26
CAPITULO III
MATERIAIS E MÉTODOS
III.1 MATERIAIS .
• • .
Foram utilizados para a realização do trabalho, tubos
de aço inoxidável austenitico AISI 316, sem costura, com encrua_
mento na faixa de 20%, apresentando diâmetro externo de 8 mm e
espessura de parede de 1 mm, cortados em seções'de 50 mm de com
primento, bem como barras de material similar com 8 mm de diâtne
tro que foram usinadas para a confecção dos pinos tampão. As
composições quTmicas respectivas são vistas na Tabela III.1.•*\
Foram utilizados dois projetos de pinos denominados
ocos e compactos e cujas dimensões são vistas na Figura III.1.
Uma variação do desenho do pino compacto, possuindo em suas ex-
tremidades adoçamento e rosca-, respectivamente, também foi em-
pregado visando os ensaios mecânicos e i apresentado nesta mesma
Figura.
Para a realização da so Ida gem,- utilizou-se o processo
TIG autõgeno, sendo empregada uma máquina Linde modelo UCC 350.
0 processo foi automatizado com t utilização de um dispositivo
eletrônico que permitia o controle de tempo de subida, patamar
é queda de corrente, auxiliado por um sistema composto de dois
pequenos tornos mecânicos em que um deles, acoplado a um motor,
garantia a velocidade de rotação com o tubo fixado pela placa
27
de castanha e o pino apoiado pela contraponta, o outro, posici£
nado paralelamente a este, servia como porta tocha, permitindo
com precisão adequada seu movimento vertical, horizontal e angji
lar. 0 equipamento descrito ê mostrado nas Figuras III.2- e
III.3.* • #
III.2 ENSAIOS PRELIMINARES
As medidas dos tubos seccionados e dos pinos usinados fo
ram verificadas por meio de um projetor de perfis, dado a nece£
sidade de um ajuste perfeito entre as duas peças para diminuir
a possibilidade de defeitos na solda. Uma vez limpos e desen-
graxados com acetona durante cinco minutos em aparelho de 1imp£
za ultrasônica, os pinos e tubos manuseados com luvas de algo-
dão eram encaixados e posicionados no sistema de soldagem. Apôs
esta operação, as soidas eram realizadas utilizando-se para tal
um eletrodo de tungstenio tori ado de 1,6 mm de diâmetro e argõ-
nio como gás de proteção a um fluxo de 20 //min, variando-se os
seguintes parâmetros:
- numero de rotações: 1 e 2
- velocidade de rotação': 10, 15 e 20 (rpm)
- tempo de soldagem: 3, 4, 6, 8 e 12 (s)
- corrente de soldagem: 15, 20, 25 ..., 60 (A)
- comprimento do arco: 0,5, 1,0 e 1,5 (mm)
- - posição do eletrodo em relação ã junta: 0,0*e 0,2 (mm)
- voltagem: 10, 11, 12, 13 e 14 (V)
Tais parâmetros combinados permitiram a execução de 55
soldas para cada tipo de pino. Aqui cabem certas explicações
28
ã respeito dos parâmetros de soidagem, para melhor compreensão
do procedimento. Por número de rotações denominou-se o número
de giros efetuado pelo tubo na corrente real de soldagem. Por
tempo de soldagem, o tempo no qual esta corrente foi mantida,
cumprindo lembrar que sempre a subida e a queda da corrente se
realizaram cada uma na metade do tempo para que uma rotação fos_
se efetuada. Assim, a solda com uma rotação realizou meio giro
para subida de corrente, meio para descida e um giro na corren-
te real de soldagem, e a solda com duas rotações realizou meio
giro para subida, meio para descida e dois na corrente de so1da_
gera. A Figura II1.4 complementa a explicação. Foram utiliza-
das duas posições de eletrodo em relação ã junta, uma com o el£
trodo sobre a mesma e outra 0,2 mm deslocado em direção ao pino
como ilustrado na Figura III.5. Quanto ã regulagem do com-
primento do arco esta era feita tocando-se o eletrodo na pe-
ça e através do avanço do torno, este era suspenso até a medida
desejada, o que era confirmado por um calibre de lâminas.
III.3 SELEÇÃO DOS PARÂMETROS IDEAIS
Realizadas as 110 soldas preliminares, estabeleceu-se o
critério para a seleção daquela que apresentaria os parâmetros
ideais. Tal critério foi baseado nos seguintes itens:
- ausência de defeitos após exames visual e metalogrãfi^
co;
- penetração maior que a espessura do tubo ao longo de
todo o cordão;
29
- maior relação entre a penetração e largura de cordão.
Para tanto» os corpos de prova soldados, após Inspeção,
visual, foram seccionados longitudinalmente, com auxilio de má-
quina de corte Discoton no ponto de extinção do arco. 0 01 ti-
•o foi escolhido por ser local de fácil identificação devido ao
àfinanento do cordão. A s-eguir, tais amostras foram preparadas
de maneira adequada, para que observações metalogrãficas e medi^
das de penetração e largura fossem efetuadas.
A fim de se examinar a reprodutibilidade do processo e
a garantia da solia escolhida, foram executadas 20 soldas com
os parâmetros selecionados. As mesmas foram submetidas a teste
de estanqueidade por fuga de gas Hélio com o emprego de um
Mass Spectrometer Leak Detector - Varian 925-40 com vácuo de
10 militorr. Também procedeu-se a exames de Raios-X, para os
quais foi necessária a utilização de un bloco compensador de a-
ço inoxidável austenTtico de modo a melhorar a resolução radio-
grafica. Tal procedimento permitiu o perfeito contacto entre a
peça e o filme, o que não e possível com tubos.de pequeno diãme_
tro. Cada amostra era radiografada duas vezes a fim de que o
vértice da elipse correspondente ao cordão de solda, que não
permitia análise na primeira radiografia, fosse examinado na se_
gunda, efetuada apôs uma rotação de 90° da amostra. A Figura
Hi.6 Ilustra os fatos e as condições dos exames são mostradas
na Tabela III.2.
Devido a constatação de diferenças de penetração ao lo£
go do cordão de solda após o seccionamento das amostras prelinrT
30
nares. deliberou-se verificar sua variação ao longo do mesmo sen
do para isto tomados 4 dos 20 corpos de prova anteriormente em-
pregados na verificação da reprodutibilidade do processo, que
foram seccionados longitudinalmente, com disco de diamante evi-
tando perda de material no corte e garantindo precisão. As amos
trás foram cortadas da seguinte forma: o primeiro corte reali-
zado no ponto de extinção do arco e os três seguintes a 45°, 90°
e 135° em relação ao primeiro, como verificado pela Figura
III.7. Após este procedimento, as quatro amostras foram lixa-
das, polidas e atacadas, fornecendo cada uma delas duas regiões
de modo que as 8 medidas de penetração e largura fossem efetua-
das. •
III.4 PREPARAÇÃO DE CORPOS DE PROVA
. Determinadas as condições ótimas de soldagem e verifi-
cada a sua reprodutibilidade, procedeu-se ã confecção de 40 co£
pos de prova, com os parâmetros escolhidos, para análise micro-
estrutural, ensaios de tração, ensaios de fluência e determina-
ção de microdureza, sendo todos devidamente radiografados após
a soldagem. Para a execução destes corpos de prova, fez-se ne-
cessário um furo vazante em um dos pinos de sua extremidade, de
modo a evitar pressão interna e possibilitar a execução da sol-
dagem. A Figura III. 8 ilustra o corpo de prova.
Do lote confeccionado, 20 corpos dé prova foram encapsu_
lados em um cilindro de aço inoxidável no qual se fez vácuo até
2xlO"2 torr 1ntroduzindo-se a seguir gás Hélio, sendo então a
31
extremidade selada. Este encapsuiamento foi executado com
lio de uma campanula de atmosfera inerte, desenvolvida no IEN.
Tais amostras-sofreram tratamento térmico de envelhecimento na
temperatura de serviço do componente, seja 650°C, em um 'forno
Heraeus modelo KR-17O, permanecendo no mesmo por 1000 h, apôs* -
o que foram retiradas e resfriadas em água.
III.5 TÉCNICAS DE MICROSCOPIA
Foi realizada analise microestrutural por microscopia £
tica, em microscópio Zeiss Microvideomat II, das soidas prelimj^
nares, bem como de corpos de prova soldados com cs parâmetros
escolhidos, sem tratamento térmico e envelhecidos. Para tanto,
as amostras eram seccionadas, embutidas, lixadas até lixa 600 e
polidas mecanicamente com pasta de diamante até 1/4 u, para en-
tão serem atacadas. As amostras não tratadas sofreram ataque
químico em água regia diluTda e eletrolTtico em solução de áci-
do nTtrico e de ácido crômico. As envelhecidas foram atacadas
com água regia diluTda e em seguida com reagente de Murakami,
sendo também utilizado ataque eletrolTtico com ácido crômico.
Tais reagentes e as condições empregadas encontram-se especifi-
cados no Anexo I. . . •
Para Identificação de precipitados nos corpos de prova
envelhecidos, empregou-se técnica de difratografia por Raios-X,
para Isto as amostras tiveram a região da ZTA e metal fundido,
separadas do restante do corpo de prova e dissolvidas em solu-
ção de ácido clorídrico 5% em cuba eletroiTtica. A seguir, cejV
trifugou-se a solução e no material colhido, procedeu-se o exa-
32
pe por Raios-X.
Os corpos de prova rompidos nos ensaios de tração
e fluencia, também foram observados microscopicamente para a de.
terminação do modo e local de ..fratura. Para a constatação do• . . .
modo de fratura, as superfícies rompidas foram analisadas em um
microscópio eletrônico de varredura ETEC Corporation modelo Aü
toScan. 05 o local de fratura foi. verificado, apôs secciona-
mento e preparação das amostras, por microscopia Õtica.
III.6 ENSAIOS MECÂNICOS
Os ensaios mecânicos utilizados nos corpos de prova não
tratados termicamente e nos envelhecidos foram: tração, fluen-
cia e microdureza.
Os ensaios de tração foram realizados em duas tempera tu
ras, 25°C e 650°C, com o componente como soldado e envelhecido,
sendo usados cinco corpos de prova em cada condição. Para tal
utilizou-se uma maquina universal de tração Instron modelo TTDM,
empregando-se uma velocidade de fonte de 0,05 cm/min. Os en-
saios a 650°C foram realizados em um forno tubular Instron TTDM
com proteção interna de argônio. .0 tubo como recebido também
foi submetido a ensaio de tração segundo a norma ASTM E8-81 (49).
Os testes de fluencia foram realizados, a carga constajn
te, em uma maquina de fabricação WPM modelo ZST 2/3 que possui
três postos de ensaio, cada um composto de forno e sistema de .
carga próprio. Foram feitos oito ensaios, quatro na condição
33
de como soldado e quatro envelhecidos, todos realizados a temp£
ratura de 650°C, sendo empregado sempre o mesmo posto. A temp£
ratura era obtida através de um potenciômetro ligado a três te£
nopares posicionados próximos â superfície do corpo de prQva ao
longo do mesmo, a diferença de temperatura entre os termopares
das extremidades nunca ultrapassou ± 3°C. .
Medida^ de microdureza foram realizadas em um Banco Me-
talogrãfico Reichert MeFp com penetrador de diamante tipo Vic-"
kers,a uma carga de 30 g em amostras previamente atacadas. Fo-
ram, tomadas medidas ao long"o do corpo de prova como soldado e
envelhecido, nas regiões do tubo, ZTA, metal fundido e pino,com
quinze impressões por zona.
34
CAPITULO IV
RESULTADOS
_JV.l ENSAIOS PRELIMINARES E SELEÇÃO DOS PARÂMETROS\
m
O equipamento de soldagem TIG empregado, permitiu a rea
lização das soldas nas diversas condições pré-estabelecidas., ga_
rantindo a eficiência do processo. • -
. Por observações efetuadas nas soldas preliminares:, verj^
ficou-se que dentre os dois projetos de pino empregados, aque-
le dito compacto, apresentou melhores resultados do que o deno-
minado oco, sendo por isto selecionado para a seqüência de expe_
rimentos.,
Com base nos dois critérios anteriormente mencionados,
ausência de defeitos apôs exames visual e metaiogrãfico, e pene
tração maior que a espessura do tubo ao longo de todo o cordão,
elaborou-se a Tabela IV.1 que apresenta os melhores resultados
obtidos entre todas as soldas efetuadas com pinos compactos.. A
partir desta tabela, levando-se em conta o 39 critério, de
maior relação penetração/largura, selecionou-se a solda S,oo que
apresentou os parâmetros ideais.
A titulo de Informação, os parâmetros de todas as sol-'
das efetuadas, suas penetrações e larguras de cordão, bem como
a Ilustração de alguns defeitos ass ciados as condições de sol-
35
da gem, encontram-se no Anexo II..
Escolhidos os parâmetros de solda» vinte corpos de pro-
va para teste de reprodutibilidade foram preparados soldados eÍ:
submetidos a exames ,de Raios-X, sendo constatada falha de pene-
tração em um deles, e porosidade em dois outros. As amostras
restantes foram submetidas a teste de estanqueidade não sendo
detectado fuga de Hélio em nenhum dei es. Estes resultados nos
permitiram considerar satisfatória a reprodutibilidade de pro-
cesso e a garantia dos parâmetros escolhidos.
A verificíção da penetração ao longo do cordão, foi fej^
ta através de quatro amostras seccionadas, dos corpos de prova
do teste de reprodutibilidade, e seu resultado pode ser visto
na Figura IV.1. Nesta, observa-se uma região de menor penetra-
ção, onde se localiza o ponto de extinção do arco, e outra de
maior penetração, simetri-camente oposta'a esta.
IV.2 PREPARAÇÃO DE CORPOS DE PROVA ---
Os quarenta corpos de prova confeccionados visando os
ensaios metalograficos, de tração e de fluência foram todos ra-
diografados, tendo-se constatado ausência de defeitos, o que
fortalece o resultado do teste de reprodutibil idade. Dentre es_
tes, vinte foram submetidos a tratamento térmico de envelheci-
mento durante 1000 h a temperatura de trabalho, 650°C. A efic£
cia do ecapsulamento efetuado nas amostras tratadas termicamen-
te foi comprovada, pois as mesmas não apresentaram oxidação su-
perficial além de manterem suas dimensões compatTveis com as
36
iniciais.
IV.3 ANALISE METALOGRÃFICA - '
O aspecto metalogrãfico de corpos de prova soldados, sem
tratamento térmico é observado nas Figuras IV.2 a IV.12. A con-
formação do cordão de solda é* visualizada na Figura IV.2, cujo
ataque com água regia diluída revelou apenas a estrutura do cor
dão. Esta permite que se note a região de contacto tubo/pino a_
parecendo como um entalhe na solda. 0 ataque eletrolitico em
solução de ácido nTtriço, permitiu as observações seguintes. As
Figuras IV.3 e IV.4 detalham a mieroestrutura do metal fundido
apresentando grãos colunares adjacentes ao metal de base e equj^
axiais ao centro. Observou-se também, empregando-se o reagente
ãgüa regia ou ácido crômico, Figuras IV.5, IV.6 e IV.7, ferrita
no metal fundido, principalmente na linha de fusão. A estrutu-
ra da ZTA aparece nas Figuras IV.8, IV.9 e IV.10, evidenciando
duas granuiações, uma grosseira junto ao metal fundido e outra
fina mais afastada. Finalmente, a estrutura do metal de base
i mostrada na Figura IV.11 atacada em ãguá regia e a .- Figura
IV.12 revela seu aspecto quando atacada com ácido crômico. .
A amostra tratada termicamente é apresentada em uma vi£
ta geral na Figura IV.13. Pela análise microgrãfica desta amo£
tra atacada em água regia diluída, constatou-se o aparecimento
de precipitados no metal de base, em contorno e Interior de
grãos e macias, provavelmente carbetos de cromo dos tipos I^Cg
ou MgC, Figuras IV.14 e IV.15, e na ZTA são possivelmente carbe
tos e fases intermetálicas a ou n» Figuras IV.16 a IV.19. Pre-
37
cipitação no metal fundido também foi verificada, sendo identi-
ficada como fase o e ferrita indicada nas Figuras IV.20 e
IV.21.
* Para verificação destes precipitados empregou-se um a-
taque diferencial com Murakami apôs a água regia, e realizou-se
'analise por difração de Raios-X. Seus resultados podem seri
observados nas'Figuras IV.22 e IV.23, que mostram a região da
ZTÀ e linha de fusão, apresentando precipitados coloridos de'
azul, confirmando fase a, e o difratograma obtido a partir do
metal fundido e ZTA, determinando tais precipitados como sendo
fase a do tipo FeCrNo e carbetos Cr23C6* na Figura IV.24.
As. Figuras IV.25, IV.26 e IV.27 apresentam uma compara-
ção entre as microestruturas dás amostras como soldadas com as
envelhecidas, submetidas a ataque eletrolTtico com ácido crõrai-
co. Estas realçam as diferenças existentes entre estas amos-
tras, revelando no corpo de prova como soldado apenas macias,
tanto no metal de base como na ZTA, enquanto a amostra envelhe-
cida aparece de modo bem diferente, mostrando^ várias granulações
e evidenciando a presença de precipitados.
IV.4 ENSAIOS MECÂNICOS
Foram realizados ensaios mecânicos de tração a 25°C e
650°C nos corpos de prova envelhecidos e como soldados bem como
no tubo como recebido. Os resultados são apresentados na Tabe
Ia IV.2 e a Figura IV.28 mostra sua representação gráfica a fim
de facilitar a visualização. As o servações feitas foram:
38
- os valores de óv e oD para o tubo, a 25 C, são bem
superiores aos de Or. (limite de escoamento do componente) e
oR, dos componentes como soldado e envelhecido;
- os ensaiqs de tração a 25 C apresentaram o E C e oR S£
periores aos dos ensaios realizados a 650°C;
- ã temperatura ambiente, ov* e oR do componente envelhe
ei do foram superiores aos do componente como soldado;
- a 650°C, 0pp do componente envelhecido foi superior ao
do como soldado, mas oR foi inferior.
Os ensaios de tração a 650°C dos componentes como solda_
dos permitiram a observação do mecanismo-de envelhecimento din£
mico indicado na Figura IV.29.
Os resultados dos ensaios de fluência são observados na
Tabela IV.3. Com base nestes, obteve-se um grafico tempo ver-
sus tensão, que fornece a vida ã ruptura do" componente como soj^
dado e do envelhecido, a temperatura dè 650°C, mostrado na Figjj• • *
ra IV.30. Este indica uma diminuição da vida ã ruptura do com-
ponente envelhecido.
Os resultados de microdureza obtidos nos corpos de pro-
va como soldado e envelhecido, aparecem no perfil de microdure-
zas, Figura IV.31. Nesta, observa-se que os valores de dureza
são superiores, em todas as regiões, para o corpo de prova enve_
lhecido em relação ao como soldado. Em ambas as condições, co-
39
Bo soldado e envelhecido, a ZTA apresenta um nível.de dureza bem
inferior ao do metal de base, aproximadamente 50% e 30X respec-
tivamente. Observou-se também que no corpo de prova como sold,a
do, o metal fundido apresentou dureza inferior a ZTA, enquanto
no envelhecido a situação foi inversa.
IV.5 LOCAL E MODO BE FRATURA
Observações metalográficas e fratograficas foram as tec
nicas empregadas para a determinação do local é do modo de fra-
tura ocorrido nos ensaios de tração é fluincia do componente co
nó soldado e envelhecido. Nos ensaios de tração realizados no
componente como soldado nas temperaturas de 25°C e 650°C, as
amostras romperam aparentemente no metal fundido, como indica a
microestrutura vista nas Figuras IV.32 e IV.33. A superfície de
fratura dessas amostras apresentou um modo de fratura caracteM.
zado pela formação de microcavidades, que estão ilustradas nas
Figuras IV.34 a IV.36. A Figura IV.36, que corresponde a supe£
ficie de fratura do componente tracionado ã 650°C, evidencia a
presença de precipitados no interior dessas microcavidades. Uma
análise pelo EDS (Energy Dispersion System} em um desses preci-
pitados indicou uma composição aproximada de: 49% Fe, 46% Cr.,
n Mo e 2% Ni.
A fratura dos componentes envelhecidos, tracionados em
ambas as temperaturas, ocorreu na ZTA evidenciado pela microes-
trutura do loca! rompido nas Figuras IV.37 e IV.38. Nestas a-
mostras, o exame da superfície de fratura indicou um modo inte£
granular, Figuras IV.39 e IV.40, onde se notam os grãos e em
40
sua superfície a formação de pequenas microcavidades.
Dos corpos de prova rompidos em fluência, quatro foram
examinados quanto ao modo e local de fratura: dois como solda-
dos o dois envelhecidos, sendo correspondentes ao maior e menor
tempo de ruptura.
A observação do local de fratura dos corpos de prova co_
no soldados indicou que os mesmos romperam de um lado do tubo
na ZTA, e, no lado simetricamente oposto a este, na ZTA e no
metal fundido, como indicam as microestruturas vistas nas Figui
ras IV.41, IV.42 e IV.43. Foram observados também, o apareci-
mento de trincas superficiais intergranuiares junto a parede do
tubo na região da ZTA, indicadas nas Figuras IV.44 e IV.45,tr|n
cas intergranuiares em aresta na ZTA, Figuras IV.46 e IV.47, e
vazios no metal fundido, Figuras IV.41.b, IV.42.b, IV.43.b e
IV.48. Estas amostras indicaram aparentemente um modo de fratu
ra misto jã que sua superfície de fratura expõe microcavidades e
superfícies de grão como pode ser visto nas Figuras IV.49 e
IV.50. A Figura IV.51 mostra o modo de fratura em uma região a
180° do local observado na figura anterior.
0 local de fratura observado nas amostras envelhecidas,
mostrou apenas a microestrutura da ZTA, Figuras IV.52 e IV.53.
Nestas amostras, o modo de fratura foi caracterizado pela forma,
ção de microcavidades e vazios como se observa nas Figuras
IV.54 e IV.55.
41
DISCUSSÃO
.Y.I PROCEDIMENTO DE SOLDAGEM E SELEÇffO DE .PARÂMETROS\ • • • -
O equipamento de soldagem TIG automático, desenvolvido
no IEN, para a realização de soldas para sélagem de varetas cem
bustTveis, mostrou-se eficiente, uma vez que forneceu precisão
dos parâmetros pri-estabelecidos: velocidade de rotação, tempo
de corrente para soldagem e altura do eletrodo. Inicialmente,
entretanto, foi caracterizado um descontrole do dispositivo elje
trõnico de regulagem de tempo de subida, patamar e queda de co£
rente, devido a influência de um campo eletromagnético da fonte
TIG sobre o dispositivo. Tal problema foi eliminado com a uti 1J.
zação de supressores de ruídos e por mudança no posicionamento
dos cabos da tocha e do terra.
A corrente empregada na execução das soldas em questão
foi continua com polaridade direta como recomendada para aços
Inoxidáveis (26,27,28). 0 gás de proteção argõnio foi usado
por ser aconselhável para materiais de pouca espessura, já que
permite estabilidade de arco em correntes mais baixas devido
ao seu maior potencial de ionização e por seu preço mais acess^T
vel (26,27). 0 fluxo de gás de proteção usado, de 20 Z/min, foi
estabelecido apôs experimentos com vazão te 10 e 15 l/min em
que se notou que o material apresentava-se ligeiramente mais e£
curecido. 0 aumento para 20 t/min melhorou este aspecto alem
42
de continuar mantendo a estabilidade de arco.
A realização das soldas preliminares permitiu considera
veis observações a respeito deste processo de soldagem nas con-
dições em questão. Diversos projetos de pinos tampão têm sido
Empregados de acordo com as necessidades de projeto de fabri-
cação (25).
0 projeto do pino oco foi utilizado visando evitar pos-
síveis problemas associados a soldagem de peças de grande dife-
rença de massa, passível de ocorrer na vedação de varetas com-
bustíveis, como menciona 6.6. LESSMANN (31). Este tipo de pro-
blema, entretanto, não se apresentou na soldagem dos pinos com-
pactos no presente trabalho. Os ocos entretanto apresentaram-
se mais sensíveis aos parâmetros de soldagem bem como fabrica-
ção mais onerosa. Além disto, observoü-se também que nos en-
saios de detecção de defeitos por Raios-X, pela técnica emprega
da, seu Vazio interno impressionava o filme, tendendo a camu-
flar imperfeições por ventura existentes, tornando deste modo
esta técnica não destrutiva de detecção de defeitos, ineficien-
te. 'Tal diferença entre o pino oco e o compacto pode ser obse_r
vada através da radiografia destes pinos encaixados ao tubo sem
estarem soldados, Figura V.l.
MISHIMA (50) e DE KLEVER (32), trabalhando com soldagem
T1G empregaram também pinos compactos, embora não forneçam a
razão de sua escolha.
43
Autores belgas (33) concluiram em sua pesquisa que a u-
tilização de pinos ocos era ideal» pois reduzia as tensões de
contração evitando o problema de trincas a quente verificado pa_
ra pinos compactos, problema este inexistente no presente* estu-
do.
.-~\ Verificou-se também a importância do posicionamento do
eletrodo em rSiação â junta, devido ã diferença de massa das
duas peças, pinos e tubo, com conseqüente diferença no seu es-
coamento de calor. Desta forma, o posicionamento do eletrodo dj
retamente sobre a junta, acarretou fusão exagerada do tubo, pro
vocando, na grande maioria, afundamento superficial do cordão.
0 deslocamento do eletrodo de 0,2 mm, em relação ã junto, para
o lado do pino apresentou melhores resultados, diminuindo a.
incidência de afundamento superficial. A diferença do escoamen
to térmico no tubo e no pino foi constatada por MISHIMA (50) a-
través de medidas efetuadas por meio de termopares inseridos em
cada um destes componentes, sendo estabelecidos diagramas onde
observou-se que a transferência de calor para o tubo i mais rã-
pida do que para o pino, acarretando uma região fundida no tu-
bo maior que no pino. Esta constatação serviria para apoiar o
procedimento com eletrodo mais deslocado sobre o pino.
Autores americanos (32) investigando este assunto, tam-
bém consideraram mais adequado o posiciQnamento do eletrodo des
locado sobre o pino do que exatamente sobre a junta.
.- ' , \
As soidas preliminares foram examinadas e, de acordo com
critério anteriormente mencionado, selecionou-se parâmetros coji
siderados ideais.
44
Os critérios de ausência de defeitos apôs exames visual
e metalográfico» e penetração maior que a espessura do tubo ao
longo de todo o cordão, utilizados na elaboração da Tabela
IV.1» foram adotados por considerar-se tais quesitos, necessá-
rios para a garantia da juntapdado as exigências de segurança
do componente, em vista de sua aplicação e condições de serviço.
\
0 critério de maior relação P/L, utilizado para escolha
dos parâmetros ideais, foi adotado levando-se em conta que cor-
does apresentando esta conformação, seja lados mais paralelos,
diminuem possibilidades de empeno por distribuirem mais simetr^
caáente as tensões residuais (51). Alem disso, de modo geral,
soidas com estas características são resultantes de processo de
aporte térmico mais baixos. A solda escolhida não apresenta o
menor aporte térmico, como se observa na Tabela IV.1, porem gji
rante penetração ao longo de todo o cordão.
. Embora sol das efetuadas com uma rotação não tenham apre
sentado defeitos, a escolha dos parâmetros, baseada nos crité-
rios mencionados acima, recaiu em uma solda com duas rotações.
PAPELEUX (33) e DE KLEVER (32) no entanto, por encontraram defeitos
do tipo trincas a quente e vazios de solidificação em soidas rea
lizadas com somente uma rotação, recorreram ã segunda, que d1mJ_
nulu os problemas anteriormente observados, o que foi explicado
pelo resfriamento progressivo do cordão possibilitando uma sol^
dificação homogênea e acomodação das tensões. Ambos, entretan-
to, trabalharam com materiais susceptíveis a este problema, o
primeiro com aços estabilizados ao Ti òu Nb, e o segundo com o
45
316, 20% deformado a frio» cujo cálculo de Ni e Cr equivalentes
do tubo e pino indicaram pelo diagrama de De Long, um metal de
solda completamente austenítico. Este não foi o caso no presejrç
te trabalho, em que a composição química fornece um metal fundi^
do com um percentual em torno de 52 de ferrita, como pode ser
visto pelo diagrama deSchaeffler, na Figura II.8, diminuindo a
possibilidade de ocorrência deste defeito.. Deve-se observar pojr
tanto, a importância da seleção dos materiais empregados, que.
podem ser especificados de modo a contornar o problema de trin- *
camento a quente.
Os resultados da verificação dá reprodutibilidade do
processo pela execução de vinte soldas, com os parâmetros esco-
lhidos, foram considerados satisfatórios, uma vez que apenas
três defeitos foram detectados pelo exame de Raios-X. Dentre
estes observou-se um com falta de penetração, atribuída possi-
velmente a dois fatores: uma variação ocasional de amperagem da
fonte de corrente ou um ajuste inadequado do comprimento do arco.
Os dois outros corpos de prova apresentaram porosidade, que po-
deria estar relacionada a falta de ajuste entre o tubo e o pino,
como sugerem trabalhos de YOSHIDA (34) e DE KLEVER (32), passí-
vel de ocorrer a despeito de todos os cuidados com a usinagem e
a precisão dimensional dos pinps.i
A Figura IV.1 mostra como a variação da penetração oco£
re ao longo do cordão de solda indicando o ponto de extinção do
arco como o local de penetração mínima. Esta variação da pene-
tração seria decorrente do procedimento de soidagem utilizado,
aonde o ponto de extinção do arco teria sido aquele que recebeua menor quantidade de calor durant. a soldagem. Uma analogia
46
coro o trabalho de MISHINA (50), onde pode-se concluir que a pe-
netração aumenta a medida que a junta gira sob o arco, confirma
esta observação. A verificação deste ponto com o sitio de pene
tração mínima ao longo do cordão, foi importante, uma vez. que
o critério de seleção adotado exigia que a penetração fosse maior
que a espessura do tubo, confirmando este local como o apropria^
do para o seccionamento das amostras. Além disto, esta opera-
ção tornou-se-mais precisa pela facilidade de visualização des_
te ponto de referência dado ao afinamento superficial do cordão.*
Na discussão de um trabalho decorrente desta pesquisa (52), a-
pr.esentado em recente Encontro Tecnológico, foi mencionado que
a utilização do processo de soldagem TIG por arco pulsado forne
ceria penetração mais uniforme, mesmo se so efetuada a soldagem
em uma sõ volta, reduzindo a variação de penetração.
• v • • • . 1 ; . • .
Y.2 COMPORTAMENTO MECÂNICO, ANALISE METALOGRAFICA EFRATOGRAFIA DO COMPONENTE SOLDADO
Para a discussão do comportamento mecânico faz-se nece£
sario um comentário a respeito dos resultados obtidos apôs en-
velhecimento. A analise microestruturai realizada por microsco
pia óptica, indicou a presença de precipitados na região do tu-
bo não afetado pelo calor como mostrado nas Figuras IV.14 e
IV. 15, provavelmente carbetos de cromo do tipo C**23^6* ^ocal 1 z^
dos nos contornos de grão, de macias e no interior do grão. Na
ZTA, foram revelados pequenos precipitados intergranulares, que
aparecem em alto relevo, como podem ser vistos nas Figuras IV.16
a IV.19. Tais precipitados provavelmente seriam fase o, n ou
carbetos, já que segundo LE MAY (r3), a água regia diluída ata-
47,
ca uniformemente a austenita, rapidamente a ferrita, ficando d£
íineados em alto relevo as fases o, n e carbetos. As microgra-
fias do metal fundido mostram precipitados que foram identifica
dos como sendo* provavelmente, fase a e ferrita, Figuras IV.20 e IY-21.
A confirmação destas fases foi feita por um ataque di-
ferencial com Murakami após água regia, que segundo a literatu-
ra (53) funciona colorindo a fase a de azul, essa observação ê
feita nas Figuras IV.22 e IV.23. 0 difratograma mostrado na Fj/
gura IV.24, confirmou esses precipitados como sendo fase a do0
tipo FeCrMo e carbeto Cr23Cg.
i •
Pelo diagrama de precipitação tempo-temperatura, para
o aço AISI 316 20% deformado a frio, apresentado por WEISS e
STICKLER (38), mostrado na Figura V.2, observa-se que para a tem
peratura e tempo utilizados neste trabalho, o diagrama indica
precipitação de carbetos do tipo Mgs^õ* M 6 C e *ase n** Embora
estes autores não tenham detectado a fase o nesta faixa de tempo e
temperatura, outros a observaram (39,40,54). Esta controvérsia,
entretanto, poderia ser explicada pelo fato da cinética das rea-
ções de precipitação nessas ligas ser bastante complexa, e fun-
ção de diversos fatores como composição química da liga, trata-
mentos térmicos ou mecânicos previamente sofridos. Baseados ni£
to, poder-se-ia atribuir a aceleração da precipitação de fase
o, detectada neste trabalho através de tçcnica metaiografica e
difratogrãfica, como conseqüência das condições existentes, que
seriam o grau de encruamento do material do tubo, e o efeito cau_
sado pela soidagem, que facilita a formação de compostos inter-
metãUcos devido a segregação durante a solidificação possibí!^
tando a formação de ferrita a part ~ da qual a fase o seria nu-
48
cleada. A ferrita, já esperada de acordo coro-o diagrama de
Schaeffler, Figura II.8, foi detectada em nossos experimentos no
corpo de prova como soldado como mostram as Figuras IV.5 a
IV.7, é micrografias do metal fundido do corpo de prova tratado
termicamente indicam'a nucleaçío de fase a na ferrita» Figuras
IV.20 e IV.21. Também o calor imposto pela soldagem na zona
-afetada pelo calor permitiria a difusão, para o contorno de
grão, de elementos propTcios a formação dessas fases. Além
disto, o elevado teor de No em nosso material favoreceria o apc*
recimento deste constituinte.
Os ensaios de tração foram realizados com duas finalicta
des: comparar as propriedades mecânicas do tubo com as do compc>
nente, seja, tubo soldado aos pinos tampão, e observar as variia
ções ocorridas nestas propriedades com o componente na condição
de como soldado e na de envelhecido, solicitados não sõ na tem-
peratura ambiente mas também na temperatura de serviço. Cabe
então ressaltar que por se tratar de corpos de prova não homog£
neos e não padronizados, os valores obtidos para o componente
denominados limite de escoamento do componente, o>-, não repre-
sentam o limite de escoamento do material, mas a tensão corres-
pondente a 0,2% de deformação perma.nente do componente.
Os resultados dos ensaios, Tabela IV,2 e Figura IV.28,
indicaram uma queda acentuada nos limites de escoamento e re-
sistência do componente como soldado e do envelhecido quando com
Parados com os valores obtidos no tubo ã temperatura ambiente.
Atribuiu-se a redução destas propriedades mecânicas a recrista-
lização ocorrida na ZTA da região soldada, proveniente de um me
tal de base previamente 20% deformado a frio. Autores france-
ses (27) encontraram resultados semelhantes» em relação a junta
soldada, como se vi na Figura V.3. Nesta, nota-se que ' aços
inox aostenTticos sem trabalho a frio ou com baixo grau de de-
formação (pontos próximos ã origem) podem apresentar as car.acte
risticas mecânicas da junta soldada Iguais ou superiores ãs do
metal dê base. A medida que aumenta o grau de encruamento, as
características mecânicas da junta apresentam-se relativamente
mais baixas se comparadas as do metal de base encruado.
Em relação aos ensaios a temperatura ambiente, foi obser
vada uma diminuição de Or e aR para ensaios a temperaturas ele-
vadas tanto no componente como soldado como no envelhecido, di-
ferença esta mais acentuada nos valores de oR. A literatura e-
videncia este comportamento para o metal de base, e indica uma
queda de 54% para ov e 62% para oR no aço AISI 316 tracionado a
649°C (55).
A comparação dos valores de o^ e 0R~entre o componente
como soldado e o envelhecido tracionadòs ã temperatura ambiente,
Indicou um aumento nessas propriedades para o componente enve!h£
cido. Isto poderia ser explicado pelo. fenômeno do endurecimen-
/ to por precipitação, devido as fases observadas, carbeto e fa-
' se o, no metal fundido e ZTA nas amostras envelhecidas. Os ca£
betos barram as discordâncias, impedindo-as de se moverem ou
permitindo sua locomoção a tensões mais elevadas do que as ne-
cessárias para se moverem através da matriz (56).
50 j >-
Resumindo, pode-se observar que o componente envelheci-
do quase sempre apresenta maiores propriedades mecânicas na
condição de soldado e envelhecido, se comparado a condição de
como soldado. A exceção apresenta-se n o a . do componente, como
soldado tracionado a 650°C. Este comportamento poderia estar
relacionado ao aparecimento do envelhecimento dinâmico eviden-
ciado na Figura IV.29. Tem sido mencionado que o envelhecimen-
to dinâmico observado em aços inoxidáveis austenTticos, ensaia-
dos a temperatura em torno de 650°C, causaria um aumento no o R,
bem como queda de due til idade do material (56,57).
Uma analise sobre deformação dos componentes não foi
possível, visto que, por se tratar de corpos de prova não homo-
gêneos, os resultados obtidos não exprimiriam o comportamento
real do material, não fornecendo subsídios para sua discussão.
Entretanto, pôde-se observar, comparando-se ao tubo, que no
componente ocorre uma deformação localizada na região soldada.
Vale lembrar que o valor de aD encontrado no ensaio do componen-
te como soldado, 67 kgf/mm2, i ligeiramente superior ao ov do
tubo, 62 kgf/mm'1, o que significa que enquanto uma região do
componente vai a ruptura, outra pouco se deforma.
Os resultados do local e modo de fratura das amostras sujj
metidas ao teste de tração, tanto a 25°C como a 650°C, Indicaram
que os componentes como soldados romperam aparentemente no metal
fundido, ou na Unha de fus.ão, Figuras IV.32 è IV.33, sendo o
modo de fratura caracterizado pelo aparecimento de microcavida-
des, Figuras IV.34 a IV.36. Entretanto, os componentes envelhe-
cidos apresentam a ruptur.a localizada na ZTA do tubo, Figuras
51
IV.37 e IV.38, e seu modo de fratura ficou caracterizado como
intergranular, Figuras IV.39 e IV.40. /
A transferência do local de fratura da solda para a ZTA
apôs tratamento de envelhecimento pode ser explicada pela dimi-
nuição da resistência desta região, que pode ser observada pela
Figura IV.31, que mostra o perfil de microdureza dos componen-
tes. Kesta figura.nota-se que no corpo de prova como soldado a
região de menor dureza estava localizada no metal fundido, re-
gião rompida nas duas temperaturas de ensaio. Com o efeito do
envelhecimento por precipitação, esta região tem um aumento coji
sideravel no valor de dureza e consequentemente na resistência,
enquanto o lugar de menor dureza passa a ser a ZTA.
N 0 modo de fratura do componente como soldado, nas duas
temperaturas de teste, apresentou microcavidades, aspecto cara£
terTstico de fratura düctil. Este mecanismo de fratura ocorre
por nucleação de vazios junto a inclusões ou precipitados duros,
que coalescem diminuindo a seção resistente e levando o mate-
rial a ruptura (45). Na superfície de fratura do componente c£
mo soldado tracionado a 6&0°C, Figura IV136, foram observados
pequenos precipitados, provavelmente fase a, no interior das
microcavidades. Esta constatação poderia favorecer a idéia de
que tal mecanismo tenha ocorridono metal de solda.
No componente envelhecido o modo de fratura ficou ca-
racterizado como intergranular, indicando um mecanismo de fratu_
ra frágil. A fratura frágil por clivagem não ocorre em certos
ffletafs e ligas de estrutura cúbica de face centrada, como osaÇos inoxidáveis. Entretanto, fratura Intergranular pode subs- -
tituir o mecanismo de clivagem caso os contornos de grão apre-
sentem condições mais favoráveis para a propagação da trinca. 0
teor de impurezas, a textura e a temperatura são fatores que
normalmente podem governar o caminho preferencial transgranular
ou intergranular da trinca. NO caso dos aços inoxidáveis auste
nTticos, um filme de carbonetos frágeis produzidos ao longo do
"contorno de grão pode ser a trajetória preferida da ponta da
trinca (58,59)* A observação, por microscopia óptica, da re-
gião ZTA da junta revelou a presença de um filme de carbetos e
fase o ao longo do contorno de grão das amostras envelhecidas
como observado nas Figuras IV. 18, IV.19 e IV.22. Esta constata_
ção poderia dar suporte para o fato da propagação ocorrer de ina
neira intergranular nestes componentes envelhecidos, quando tra_
cionados. ' . .
Os resultados de microdureza mostrados na Figura IV.31
indicaram uma queda acentuada desta propriedade na ZTA do comp£
nente como soldado, comparada com o ire tal de base do tubo. Este
resultado evidencia o processo de recristalização ocorrido nes-
ta região. Da mesma forma-, o aumento da dureza ao longo de to-
do o corpo de prova envelhecido, cTomparado aos valores do como
soldado, confirma o mecanismo do endurecimento por precipitação
comentado no decorrer da analisedos resultados de"tração.
Nesta figura notou-se também que os valores de dureza do
metal fundido no componente como soldado foram inferiores aos
da ZTA entretanto, apôs o tratamento térmico de envelhecimento,
estes valores são bem superiores aos da ZTA. Esta observação
foi utilizada para explicar a mudança no local de fratura» do
áetal. fundido paTa a ZTA, quando o componente envelhecido foi
tracionado. 0 aumento nos valores de dureza na região do metal
fundido, bem acima dos observados na ZTA. poderia ser decorren-
te de sua estrutura mais propícia ao aparecimento de fases in-
termetãiicas devido'ã segregações interdendrTticas durante a
solidificação.
Uma quantificação de fase o nas regiões apresentadas ao
longo do corpo de prova não foi realizada neste trabalho, mas
a evidência de seu aparecimento no metal fundido foi observada
nas Figuras IV.20 e IV.21. '
Como citado anteriormente, o revestimento do combustível
para reatores nucleares, em especial os LMFBRS, ficam expostos
em meio a sódio na faixa de temperatura de 400 a 700°C, e rece-
bem um aumento gradual na pressão interna causada pelos gases
produzidos pela fissão nuclear do combustível. Tais condições
poderiam levar o material a sofrer fluência. ~~
Os ensaios de fluência realizados na presente pesquisa,
por seu reduzido número e condições de ensaio, constituem so-
mente uma introdução ã determinação da vida a ruptura do compo-
nente soldado, quando comparado a do envelhecido. Tais ensaios
foram realizados a carga constante, sendo os níveis de tensão
empregados, da ordem do limite de escoamento do componente.
54
Os resultados vistos na Tabela IV.3 e na Figura IV.30,
caracterizam uma diminuição na vida a ruptura do componente en-
velhecido.
Este comportamento poderia estar relacionado 5 possí-
veis variações microestruturais, ja presentes apôs o envelheci-
mento ou ocasionadas no decorrer do ensaio de fluência. Desta
forma» poder-se-ia supor que o corpo de prova rico em precipita
dos intergranuiares» apôs haver sido submetido a dois ciclos ter
micos.de soldagem e a um tratamento de envelhecimento por lOOOh
a 650°C, ao ser novamente exposto ã temperatura de 650°C e sub-
metido ao carregamento, sofresse precipitação agora no interior
do grão. Assim, a concentração de tensões junto a estes preci-
pitados duros viriam a formar vazios, na interface matriz /pre-
cipitado, que se uniriam a outros vazios levando o material ã
ruptura. Este processo aceleraria a fratura deste componente,
pois criaria maior numero de vazios e estabeleceria um trajeto
de ruptura mais curto.
Esta suposição viria também a explicar o modo de fr< u-
ra transgranular ocorrido na ruptura do componente envelhecido
localizada na ZTA, observado nas Figuras IV.52 a IV.55, que ao
ser comparado ao do componente envelhecido submetido a tração,
rompido na ZTA em ambas as temperaturas, mostra-se completamen-
te diferente, jã que este apresenta fratura intergranuiar, Fig£
ras |V.37 a IV.40. Isto poderia apoiar a idéia apresentada.
y Alguns autores (60,61), estudando o comportamento a
fluência do aço inox 316 nesta mesma faixa de temperatura, ob-
55
tiveram resultado semelhante ao encontrado neste trabalho, cons
tatando uma diminuição na resistlncia 5 fluencia e a vida ã ru£
tura do material. J.K. LAI et alii (61), conclui que quando a
interface fase o/austenita e fraca» trincas nucleiam e propagam
ao longo da interface, causando uma diminuição na deformação e
na resistência ã ruptura. Para amostras rompidas apôs muito
.tempo, pelo modo transgranuiar, o autor sugere que tal seja de-
vido a precipitação de fase a no interior do grão.
* • • •
Por outro lado, J.T. BARNBY (62) trabalhando com o 316
e POPE et a l i i (63) com junta soldada no 347, observaram uma
maior resistência ã fluencia após o envelhecimento. Os auto-
res explicaram o comportamento pela precipitação de carbetos,
barrando as discordâncias e desta forma impedindo sua movimenta
ção. John H. HOKE (55) c i ta também que no aço 316, o Mo pode
aumentar • a resistência do material a temperaturas elevadas,
por endurecimento por solução sol ida, e diz que GAROFALO et
a l i i , tem mostrado que no 316 envelhecido ocorre precipitação,
de carbeto M23C, nas discordâncias, aumentando significativameji
te a resistência ã f luencia e a vida ã ruptura. 0 autor, entre
tanto, ao comentar sobre fase o, diz t ra tar -se de um composto
intermetãlico de baixa resistência a f luencia e que, portanto,
aços inoxidáveis propícios ao^parecimento de fase a incorrem
em um sério problema que é a redução da vida a ruptura por f l u -
encia, em longos períodos. Esta observação torna perigosa a extrapolação
da vida do material a partir de ensaios de curta duração, quando o mesmo a-
presente tendência a formação de fase o e esteja sujeito a fluencia por tem-pos multo longos.
0 assunto, portanto, parece bastante controvertido e rne
rece um trabalho especifico do comportamento em f luenc ia , a nT-
56
veis de tensão mais baixos.
0 modo e local de fratura dos componentes envelhecidos
submetidos a fluência jã foram discutidos no decorrer da anali-
se a respeito da curva de ruptura em fluência.* • *
"\ Os componentes como soldados romperam aparentemente em
local diferente dos envelhecidos como denotam as microestrutu-
ras das Figuras IV.41 a IV.43. Estas indicam que o componente
teve sua fratura passando pela ZTA e pelo metal fundido. Sua
superfície de fratura mostrou um modo misto, caracterizado por
fratura intergranular e microcavidades, Figuras IV.49 e IV.50.
Este modo misto de fratura estaria associado as diferentes mi-
croestruturas, síolda e ZTA, assim como pode-se observar na Figjj
ra IV.49.a, a região interna do tubo, correspondente ã ZTA, pro
cedeu a fratura intergranular, e a região externa, onde possi-
velmente 'era encontrado o metal fundido, ocorreu o aparecimento
de microcavidades. Também neste caso o modo de fratura seria
decorrente do efeito do ensaio de fluência, que causaria preci-
pitação intergranular na ZTA, de carbetos e fase o, e por nu-
cleação de vazios na interface precipitado-matriz levaria o com
ponente nesta região 5 fratura de modo intergranular.
• •
As trincas superficiais e eriTTresta, observadas no con-
torno de grão da ZTA, Figuras IV.44 a IV.47, contribuem para iii
dicarque o modo de fratura ocorreu na ZTA pelo modo intergranu
lar, sugerindo que tenha ocorrido pelo p'rocesso de fratura in-
tergranular por trincas em aresta.
57
A fratura nestes componentes teria ocorrido bem prôVima
a solda, o que faria com que atravessasse o metal fundido. E
o fato de um dos lados do tubo apresentar pouca ou nenhuma mi-
croestrutura do metal fundido» Figuras IV.41.a e IV.43.a, * en-
quanto o outro lado, Figuras IV.41.b e IV.43.b, apresentou esta
microestrutura, seria decorrente do processo de soldagem, que
"da mesma forma que proporciona uma variação da penetração aov . . .
longo do cordão de solda fornece também variação na largura do
mesmo. Deste modo, a fratura do lado de menor largura de cor-
dão, progrediria intergranularmente apenas pela ZTA, enquanto do
outro lado, de maior largura, passaria pela ZTA intergranular-
mente e pelo metal fundido de modo transgranular. A Figura V.4
esclarece a explicação. .V
\ • '
V.3 CONSIDERAÇÕES FINAIS * . .
\. .
' Outros processos de soldagem tem sido utilizados na se-
la gem de elementos combustíveis (25). 0 TIG pulsado permite
maior estabilidade de arco, melhor reprodutibilidade e penetra-
ção, e fornece uma microes-trutura do metal fundido com melhores
características metalúrgicas (26,27,28), a soldagem por feixe
eletrônico capaz de garantir com precisão uJlfa excelente relação
penetração-iargura de cordão cedendo um baixo aporte térmico,ou
a soldagem por plasma como sugerido por DE KLEVER (32). Estes
processos poderiam ser empregados, na execução deste tipo de
soldagem, talvez com melhores resultados, entretanto não se en-
contravam disponíveis em nossos laboratórios. Além disto, o
processo TI6 mostrava-se adequado não havendo qualquer contra-
indicação.
58
A junta soldada escolhida neste trabalho foi realizada c o m duas
rotações, entretanto, deve-se considerar que ta l fato poderia
ter aumentado a possibilidade de ocorrência de fase o e portan-
to, ta lvez , soldas com uma rotação poderiam diminuir esta ten-
dência. *•
.^ A constatação de uma região recr istal izada no tubo de* i
revestimento do combustível, em decorrência da realização da so2
dagem, observada nos ensaios de tração e microdureza, poderiam
ser importantes, se lembrarmos que o material i recomendado com
um certo grau de encruamento, a fim de minimizar o problema do
inchamento devido a irradiação, uma vez que a deformação a f r i o
aumenta a densidade de discordáncias no material que funcionam
como sorvedouros de lacunas impedindo á nucleação e o crescimeji
to dos vazios causadores do inchamento. Assim, dever-se-ia ob-
servar que, localizadamente, a vareta poderia apresentar um
comportamento a irradiação diferente do esperado.
No inic io do trabalho fo i aventada a hipótese de se es-
tudar o componente sujeito a i r radiação. 0 experimento entretajn
to, não foi levado avante dado a impossibilidade, no pais , da
irradiação dos corpos de prova de modo a simular os danos ocor-
ridos em um reator rápido.
Atualmente, pesquisadores se preocupam com o estudo do
revestimento do combustível, em meio a sódio ou irradiado nas
condições de operação, com enfoque principalmente voltado para
a fluência (6 ,24 ,64 ) . Estes autores constataram uma diminuição
d* vida a ruptura do material na faixa de 650°C a 700°C, quando
exposto ao sódio e atribuem o e fe i to a descarburização super f i -
59
ciai. Da mesma forma, observaram uma diminuição na vida ã rup-
tura do material quando irradiado. Eles, no entanto» não estu-
dam o comportamento do revestimento após a solda dos pinos tam-
pão.
I
60
CAPITULO VI
CONCLUSÕES
O estudo da sei agem de um tubo de pequenas dimensões de
aço inoxidável» austenTtico AISI 316 20% deformado a frio, por
meio de pino de material similar, utilizando-se solda TIG au-
tõgena circunferencial, visando sua utilização como vareta de
combustível para reator nuclear, permjtiu as seguintes verifica_
ções:
1) Os pinos ocos por apresentarem maior sensibilidade
aos parâmetros de soldagem, fabricação mais onerosa e dificul-
dade de detecção de defeitos por exames de Raios-X foram prete-
ridos em. relação aos compactos que não apresentaram problemas,
sendo escolhidos para a execução deste trabalho.
2) Constatou-se que a execução destas soldas resulta nu
ma variação de penetração ao longo do cordão, sendo o ponto de
extinção do arco o local de menor penetração. A observação d£
ve ser considerada, dado a necessidade de garantia de penetra-
ção maior que a espessura do tubo ao longo de todo o cordão.
3) 0 tratamento térmico de envelhecimento realizado por
1000 h na temperatura de serviço do componente soldado, 650 C,
Permitiu a observação de precipitação generalizada de carbeto
de cromo no metal de base e no contorno de grão da ZTA. Fase a
também foi evidenciada, intergranularmente na ZTA e nucleada na
61-
ferrita &, no.metal fundido.
4) Ensaios de tração e microdureza permitiram concluir
que a soldagem efetuada gerou uma região recristalizada ne me-
tal de base diminuindo Vocalmente as propriedades mecânicas do
componente;
5) 0 tratamento térmico de envelhecimento realizado pa-
ra simular as condições do componente em serviço, permitiu veri/* • *
ficar, através dos ensaios de tração e microdureza, um aumento
das- propriedades mecânicas. Entretanto, os ensaios de fluéncia
indicaram uma diminuição de sua vida a ruptura.
6} As observações de local e modo de fratura realizadas
nos componentes submetidos a ensaios de tração e fluéncia, que
indicaram:
'V :- fratura no metal fundido, apresentando microcavidades
na superfície do componente como soldado submetido a
tração nas duas temperaturas;
- fratura na ZTA, caracterizando modo intergranular nos
componentes envelhecidos tracionados nas duas tempera
turas de ensaio;
- fratura na ZTA e no metal fundido, indicando um modo
misto de fratura, para os componentes como soldado sub
metidos a fluéncia;
- fratura na ZTA, evidenciando a presença de microcavi-
dades na superfície de fratura para o componente enve-
62
lhecido ensaiado em fluência,
permitem concluir que a ruptura do componente ocorreu sempre na
região soldada» sendo o modo e local de fratura função das con-
dições especificas microestruturais e de solicitação.
63"
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v
74
T A B E L A S
V
75
TABELA III.I - Composição química dos materiaisutilizados (%)
TUBO
BARRA
C
0.047
0023
Si
0.51
0 3 !
P
0.022
0.032
Mn
2.0
1.20
Cr
18.0
18.0
Ni
11.8
9.0
Mo
3.14
1.26
TABELA III.2 - Condições de operaçãodo aparelho de raios-X
Pitioncio Fonte.Filme (cm)
Energia d» Radiocòo (KV)
Amptrog«m(mA)
Tempo d« Expotiçdb (min)
Indicador do Oualid. do Imagem
60
100
2
20
ASTM7elO
76
TABELA IV.1 - Parâmetros de soldagem selecionados
SOLDAS
S * 4
S »
s..S , .
S 4 .
s . «
S T 4
S T .
s..s . . .s,*.s,»
s,,.
PARÂMETROS
R
1
l
1
1
l
1
2
2
2
2
t
2
1
1
1
XXXXXXXXXXXXXXX
¥
IO
IO
IO
IO
IO
20
10
1 0
I B
te
2 0
1 0
1 »
I S
18
1
30
4 0
8 0
4 0
6 0
SO
3 0
3 0
4 0
4 0
4 0
3 0
SO
SO
SO
D
0.6
1.0
1.6
1.0
1.6
1.6
1.6
1.6
1.6
I .S
1.0
O.S
1.5
1.0
1.6
X
0 . 0
0 . 0
0 . 0
0 . 2
0 . 2
0 .2
0 . 0
0 ,2
0 .0
0 . 2
0 . 0
0 . 2
0 . 0
0 . 2
0 . 2
MEDIDAS
PENCTft.P I B B I
I . I
I .S1 .42 .11.33 . 4
1 .11 .81 .32 . 1
1 .61 .71 .3
1.51 .21 .7
l . t1 .6
I . I1.21 .32 . 8
2 .14 . 0
1 .31 .91 .8
2 . 21 .41 t4
LAMIMALIHI
2 . 2
2 . 83 . 0
3 . 63 . 95 . 0
3 . 1
S . 63 44 . 6
4 . 64.7 -3 . 83 .93 . 63 . 9
4 . 13 . 7
3 . 83 . 54 . 66 . 33 .23.14 . 66 . 24 . 44 . 7
4 . 44 . 2
P/L
O.SO
O.55O.4 80.660.34
0.69
O.360.480.37O.47
O.330.380.350.390.320.44
0.280.43
0.290.340.290.63O.S41 .30
O,280,370.41O.47
O.SIO.SS
K('/••I
7 9
114
167
114
187
100
137
157
163
153
129
167
134
9 5
134
R* N" d9 rotoçõos.
I * Corronto(A).
v * Volocidodo am ( rpm ) .
D* Comprimento do arco (mm).
Xs Posição do alotrodo om rotação Ò junta (mm) .
t * Tampo do toldogom ( t ) .
t'« Tampo do tubida * tampo do quada ( t ) .
E* Aporto térmico.
77
TABELA IV.? - Resultados dos ensaiosde tração.
AMOSTRAS
TUBO À 2 5 ' C
COMPONENTE À 25aC
COMPONENTE À650"C
COMPONENTE ENVE-LHECIDO À 25*C
COMPONENTE ENVE-LHECIDO À 650*C
6*E,^c(Kg/tam)
62.2 710.23
37.94 ±0.70
3O.8OtO.S9
43.75+0.77
33.8710.39
(^(Kg/mra )
82.68+0.12
67.28+ 0.68
44.58iO.7l
72.5OiO.74
42.58+0.71
-fc- Limite d* escoomento.
C -^ Limite de escoomento p/componente,
de resistência.
TABELA IV.3 - Resultados dosensaios de fluência.
AMOSTRAS
06
T02
0 5
0 3
T04
09
T07
T03
TENSÃO INICIALCK0 / H » )
31.82
31,82
29.68
28,18
28.18
27.27
25
20
TEMPO DE RUP-TURA ( h |
10
4
23
49
15
54
26
236
78
F I G U R A S
vo
FIGURA II.1 - Esquema de dois sistemas de reatores rápidos. A)"Loop" e B)"Poo1". Ref(2)
80
M - . « ™ . ^ TROCA POR CROSmONS PROPAGANDOPARES DEFRENKEL. COLISÃO DINAUICAUENTE
o o o p o o
O O|O<IOO>
o\^/ò o o oZONA ÁTOtfOSEMPOBRECIDA WTERSTICIAIS
FIGURA II.2 - Representação esquematica dos danos induzidospor irradiação. Ref.(8)
no
SO
KW.DEFORMADO AFRIO.
• M S S
2OV.DEFORMADOA FRIO.
IO 20 30 40 60 «O 70 ao 90
FIGURA II .3 - Influencia do trabalho a f r io no inrhamentoRef.(5)
81 *
140
no
I -yy y
I t tO I O » 4ft 1* • • •» 100• «AH»
FIGURA II.4 - Efeito dos teores de Cr e Ni sobre o inchamen-to em aço inoxidável. Ref.(lQ)
10
6
T*•||II
i
, ' '
II
T
• — •
{?00*i »
—*
T
I»
1
c-
» ' i
tor» ior* to'1 10°TAXA DE FLUCNCM (V. /h )
*
TEUPEI!•
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I i f f1 ! 11
lATUR^V)so*eoo*e50»C •oo*cco*c
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1
350*
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-Uir—i
1 •
\ 1
T TT
L.
IO1
IO io tar » IO
VIDA DC RUPTURA ( M
FIGURA II.5 - Efeito da irradiação na taxa de fluência e navida ã ruptura de um aço inox 316, 20% defor-mado a frio. Ref. 24)
82
TOO
600
I
600 -
FRAGILIZAÇÃO POR ite AUMEN.T«f)A PELO ENDURECIMENTO DAUATRIZ POR FORMAÇÃO DEVA*
- ZIOSE DISCOnDÃÍICIAS
EfOURECniENTO DA MATRIZPOR FORMAÇÃO DE VAZIOS 'EDISC0RDÃHOAS.FRA6ILIZA-
PELO Ho LIMIT AO A.
FLUXODEHEUTROHS.M/CM E a > a i U«V
FIGURA I I . 6 - Representação esquemãtica de vários processosde perda de d'ictilidade pela irradiação.Ref.(24)
5&
I
Í O % DEFORMADO A FRIO
• 5 0 600 790
TEMPERATURA («Cl660 680 780
TEMPERATUIM?C)
FIGURA II.7 - Efeito da irradiação na ductilidade de um açoinox 316. Ref.(24)
83 •
•ic
O
IM
s5
s
4X4O
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SO
taxa
1 4XX
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14
i t
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AUSTCHITA
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U+ F Ni^l 1
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r
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FERRITA
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23s*•<1Ft»;
E
• • n it H n ii to u M M ti M » st n uCltOtlO EQUIVAUEMTE«ir.Cr+V.Uo*l.6x %
FIGURA II.8 - Diagrama de Schaeffler. 0 ponto indica a mi.croestrutura do metal fundido do tubo usadoneste trabalho. Ref.(36)
-tooI I
OESLIZAUEMTOOE DtSCORDÃHCIAS
TEMPERATURA NORMALIZAOA.T/IBIO#K
FIGURA II.9 - Mapa de mecanismos de deformação para um açoinox 316.
84
PIANO oe
ESC0RRE6A-
HENTO
B
t
FIGURA 11.10 - Ilustração dos mecanismos de deformação emfluência. A) Deslizamento por discordânciaB) Fluência por difusão e C) Fluência por
: •• discordância.
85
I. -.. I<r cr
INCLUSÓES- /—VAZIOS
B
or
FIGURA 11.11 - Ilustração dos mecanismos de fratura em fluênd a . A) Fratura dúctH, B) Fratura transgra-
. • nular por fluincia, C) Fratura intergranuiarpor fluência, D) Ruptura dúctil. Ref.(45,46)
86
FIGURA 11.12 - Ilustração do mecanismo de fratura intergra-nular por trincas em aresta. Ref.(42)
FIGURA 11.13 '- Ilustração do mecanismo de fratura por cavidades lenticulares. Ref.(44)
87
•' \
FIGURA 11 I.I - Pinos tampão utilizados: A) Pino oco, B) Pinocompacto, C) Pino para ensaios de tração efluincia. (Unidade era mm).
FIGURA 111.2 - Equipamento empregado na realização das sol-das. A foto mostra a fonte TIG, o disposit^vo de controle de tempo de corrente indicadopela seta e o sistema de tornos.
88-
A
V
FIGURA III.3 - Detalhe do sistema de tornos. A) Vista fron-tal, mostrando a realização de uma solda eB) Vista de perfil.
89
B
21
FIGURA III.4 - Esquema de procedimento de soldagem. A) Para1 rotação; B) Para 2 rotações,t — tempo de soldagem. Corresponde ao tempo
em que o tubo executa 1 rotação a uma de_terminada velocidade, na corrente de soldagem. .
t' « t/2 — tempo gasto na subida ou descidada corrente..
A B
FI6URA III.5 - Posição do eletrodo em relação ã junta. A)S£bre a junta, B) Deslocado 0,2 mm em direçãoao pino.
F!*t*i~
"$.
i ««i. : / ,
1V/•
ft9
•Ã.*Ti -.;
....... ..^.:^,J^
FIGURA III.6 - Radiografia de 20 corpos de prova soldados,encaixados ao bloco compensador. A seta Ijidica o vértice da elipse correspondente aocordão de solda.
91
45* 135*
FI6URA III.7 - Esquema de corte dos corpos de prova para ve-rificação da variação da penetração. (1) noponto de extinção do arco; (2), (3) e 4 emângulos de 459; 909 e 1359 em relação a (1),respectivamente. Ref.(52)
i i
II
»..
FIGURA III.8 - Corpo de prova soldado utilizado para ensaiosde tração e fluincia. (Unidade da escala: cm)
92
PENETRAÇÃO (mm)
6
5
4
3
2
LOCAL DO CORDÃO8
FIGURA IV.1 - Gráfico da variação da penetração ao longo do* - cordão. Nota-se a menor penetração em torno
do ponto de extinção do arco (Ponto 1).
FIGURA IV.2 - Amostra ressaltando o cordão de solda. A setaindica a região de contato do tubo com o pinoaparecendo como um entalhe na solda. Ataque:água regia diluída. Aumento: 10X
93
' • ' \
FIGURA IV.3 - Estrutura de solidificação dendrTtica na intejr- face tubo-soida. Ataque eletroiTtico em ãcido
. v ' nTtrico. Aumentor 250X
msmWiêãt&M
FIGURA IV.4 - Estrutura equiaxial no centro do cordão deda. Ataque eletroiTtico em ãcido, nTtrico.Aumento: 250X
94
FIGURA IV.5 - Ferrita no metal fundido na região de contatopino-tubo. Ataque eletrolítico em ãcidc crô-
- mico. Aumento 625X...
\
FIGURA IV.6 - Ferrita no metal fundido, região da interfacetubo-solda. Ataque eletrolTtico em ãcido cr£mico. Aumento 625X
95
;3
,-\V-4
r"J r_v-
FIGURA IV.7 - Outra amostra apresentando ferrita na matrizaustenTtica do metal fundido. Ataque: água
. regia diluída. Aumento: 1000X
FIGURA IV.8 - Região da ZTA do tubo caracterizando duas gra_nulações. GG-granulação grosseira, GF«granu-lação fina. Ataque eletrolTtico em ácido nT-trico. Aumento 125X
96
/
/ N
FIGURA IV.9 - Detalhe da região de granulação grosseira daZTA. Ataque eletroiTtico em ácido nTtrico.Aumento: 250X
FIGURA IV.10 - Detalhe da região de granulação fina da ZTA.Ataque eletroiTtico em ácido nTtrico. Aumenito: 2S0X
97
FIGURA IV.11 - Região do metal de baio tubo. Ataqueágua regia diluída. Aumento: 250X
FIGURA IV.12 - Região do metal de base tubo, revelando o apa_recimento de macias. Ataque eletrolTtico em (
ácido cromico. Aumento: 625X
98
FIGURA IV.13 -Amostra soldada tratada termicamente... S=região da iOlda, ZTA=zona termicamente afe-
v tada, MB=metal base tubo. Ataque: água regiadiluída. Aumento: 62X
mmFIGURA IV.14 - Metal base tubo de amostra tratada termicameji
te, mostrando precipitação de carbetos no in-terior e contornos de grãos e macias. Ataque:ãgua regia diluída. Aumento: 400X
99
É V V i'**..-.>!& VÁ%ͱ;
A
FIGURA IV.15 - Detalhe evidenciando bem os precipitados nometal de base tubo em duas regiões. A) maisdistante da ZTA, B) mais próxima ã ZTA.Ataque: água regia diluída. Aumento: 1600X
100
FIGURA IV.16 - Região de transição metal de base/ZTA. MB»me_tal de base. Ataque: água regia diluida.Aumento: 400X . . .
FIGURA IV.17 - Granulação da ZTA em amostra tratada térmica-mente. Ataque: ãgua regia diluida. Aumento:400X
101
FIGURA IV.18 - Evidência de precipitação Intergranuiar naZTA da amostra tratada termicamente, possi-velmente carbetos e fases Intermetaiicas.Ataque: água regia diluída. Aumento: 1000X
102
IV.19 - Detalhe de precipitação Intergranuiar na ZTAda amostra tratada termicamente. Possívelfase o Indicada na foto B. 'Ataque: ãgua regia diluída. Aumento: 1600X
103
I^-V;
FIGURA IV.20 - Região do metal fundido apresentando fase o.. nucleada na ferrita. S=sigma, Feferrita.
. N ' Ataque: água regia diluída. Ampliação:1600X
Figura IV.21 - Outra região do metal fundido evidenciando afase o nucleada a partir da ferrita. Ataque:água regia diluída. Aumento: 1600X
104
• \
FIGURA IV.22 - ZTA da amostra tratada termicaroente. As fo-tos realçam a precipitação de fase o em con-torno de grão coloridas de .azul.Ataque: água regia diluída seguida por reageiite de Murakami. Aumento: A)1000X, B) 1600X.
105
FIGURA IV.23 - Interface solda/ZTA .apresentando a fase a co-lorida em azul.
\ Ataque: água regia diluida seguida por reagejrte de Murakami. Aumento: 400X
106
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i *
ií
FIGURA IV.24 - Difratograma da amostra tratada termicamente
Observa-se a evidência de carbetos do tipoCr23C6 e fase ° t1p0 FeCrMo- R a d i a ç 5 ° Cu-Y
107
FIGURA IV.25 - Comparação entre as amostras: A) como solda-da e B) soldada tratada termicamente. Ata-que eletrolTtico em ãcfdo crõmico. Aumento:60X
10S
• \ A
B
FIGURA IV.26 - Detalhe na região da ZTA, comparando amostracomo soldada (A) e tratada termicamente (B).Note-se que em (A) revelam-se apenas macias,enquanto (B) evidencia o contorno de grãos.Ataque eletrolTtico em ácido crômico. Aumen^to: 625X
1 109
FIGURA IV.27 - Comparação do metal de base das amostras: co-mo soldada (A) e tratada termicamente (B).Ataque eletroiTtico.em ácido crÔmíco. Aumen-to: 625X
no
so
SC
Id,
<
Iw
Id
70-
OMW8 50
30
^R
1EC
•e9
c
e650* C
A - T W OO -COMPONENTEO - C O M * ENVELHECIDO
25» 650 a
TEMPERATURA C C )
FIGURA IV.28 - Representação gráfica dos resultados de tra-ção.
FIGURA IV.29 - Curvas de tração do componente como soldado ensaiado a 650- C, caracterizando •envelhecimento dinâmico.
i B 112
log T t S)
0 .25 -
O COMPONENTE COMO SOLDADO
•COMPONENTE ENVELHECIDO
1.5log Z (Kg/mm )
FIGURA IV.30 - Gráfico da vida ã ruptura em fluência a 650°C
113
HV
260
200 -
160 .
100
X - COMO SOLDADO
O - ENVELHECIDO
FIGURA IV.31 - Perfil de microdurezas dos corpos de provacomo soldado e envelhecido.(Carga de 30g).
114
FIGURA IV.32Local de fratura do componentecomo soldado tracionado a 25 C.Microestrutura do metal fundido.Ataque: água regia diluída.Aumento: 60X
FIGURA IV.33Local de fratura do componentecomo soldado tracionado a 650 C.Microestrutura indicando a linhade fusão. Ataque: água regiadiluida. Aumento: 60X
115
B
FIGURA IV.34 - Superfície de fratura do componente como sol-dado rompido em tração a 25 C, caracterizandomicrocavidades. (A) e (B) mesma região, (C)região a 180 C em relação a (A)
116
FIGURA IV.35 - Superfície de fratura do componente como sol-dado rompido em tração a 650 C, evidenciandomicrocavidades. As fotos A, B e D mostram re_giôes distintas da superfície, e (C) mostra(B) em detalhe. • ; .
117
FIGURA IV.36 - Superfície de fratura do componente como sol-dado tracionado a 650 C. Região a 180 C daapresentada na figura IV.35. Observa-se pe-quenos precipitados no interior das microca-vidades. Fotos (B) e (C), detalhes da foto(A).
118
FIGURA IV.37Local de fratura do componenteenvelhecido tracionado a 25 C.A nicroestrutra caracteriza aZTA. Ataque: água regia di 1 uJ_da. Aumento: 60X
'\
FIGURA IV.38Local de fratura do componente
Q
envelhecido tracionado a 650 C.A microestrutüra caracteriza aZTA. Ataque: água regia di 1 uj_da. Aumento: 60X.
119
FIGURA IV.39 - Superfície de. fratura do componente envelheci^do rompido em tração a 25 C, evidenciando mo-do intergranular. Fotos B, C e D permitem aobservação de microcavidades na superfície dos
' ' grãos. As fotos C e D são de região a' de (A).
1809C
120
BFIGURA IV.40 - Superfície de fratura do componente envelhe-
cido tracionado a 650 C, caracterizando o m£do Intergranular de fratura. (A) mostra umavista geral, (B) e (C) detalhes'.
121
B
FIGURA IV.41 - Local de fratura do componente como soldadosolicitado em fluenda (amostra 06). Note-sea presença de metal fundido.bem evidenciada emum dos lados do componente (B); o outro lado(A) ê caracterizado pela ZTA.Ruptura após lOh.
122
A
FIGURA IV.42 - Detalhe da figura IV.41, mostrando grãos alojigados na ZTA e pequ-ena região de metal fundi-do (A); vazios no metal fundido e superfícieintergranular na ZTA (B). Ataque: água regiadiluída. Aumento: 250X.
123
K \-•- % -
B
FIGURA IV.43 - Local de fratura do componente como soldadosubmetido ã fluencia (amostra 09). Um lado daamostra (A) mostra apenas microestrutura daZTA. 0 outro, (B), mostra as duas microestru-turas. Note-se vazios e trincas intergranuia-res no metal fundido e ZTA respectivamente.Ataque: água regia diluída. Aumento: 250X.Ruptura em 54h.
124
V
<-/
A
FIGURA IV.44 - Trincas superficiais intergranulares local 1 •zadas na ZTA do componente como soldado soli-citado em fluincia. (A) e (B) regiões ao lon-go do tubo. Ataque: água regia diluída. Au •mento: 250X.
125
FIGURA IV.45 - Componente como soldado submetido a* fluênciaTrinca superficial intergranular iniciando naZTA (A). (B) mostra (A) em detalhe. Ataque :água regia diluída. Aumento: A)250X, B)100OX.
126
...>
...-. A •::• s v -;i
• / •-•• V---.*:-.1
. • \ • , V
• ' ; ' : - • •(
FIGURA IV.46 - Trincas Intergranulares em aresta localizadasna ZTA do componente como soldado submetido aensaio de fluência. Ataque:' água regia diluí-da. Aumento: 650X.
127
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• 1 *
í
• a
•.•'•!tS
FIGURA IV.47 - Trincas intergranulares em aresta localizadasna ZTA do componente com'o soldado submetido aensaio de fluência. Ataque: água regia dilui-da. Aumento: 1500X.
128
b y it,A
FIGURA IV.48 - Detalhe de vazios no metal fundido observadosno componente como soldado submetido ã fluên-cia. Ataque: água regia diluída. Aumento :A) 625X, B) 1000X.
129
B CFIGURA IV.49 - Superfície de fratura do componente como sol-
dado rompido em fluência (amostra 06). (A)Evj^dencia dois modos de fratura, (B) e (C) sãodetalhes das regiões observadas em (A).
130
FIGURA IV.50 - Superfície de fratura do componente como sol-dado rompido em fluência (amostra 09). (A) e-(B) evidenciam o modo misto de fratura. (C) e(D) são detalhes de cavidades observadas.
131
FIGURA IV.51 - Região observada a 1809 da apresentada na fi-gura anterior, caracterizando modo intergranular de fratura.
132
A
FIGURA IV.52 - Local de fratura ocorrido no componente enve-lhecido submetido a ensaio de fluincia (amos-tra T02). Microestrutura caracterizando a ZTA.(A) e (B) correspondem respectivamente a cadalado da amostra. Ataque: água regia diluída.Aumento: 250X.
133
A
FIGURA IV.53 - Local de fratura do componente envelhecido submetido a ensaio de fluincia (amostra 03). Hi -croestrutura caracterizando a ZTA. (A) e (B)correspondem respectivamente a cada lado daamostra. Ataque: água regia diluida. Aumento:250X.
134
FIGURA IV.54 - Superfície de fratura do componente envelhecido rompido em fluência (amostra T02), evidenciando microcavidades.
135
FIGURA IV.55 - Superfície de fratura do componente envelhecido rompido em fluência (amostra T03), eviden-ciando microcavidades.
136 "
B
FIGURA V.I - Radiografias dos pinos: (A) oco, (B) compacto,encaixados ao tubo (sem solda). Note-se que aregião vazia do pino oco não permite observaçãode defeito. . '
1086
TEHfi REC0Z1UENT0
K)»O*C
—.izeo*c390
001 04 10 100TEMPO (b)
1000 10,000I
FIGURA V.2 - Diagrama de precipitação tempo-temperatura*parao aço inox 316, 20% deformado a frio. Ref.(38)
137
lü
oe
o
lü
ENCRUADO
•SOUWUZADO
I 1,2 1,4 1.6 1.8 2
tOLUBILIZAOO B
FIGURA V.3 - Gráficos mostrando: (A) relação entre os limi-tes de escoame.ito da junta soldada e do mate-rial deformado a frio, (B) relação entre os 11mites de resistência da junta soldada e do ma-terial deformado a frio. Ref. (27).• — soidagem TIG autõgena; o — soldagem comeletrodo revestido.
138
niATURAIMTERSftAlfULAIi
SUPERFÜnEDC
- FRATURA
FRATURA MTER6RANUUUIt TRAMSSRANULAR
FIGURA V.4 - Esquema da influência da variação da largura docordão de soldo no local de fratura. Note-seno lado de maior largura, a fratura procede pe-lo metal fundido e ZTA, enquanto que do outro
s lado apenas pela ZTA.
ANEXO I
REAGENTES METALOGRAFICOS UTILIZADOS
1) Água Regia Diluída: ^
\ . Composição: 15 nt Ü.CI
5 nt HN03
100 nt HgO (destilada)
. ' ' Condições empregadas: iraersão por 2 a 3 minutos.
• Características: Ataca uniformemente a austenita, rapi^
daraente a fe r r i ta , e revela as fases
a, n e carbetos claramente em auto re
levo. ""•• ..
2) Reagente de Murakami
. Composição: 10 g -! • • " . ; • - •
• . 1 0 g - ICOH
100 ml - H£0 (.destilada)
Condições empregadas: imersão, a 80°C, por 5 a 10 minjj
- . tos. ,
Características: Para distinguir- entre carheto e fase
* . .' o* use Sgua regia d1.1u1.da e em seguida
este ataque sem polir novamente. Co-
lore a fase a de azul e escurece os
carbetos.
140
3) Ácido Nítrico:
Composição: 50 ml - HNO.
50 ml - H90 (destilada)
Condições empregadas: ataque eletroittico a 8 raA por
>l t5 minuto
Característica: I possTyel atacar-se apenas os contor-
i:. nos de grão austenitico não revelando
.' as macias do^material laminado.
Crômtco:
Coropostção: 1Q g CrO3
100 nl
Condições empregadas: ataque eletro'lTtico a 8 nA, 3 rai-
. nutos para amostra tratada terrnj
• caroente e 10 minutos para a sem
• tratamento térmico.
Característica: Ataca carbetos.
141
A N E X O I I
S O L D A
8 ,
S2
S3
S4
S5
S6
S7
S15
S16
S17
S18
S19
P A R Â M E T R O S D E
N 9 D EV O L T A S
( R )
1
1
1
. 1
1
1
1
1 .
1
1
1
1
TEMPO: t(s)subida,patamar, queda
2.4,3
2.4.3
2.4.3
2.4.3
2.4.3
2.4,3
2.4.3
3.6,3
3,6,3
3,6,3
3,6,3
'3,6,3
S O L D A P A R A O S P I N O S O C O S
V E L O C I D A -D E
v (rpm)
16
16
16
1 6 .
1 6 ; -16
16
10
10
10
10
. 1 0
C O R R E N T E
I (A)
40
50
60
40
40
. «°-40
20
30
40
50
20
V O L T A G E M
V ( V )
11
12
12
12
12
11
11
10
11
12
. 14
10
DIST.ELE-TRODO APEÇA D(mm)
0.5.
0.5
0,5
1,0
• . . i . «v . ;
0,5 :
, 0 . 5 ;
0,5.
0,5
1.0
1.5''
0,5
D I S T . I A T E -R A L E L E T R OD O x ( m m ) " "
0,0
0,0
0,0
0,0
0.0 ,
0,2
0 , 3 .
• 0 , 0
0,0
0,0
0,0
0,2
PENETRAÇÃO
P (mm)
• i •
\
\ ...
1,0401.222
1,198. 1,970
1.0862.171
1,1732,746
0,3520,585
' LARGURA
L (mm)
i '
• •
• 2.0312,287
2,1682,622
3,0513,840
3,7404,366
1,2031,572
R E L A Ç Ã O ' '
P / L
m
4
*
0.512* 0.534
0,5520,751
0,3560,565
0,3140,629
0,2930,372
SOLDA
S2O
S21
S22
S31
S32
S33
S34
>
S36
S37
PARXNETROS OE
N9 DEVOLTAS
(R)
1
1
1
1
1
1
l
1
1
1
TEMPO: t(s)subida,patamar, queda
3,6,3
3,6,3.
3.6,3
1.5,3.1.5
1.5,3,1.5
1.5,3,1.5
1.5,3,1.5
1.5,3,1.5
1.5,3,1.5
1.5,3,1.5
• '
SOLDA PARA OS PINOS OCOS
VELOCIDA-DE .
v (rpm)
10
10
10
20
20.
20
20
20
20
20•
CORRENTE
I (A)
30
40
50
30
4 0 ^
50
60
•30-
40
50
VOLTAGEN
V (V)
. 11
12
14 .
11
•11
12
•14
.11
.11
12
DIST.ELE-TRODO A -PEÇA D(mm)
0 , 5 -
1.0
1,5
0,5
0,5
., i.o,
1,5
0,5
0,5
•
DIST.LATE-RAL ELETRODO x(mm)~"
0,2
0.2
P,2.
0,0' '
i
0,0
oro
0,0
0.2 .
0.2
- 0,2
PENETRAÇÃO
P (mm)
1 ,1951 ,967
1,1352 , 3 1 3
1 , 7 6 52,626
0,8131,081
1,0511,053 .
0,636\ 1.042
1,1122,011
0,3500,452
0,5980,789
0.6611.204
'1AR6URA
L (mm)
2,5922,984
3,0314.074
4,3985,148
2,1861,944
2,7013,098
2,665• 2,961
3,566. 4,501
1,2531,699
1,7182,330
.2 ,5993,296
RELAÇÃO
P/L
0,4*610,659
0,3740,568
0,4010,510
0,372• 0,556
0,3890,340
0,2390,352
0,312'0,447
0,2790,266
0,3480,339
0,2540,365
SOLDA
S38
S47
S48
S49
S5O
S51
S52
S53
S54
S63
S64
PARÂMETROS DE SOLDA PARA OS PINOS OCOS
N9 DEVOLTAS
(R)
1
2
2
2
2
2
2• •
2
2
2
2
TEMPO: t(s)subida,patanar, queda"
1.5,3,1.5
3,12,3
3.12,3
3,12,3
3,12,3
3,12,3
3,12,3
3,12,3
3,12,3
2,8,2
2,8,2
VELOCIDA-DE
v (rpm)
20
10
10
10
10
10
10
10
10
1 5•
15
CORRENTE
I (A)
60
15
20
25
30
15
20
25.
30
25
30
VOLTAGEM
V (V)
14
10
10
11
1 11^
10
10
11
TI
11
11
DIST.ELE-TRODO APEÇA D(ran)
1.5 .
0,5
0,5 .
1.0
1,5
0,5
1,0
1.5
0,5
DIST.LATE-RAL ELETRODO x(mm)-
0,2
0,0
•0,0
0 , 0 -
' 0,0
0,2 ..
0,2
0,2
0,2
.; 0,0
0,0
PENETRAÇÃO
P (mm)
1,2921,165
0,3240,593
0,9791,118
1,0841,260
1,136'1,367
0,472x0,668
0,8581,237
0,7831,156
1,0482,270
0,1790,261
0,5961 , 0 1 6
\LARGURA
L (mm)
3,2203,134
1,0981,504
2,0231,922
2,7832,511
2,9333,358
1,395•1,469
1,9132.147
2,2872,394
3,3083,881
1,0720,911
1,9582,556
RELAÇÃO '
P/L
0,4010,372
0,2950,394
0,4840,582
0,3890,502
0,3870,407 •
0,3380,455
.0,4480,576
0,3420,483
0,3170,585
0,1670,285
0,3040,397
SOLI»
hs
Hi
S67
S68
S69
S70
S79
S80
»81.
S82
S83
PARANETROS DE
N9.DEVOLTAS
(R)
2
2
2
2
2
2. .
2
2
2
2
2
TEMPO: t(s)subida,patamar, queda"
2,8,2
2,8,2
2,8,2
2.8,2
2,8,2
*2,8,2
1.5,6,1.5
1.5,6,1.5
1.5,6,1.5
1.5,6,1.5
V.5,6,1.5
SOLDA PARA OS PI
VELOCIDA-DE
v (rpm)
15
15
15
15
15
15
20
20
20
20
20
CORRENTE
I (A)
35
.40
25
.' 30 .
* 35
40
30
35
40
45
30
NOS OCOS
VOLTAGEM
V (V)
11
12 •
11
11
11
12
11
11
12
12
11
OIST.ELE-TRODO APEÇA D(mm)
1 . 0 .
1,5
0,5
. 0 , 5
1.5
0,5
0,5
1.0
I./
0,5
•
DIST.LATE-RAL ELETRODO x(mm)
0,0
0,0
0,2
0,2-'
0.2''
0,2.
0,0
*0,0
0,0
0,0
0,2
PENETRAÇÃO
P (mm)
0,7241,151
1,8761,930
1,0341,047.
0,7861,092
1,0141,158
1,301v 1,989
0,6870,899
1,0621,501
1,5771,196
1,1912;272
0,5730,799
LARGURA
L (mm)
2,4723,033
4,387. 3,872.'
2,3422,476
1,9662,485
2,4812,854
3,791•3,744
1,7661.793
2,885. 2,883
3,277 "2,954
3,5973,636
1,6972,071
RELAÇÃO '
P/L
0,2920,379
0,4280,498 '
0,4450,423
0,3990,439
0,4090,406
• 0;3430,531
. 0,3890,501
0,3680,521
0,4810,405
0,3310,624
0,3380,386
SOLDA
S84
S85
S86
S95
S96
S97
S98
S99
S 1 0 3
S1O4
S 1Õ5
PARANETROS DE SOLDA PÁRA OS PINOS OCOS
N9DEVOLTAS
( R )
2
2
2
1
1
1
1
1
1
1
1
TEMPO: t ( s )subida,patamar, queda"*
1.5,6,1.5
1.5,6,1.5
1.5,6,1.5
2*4,2
2,4,2
2,4,2
2,4,2
2.4,2
2,4,2
2,4,2
2,4,2
VELQCIDA-DE
v (rpm)
20
20
20
15
15 •
15
15
15
15
15
15
CORRENTE
I (A)
35
40
45
30
40
50
60
.30.
40
50
60
VOLTAGEN
V (V)
.11
12 •
13 s
*11
11
12
14a
11
11
12
14
DlST.ELE-TRODO APEÇA D(nm)
0 ,5 .
. i.o
1,5
.0 ,5
0,5
., W
1,5
0,5
0,5
' / •
1.5
DIST.LATE-RÀL ELETRODO x(mrar
0,2
0Í2
0,2 .
0,0 ", •
/0,0
0,0 ..
0,0
0.2 .
0.2
0,2
0,2
PENETRAÇÃO
P (mm)
1 , 0 3 31 , 5 7 5
1,126' 1.406
1,2522,156
0,6151,095
1,6011,979
1 ,1 89\ 4,415
1,1842,966
0,8691,165
1,2851,868
1,1532,616
1,3682,982
V-.LARGURA
L (rim)
2,5632,663
3,1023,076
3,6313,508
2,1442,631.
3,081 :3,699
3,486••4,244
3,8664,757
2,321• .1.784
2,5802,721
3,7634,084
4,5224.772
RELAÇÃO
P/L
0,4030,591
0,3630,457
0,3450,614
0,287. 0,416
. 0,5190.535
. 0,3410.236
0.3060,623
0,3740,653
0,4980,686
0,3060,640
0,3020,625
SOLD*
VS9
S1Os u
S12S , j
S14S23
S24
S?5
S26
•
S28
PARÂMETROS DE SOLDA PARA OS
N9.DEVOLTAS
1
1
1
1
1
1
1
1
1
1
1
1
1
TEMPO; t ( s )sub1da,patatmar, queda"
2 , 4 , 3
2,4,3
2,4,3-
2,4,3
2.4,3
2,4,3
2,4.3
3,6,3
3,6,3
3,6,3
. 3.6,3
3,6.3
3,6,3
VELOCIDA-DE
v (rpm)
16
16
16
16
16
16
16 V
10
10
10
10
10
PINOS COMPACTOS
CORRENTE
I (A)
4.0
50
60
40
40
40
.40
30
40
50
20
30
VOLTAGEM
V (V)
11
12
12 '
12
12
11
ir
10
n
12
14 .
10
DIST.ELE-TRODÓ APEÇA DCmm)
0,5
0,5 .
0,5
' 1.0
1,5
0,5T 0 . 5 .
0,5
' 0,5
. .1 ,0
' 1 . 5
0 , 5 /
0,5
DIST.LATE-RAL ELETRODO x(mm)~
0,0
0,0
0,0
0,0
0,0
,0,2 ".
0.3 ''
, 0,0
0,0
o.q
o;o.
0,2
0,2
PENETRAÇÃO
P (mm)
' • ' ! ' • '
A
0,7801,086^
vl.,1151,535
1,3992,104
1,3393,432
0,7511,094 .
1 , 0 7 31 , 0 7 9
' LARGURA
L (mm)
•
•
1 , 6 3 91 , 8 9 4
2,2302,782
2,9073,607
3,8774,997
1,4461 , 7 7 5
2,3702,014
RELAÇÃO
P/L
0
i
0,476.0,5.73
0,5000,552 y
0,4810,583
0,3450,687
0,5190,616
0,4530,536
SOLDA
S29
S30
S39
S4O
S41
S42
S43
S44
S45
S46
S55
PARÂMETROS DE SOLDA PARA OS PINOS COMPACTOS .
N9-DEVOLTAS
(R)
1
1
1
1
1
1
1
1
1
1
2
TEMPO: t ( s )subida,patamar, queda
3,6,3
3,6,3
1.5,3,1.5
1.5,3,1.5
1.5,3,1.5
1.5,3,1.5
1.5,3,1.5
1.5,3,1.5
1.5,3,1.5
1 . 5 , 3 , 1 . 5
3 . 1 2 , 3
VELOCIDA-DE
v (rpni)
10
10
20
20
20
20
20
20
20
20
10
CORRENTE
I (A)
40
50
30
40
50
60
30
40
50
60
15
VOLTAGEM
V (V)
12
14 •
11
11'
12
14
11
11
12
14
10
DIST.ELE-TRODO APEÇA Dtiun)
1,0
1,5
0,5
. 0 , 5
1,0
0,5
0,5
• 1,0
1 . 5 "
0,5
DIST.LATE-RAL ELETRODO x(mm)~"
0,2
0,2
0,0
0,0"
0,0
0 , 0 . .
0,2
0,2
0,2
.. 0,2
0,0
PENETRAÇÃO
P (mm)
1,0901,771
1,2572,144
0,6700,793
1,0911,091
0,9011,119
0,895{1,412 •
0,8290,843
0.7911,129
0,9491,182
1,4821,749
0,3630,462
\ • '
LARGURA
L (mm)
3,0883,822
3,3774,557
1 ,9382,107
2,6522,846
3,448 ,.3,896
3,3774,586
1,9501,831
2,7512,904
2,8573,975
4,5364,693
1,2511,243
RELAÇÃO
P/L
0,3530,463
0,3720,470
0,3460,376
0,4110,383
0,2610,257
*0,2650,308
0,425 '0,460
0,2870,389
0,3320,297
0,3270,377
0,2900,372
SOLDA
S56
S57
S58
S59
S60
S61
S62
S71
S72
S73
S74
PARÂMETROS DE SOLDA PARA OS PINOS COMPACTOS
N9 DEVOLTAS
2
2
2
2
2
2
2
2
2
2
2
TEMPO: t ( s )sub ida ,patamar, queda"
3,12,3
3,12,3
3,12,3
3,12,3
3,12,3
3,12,3
3,12,3
2,8,2
2,8,2 "
2,8,2
2,8,2
VELOCIDA-DE
v (rpm)
10
1Q
10
10
10
10
10
15
15
15
15
CORRENTE
I (A)
20
25
30
; 15
20
25
:o
2 5 ,
30
35
40
VOLTAGEM
V (V)
10
11
11
IP*
• 10
11
11
11
11
11
12
OIST.ELE-TRODO A 'PEÇA D(mm)
0,5
1.0
1.5
0.5
0,5r
1,5
0,5
0,5
1,0/
1.5
•
DIST.LATE-RAL ELETRODO x(mm)"~
0,0
0,0
0,0
0 , 2 -
' 0 , 2 •'
/ 0,2 .
0,2
o , o"
0,0
0,0
0,0
PENETRAÇÃO
P (mm)
1,0091,032
1,0671,086
1,3341,530
0,3790,442
0,980 *1,204
1,0411,044 ••:•
1,1771,752
0,*8501,074
0,7700,913
1,0451,060
1,0581,594
y •
"LARGURA
L (mm)
1,8992,259
2,7872,491 ;>
3,8053,881
0,9651,270
2,821 ...2,106. '
2,5021,927
3,6453,943
1,9262,144
1,9502,115
3,2863,185
4,0783,715
RELAÇÃO
P/L
0,531.0,457
0,3830,436
0,3500,394 '
0,3930,348
0,3470,572
0,4160,542
0,3230,444
0,4410,501
0,3950,432
0,3180,333
0,2590,429
SOLDA
S75
S76
S77
S78
S87
S88
S89
S90
S91
S92
S93
PARAHETROS DE !
N9-DEVOLTAS
(R)
2
2
2
2
2
2
2 .
2
2
2
2
TEMPO: t(s)subida,patamar, queda
2.8,2
2,8,2
2.8,2
2.S.2
1.5,6,1.5
1.5,6,1.5
1.5,6,1.5
1.5,6,1.5
1.5,6,1.5
1.5,6,1.5
1.^5,6,1.5
5OLDA PARA OS PINOS COMPACTOS .
VELOCIDA-DE
v (rpni)
15
15
15
15
20
20
20
2Q
20
20
20
CORRENTE
I (A)
25
30
35
40
•30 . _
35
40
45
30
35
40
VOLTAGEM
V (V)
.11
11 *
11
12
11
n
13
11
11
12
DIST.ELE-TRODO APEÇA D(tnn)
0 , 5 •
0,5• •
1.0 '
1,5
0,5
0,5 V
1*0
1 , 5 .
0.5
0.5 y
1,0
DIST.LATE-RAL ELETRODO x(mm)"~
0.2
0^2
0,2 •
0,2 ". 'i
0,0t
•
o . o •••
0 ,0 -
0,0
0,2
• 0.2
0.2
PENETRAÇÃO
P (mro)
0.6660.766
0.6511,053
1,0811.148
1.0971.182
0.5630,731
1,052M ,065
1,3132.820
1.0661,162
0,7380.869
1.0890.592
1.0321 . 0 9 4 .
LARGURA
L (m)
1,6401.980
1.7981.799
3.2093,220
3,8113,473 •
2,0102.046
2,5492.331
4.520..5,289
3,436"3,401
1,7672.075 .
2,1841.996
3.3602,853
RELAÇÃO
P/L
•0,4060.387
0.3620,585
0,3370.356
0.2880.340
0.2800,357
0.4130.457-,
0,2900,533
0,3010,342
0,4180.419
0.4990,296
0,3070,383
SOLDA
S94
S1OO
S1O1
S 1 0 2
S 1 0 6
S 1O7
S 1 0 8
S 1 0 9
S11O
PARÂMETROS DE
N9 0EVOLTAS
(R)
2
2
2
2
1
1 '
1
1
1
TEMPO: t(s)subida,patamar, queda"
1.5,6,1.5
3,12,3
3.12,3
3,12,3
2,4,2
2.4,2
2.4,2
2.4,2
2.4,2
' • .
SOLDA PARA OS P I
VELOCIDA-DE
v (rpm)
20
10
10
10
15
15
15
15
15
CORRENTE
I (A)
45
30
40
50
6 0 ^
30
40
50
.60
NOS COMPACTOS
VOLTAGEM
V (V)
13
11 '
11• • *
12
14
11
11
12
14
DIST,ELE-TRODO APEÇA D(mra)
1 , 5 . '
. 0 , 5
. 0 , 5
0,5
Í . 5
., 0.5 , ..
0;5'
1,0
1.5
/
OIST.LATE-RAL ELETRODO x(mm)~
0,2
6.2
0,0
/0,0
0,2
. 0.2
0,2
0,2
PENETRAÇÃO
P (mm)
1,0281.032
2.1114,051
!
\1,2771,898
0,513.\ 0,874
1,0891,410
1,7952,191
1,3841,393
LARGURA
L (mm)
3,8293.851
3,2011 3.101
4,6305,167
1,5351,461
2,7113,044
4,4204,671
4,4404,253
RELAÇÃO
P/L
0,2680,283
0,657 .1,306
0,2760,367
0,3340,598
- 0,4020,463
0,4060,469
0,3120.327
152
Os defeitos apresentados, através de exames visual eme
talogrâfico, nas soldas dos ensaios preliminares estão provável^
•ente associados aos parâmetros empregados e a diferença de
dimensões entre as peças a serem soldadas. Apresentando fusão
excessiva, afundamento superficial do tubo e vazamento, soldas
--fern que se empregou amperagens mais elevadas, tempos mais lon-
gos e eletrodos muito próximos, principalmente na "posição 0,0"
e em pinos ocos. Enquanto falta de penetração ocorreu para
situação oposta, onde baixa anperagem", tempos menores e eletro
dos mais distantes eram empregados. Defeitos denominados Hv£
zios de solidificação" foram detectados em 5 soldas, todas com
R « 1, t * 2, 4, 2 e v « 15. Este. defeito poderia ser ocasio-
: nado devido a um excesso de metal fundido solidificando de mo-
do muito rápido. . . \: "•.'.-••
153
&EFEIIOS OBSERVADOS NAS SOLDAS PRELIMINARES
FALTA DE PENETRAÇÃO
S55
S6O
S59
S16
S35
S24
AFUNDAMENTO SUPERFICIAL
VAZAMENTO
VAZIOS
S105