UNIVERSIDADE FEDERAL DE CAMPINA GRANDE

CENTRO DE CIÊNCIAS E TECNOLOGIA UNIDADE ACADÊMICA DE ENGENHARIA MECÂNICA

IX JORNADA DE TRABALHO DE CONCLUSÃO PERÍODO 2011.2

*Trabalho avaliado pela banca examinadora composta pelos professores Theophilo Moura Maciel, Marco Antonio dos

Santos, Manassés da Costa Agra de Mello (membros/UAEM)

AVALIAÇÃO DA TENACIDADE DE JUNTAS SOLDADAS DE AÇOS

DISSIMILARES UTILIZADOS NO SETOR OFFSHORE DA INDÚSTRIA DE

PETRÓLEO*

Jailson Alves da Nóbrega

¹

jailson_engmec@hotmail.com

¹Aluno da unidade Acadêmica de Engenharia Mecânica - UAEM, Centro de Ciências e Tecnologia

– CCT, Universidade Federal de Campina Grande – UFCG, Caixa Postal: 10034, Cep: 58109-970,

Campina Grande – PB.

Resumo: A necessidade do aumento de vida útil e da garantia de materiais com alta capacidade

de absorver energia com baixo risco de ocorrência de fratura frágil, conduz a diversos estudos

nessa área. Principalmente em equipamentos cuja fratura pode proporcionar riscos de acidentes

com prejuízos, não só em termos de custos, como em termos de meio ambiente como aqueles

utilizados no setor offshore da indústria do petróleo. Estas fraturas ocorrem geralmente na

região de grãos grosseiros da zona termicamente afetada destas juntas. Neste trabalho foi

avaliado a tenacidade através de Ensaios de Impacto Charpy em corpos de prova com entalhe

localizado nestas regiões da junta submetidos à diferentes técnicas possíveis de serem utilizadas,

com o objetivo de reduzir a fragilidade dessa região da junta soldada no lado do aço de maior

resistência mecânica, que foram: Com um e dois passes de “amanteigamento” com ligas de Ni e

com dois ciclos térmicos diferentes de tratamento térmico para alívio de tensões (TTAT). Os

resultados mostraram que os corpos de prova obtidos com utilização da técnica com dois passes

de “amanteigamento” atingiram valores de resistência ao impacto similares àqueles obtidos com

os corpos de prova submetidos aos TTAT mostrando assim a viabilidade desta técnica na

soldagem destes aços dissimilares.

Palavras-chave: Juntas soldadas, “amanteigamento”, aços dissimilares, ensaio de Impacto

Charpy.

1. INTRODUÇÃO

A necessidade do aumento da vida útil e da garantia com relação a riscos por falha que

comprometam o pleno funcionamento dos equipamentos do setor de petróleo e gás que atuam em

ambientes submarinos (offshore), tem conduzido a diversas pesquisas focadas nesse campo de

atuação.

Os aços de baixa liga, com teores de elementos de liga inferior a 8%, com tensão limite de

escoamento na ordem de 412 MPa, são muito utilizados nas estruturas do setor de petróleo e gás.

Nestes aços os elementos de liga são adicionados para refinar a microestrutura ou favorecer a

formação de estruturas com maior resistência mecânica associada com boa tenacidade e

soldabilidade (Fontes, 2008).

Um grande desafio está, portanto na obtenção destes aços com características especiais, obtidas

por uma perfeita combinação entre a composição química (elementos de liga e teor de carbono) e

processamento mecânico e térmico, Entretanto, todos estes aços precisam ser soldados para a

2

formação do equipamento. Sendo assim o outro desafio é assegurar as propriedades da junta

soldada mantendo a alta resistência mecânica, tenacidade e dureza do metal de base. (Fontes, 2008).

Isto é realmente um desafio, pois uma junta soldada, independente do processo ou procedimento

adotado, apresenta regiões muito distintas e suas características não podem ser avaliadas

separadamente, pois inclui o próprio metal de base, que não deve ser afetado por um possível

tratamento térmico pós-soldagem, a zona termicamente afetada (ZTA) pelo calor da solda, que

recebe diversos ciclos térmicos em uma solda multipasse; e o metal de solda fundido, cuja

composição pode ser muito diferente da composição do metal de base, dependendo do consumível

selecionado.

No setor de petróleo e gás os aços de baixa liga ligados ao Cr-Mo, por exemplo, o AISI 8630,

são utilizados em válvulas submarinas para tubulação. Este material apresenta uma boa

temperabilidade e quando soldado requer um tratamento térmico posterior de alívio de tensões na

solda, que deve ser executado em faixa específica de temperatura com tempo mínimo de 2 horas

conforme a ASME B31.1 tendo como metas aliviar as tensões residuais e revenir a microestrutura,

aumentando a tenacidade da junta soldada (PIMENTA et al, 2002)

.

Outra alternativa é a aplicação do “amanteigamento” que trata-se de uma técnica que envolve a

deposição de uma ou mais camadas de metal de alta tenacidade na face da junta ou da superfície a

ser soldada. Esta técnica visa refinar a microestrutura da zona termicamente afetada (ZTA), fazendo

com que a zona parcialmente macia do segundo passe coincida com a zona dura do passe anterior.

Ambas as técnicas reduzindo o nível de fragilidade da junta nesta região reduz o risco da fratura

pelo hidrogênio presente nas proteções catódicas aplicadas nestas juntas para proteção contra

corrosão

Esse trabalho teve como objetivo, avaliar a eficiência destas técnicas sobre a tenacidade destas

juntas soldadas através do ensaio de impacto Charpy com o entalhe localizado nestas regiões

críticas das juntas soldadas. Foram realizados testes em 4 juntas soldadas com diferentes condições

de amanteigamento e tratamento térmico de alívio de tensões, para níveis semelhantes de energias

de soldagem.

2. FUNDAMENTAÇÃO TEÓRICA

2.1- Aços de baixa liga

Dentre os aços conhecidos como baixa liga, existem as variações: temperados e revenidos de

baixo carbono (“low carbon quenched and tempered”), temperados e revenidos de médio carbono

(“ultra high strenght”), aços para mancais (“bearing steels”) e os resistentes ao calor do tipo Cr-Mo

(“heat resisting”) (ASM International, 1990). Neste trabalho o interesse está nos aços temperados e

revenidos de médio carbono, resistentes ao calor.

Os aços temperados e revenidos de médio carbono contêm tipicamente 0,25% a 0,50 % de

carbono e não mais que 5% de elementos de liga (ASM International, 1990). Estes aços são

endurecíveis por têmpera resultando em uma microestrutura martensítica e, em seguida são

revenidos para o ajuste das propriedades mecânicas (dureza, tenacidade, resistência mecânica e

ductilidade).

A temperabilidade destes aços é assegurada pela adição do cromo e molibdênio (Lima, 2006),

em aços com composição típica de 1% Cr, 0,4%Mo, e 0,3%C, por exemplo, sendo estes usados em

equipamentos largamente aplicados pela indústria petrolífera em corpos pressurizados nas classes

de tensão limite de escoamento de (415MPa) 60Ksi ou (517MPa) 75Ksi, que atendem ao API 6A

(ISO 10423, 2004), e que exigem tenacidade assegurada quando se trabalha com um alto grau de

risco. Este grau de risco, identificado na norma pelo nível de especificação do produto ou “product

specification level” (PSL), determina quais os requisitos de tenacidade para garantir que o

equipamento não venha a falhar de forma frágil (ISO 10423, 2004).

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Para melhorar a tenacidade destes aços martensíticos é usual adicionar à liga Cr-Mo pequenas

quantidades de Ni, entre 0,6% a 1,0%, tipicamente encontrados nos aços tipo AISI 8630

modificado, por exemplo. Uma das limitações da adição de Ni é a maior susceptibilidade destes

aços à fragilização pelo hidrogênio. Como este tipo de material é muito utilizado em aplicações

submarinas e em corpos submetidos a meios contendo H2S é usual fabricar flanges e tubulações

segundo requisitos da norma NACE, que especifica o teor máximo de 1% Ni para aços que vão

trabalhar em meios contendo H2S (NACE MR 0175),( 2001 ISO 15156, 2001), válido tanto para o

metal de base como para a solda.

O aço AISI 8630 tem sido amplamente empregado em seções espessas de forjados para

aplicações em completação de poços de petróleo. Com menos 1% de níquel e uma composição

química balanceada para obter elevada temperabilidade e uma boa relação dureza – resistência

mecânica, é possível atingir até a classe de 85 ksi de limite de escoamento sem ultrapassar 22 HRC

(Colpaert, 2008)., estes são essenciais para garantir a resistência à corrosão sob tensão em meios

contendo H2S, segundo a norma da NACE (NACE MR 0175),( 2001 ISO 15156, 2001).

2.2 Processo de Soldagem ao arco com proteção gasosa (GMAW)

A soldagem ao arco elétrico com gás de proteção (GMAW-Gas Metal Arc Welding), também

conhecida como soldagem MIG/MAG (MIG – Metal Inert Gas e MAG – Metal Active Gas), é um

processo que se baseia na fonte de calor de um arco elétrico mantido entre a extremidade de um

arame nu consumível, alimentado continuamente, e a peça a soldar. A proteção da região da solda é

feita por uma atmosfera protetora de gás inerte (comercialmente Ar e He) ou ativo (usualmente

CO2) ou a mistura deles (SCOTTI & PONOMAREV,2008) como ilustrado na Figura 1.

Figura 1: Esquema do processo de Soldagem MIG/MAG

O processo MIG/MAG pode ser aplicado de forma automática, quando o movimento da tocha é

feito por uma máquina, ou semi- automática, quando a tocha é conduzida manualmente pelo

operador (soldador). Em ambos os casos, a alimentação do arame é feita mecanicamente (o

equipamento mantém por si só, a velocidade de alimentação e o comprimento do arco constante).

O gás de proteção tem a função de evitar contaminações do arame, das gotas do metal fundido

em transferência e da poça de fusão pelos gases da atmosfera. Este gás possui também o papel de

ser o meio ionizante, conferindo a ele as propriedades de estabilizar o arco e controlando a

transferência metálica, consumo do eletrodo e fusão do metal de base.

As principais características inerentes ao processo, são: Elevada taxa de fusão do arame-

eletrodo, a possibilidade da variação de modos com que a transferência metálica se dá e a relativa

portabilidade da tocha. O pequeno comprimento do eletrodo (extensão energizada do arame

eletrodo) permite o uso de uma alta densidade de corrente (levando a um alto consumo) sem afetar a

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rigidez mecânica do eletrodo por aquecimento ao longo do seu comprimento. Os seus diâmetros

pequenos conferem um arco elétrico concentrado e de alto poder de fusão do metal de base. Estas

são as principais razões de se creditar ao processo MIG/MAG uma alta capacidade de produção. O

fato de a alimentação ser contínua possibilita aumentar o ciclo de trabalho relação entre o tempo de

arco aberto e o tempo total de soldagem o que confere ao processo, uma maior produtividade . Esse

processo ainda gera relativamente poucos fumos e pouca escória, comparativamente aos processos

que usam a escória como meio de proteção.

2.3- Níquel e suas ligas

O níquel possui uma estrutura bastante versátil que permite seu uso em várias aplicações de

engenharia. A estrutura cristalina CFC (cúbica de face centrada) do níquel possui boa tenacidade,

ductilidade, boa resistência mecânica tanto em baixa como em alta temperatura, bem como

resistência à oxidação e corrosão na maioria dos meios (KEJELIN,2006);(PÉREZ, 2005).

A estrutura CFC do níquel não sofre alterações alotrópicas até seu ponto de fusão,

diferentemente do ferro que apresenta alotropia (ferrita alfa e ferrita delta) em função da

temperatura (PÉREZ,2005).

Por causa da grande solubilidade de outros metais no níquel, muitas ligas comerciais são

disponibilizadas no mercado. Níquel e Cobre possuem solubilidade total no estado sólido. Ferro e

cobalto são solúveis em alto grau no níquel. O limite de solubilidade de cromo no níquel é de

aproximadamente 35 a 40% para o cromo, e cerca de 20% para o molibdênio. Adição dos elementos

supracitados não prejudica a soldabilidade das ligas de níquel, pelo contrário, em muitos casos

apresentam benefícios (Wang, 1993). A soldagem é sensível a elementos residuais como: enxofre,

chumbo, zircônia, boro, fósforo e bismuto. Estes elementos são praticamente insolúveis no níquel e

suas ligas, podendo levar a formação de eutéticos de baixo ponto de fusão e conseqüente formação

de trincas de solidificação.

Estão incluídas neste grupo as ligas C-22, C-276, G, S, X, 622, 625 e 686. Estas ligas são

desenvolvidas principalmente para apresentarem elevada resistência à corrosão em elevadas

temperaturas.

A liga 625 possui adições de 9% de molibdênio e 4% de nióbio, os quais aumentam a resistência

mecânica e à corrosão tanto em temperatura ambiente quanto em temperaturas elevadas. Todas

estas ligas são de boa soldabilidade e existe no mercado uma vasta gama de consumíveis à

disposição (Wang, 1993).

Além de endureciveis por solução sólida, as ligas de níquel podem ser endureciveis por

precipitação (envelhecimento) e por dispersão de óxidos refratários na matriz, por exemplo, o ThO2.

Estes mecanismos de endurecibilidade das ligas de níquel é metalurgicamente semelhante ao

encontrado em outros metais como aços e ligas de alumínio (Kou, 2003),( Wang, 1993).

Ligas a base de níquel são utilzadas numa grande variedade de aplicações industriais devido a

suas excelentes características de resistência mecânica e ao ataque químico em meios corrosivos,

inclusive em altas temperaturas (aproximadamente 1100 °C) (Kejelin, 2006). Soldas de alta

qualidade são produzidas utilizando-se ligas de níquel através dos mais comuns processos de

soldagem, conforme as características metalúrgicas e a disponibilidade dos metais de adição ou

fluxos necessários para operação de soldagem (Kou, 2003),( Wang, 1993).

A liga Inconel 625 é utilizada em várias indústrias (aeroespacial, química, nuclear, aplicações

com água do mar, etc.) graças a sua grande resistência mecânica, excelente resistência a fadiga,

resistência térmica, resistência à oxidação, excelente soldabilidade e brasagem, excelente resistência

à corrosão em vários meios e em uma grande faixa de temperatura e pressão, resistência a cloretos,

além de seu uso freqüente como material de adição em soldas dissimilares por causa de sua

resistência, ductilidade e sua habilidade de tolerar na diluição uma grande quantidade de outros

materiais (EILSENTEIN et al, 1991).

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2.3.2 Soldagem das ligas de níquel

Eletrodos em ligas de níquel produzem um metal de solda fundido menos fluido que metais de

solda resultantes de aços em geral, impedindo o processo de espalhamento e molhamento das

eventuais faces que compõem a junta. A menor fluidez da poça de fusão resulta também em

movimentos convectivos menos intensos no metal de solda em estado liquido, podendo,

diferentemente dos aços, resultar em gradientes de composição química e por conseqüência

descontinuidade das propriedades relacionadas (Kejelin, 2006),(Kou, 2003),( Wang, 1993).

Tais dificuldades associadas com a maior viscosidade do metal fundido podem, conforme a

disponibilidade, serem suprimidas através de movimentos de tecimento do eletrodo nu. A amplitude

do movimento de tecimento é, portanto regida pelos seguintes fatores: projeto de junta, posição de

soldagem e tipo de eletrodo. Entretanto quando o movimento de tecimento é utilizado, este não

deve ser maior que três vezes o diâmetro do arame-eletrodo (Kejelin, 2006).

Quando possível a soldagem deve ser feita na posição plana devido à facilidade do controle do

fluxo fundido, e o comprimento de arco deve ser mantido tão curto quanto possível. Poças de

soldagem muito grande podem resultar tato em insuficiente proteção gasosa, quanto em possíveis

inclusões de escória (Kejelin, 2006),(Kou, 2003),( Wang, 1993).

2.4 Soldagem dissimilar

Os revestimentos metálicos foram desenvolvidos no começo da década de 1930 e uma de suas

primeiras aplicações foi a utilização de níquel sobre aço carbono. Este composto era usado na

construção de tanques de guerra. Outros produtos feitos de aço revestido foram então utilizados em

fornos de destilação, vasos de processamento, ferramentas manuais, equipamentos de

armazenamento e outros (MAGALHÃES, 2008).

A maioria dos revestimentos metálicos são compostos de metais como aços inoxidáveis, ligas de

níquel e ligas de cobre soldados sobre aços carbono e aços baixa liga. A espessura do revestimento

geralmente varia entre 5 e 20% da espessura do substrato. A vantagem do revestimento é promover,

a partir de um baixo custo relativo, os benefícios de materiais mais caros, que possuem

características de resistência à corrosão, resistência à abrasão e outras (MAGALHÃES, 2008).

O processo de manufatura do revestimento pode ser realizado de diversas maneiras.

Laminação a quente, soldagem por explosão, aspersão térmica, recobrimento com solda (overlay) e

recobrimento com chapa (lining) e por soldagem convencional. Revestimentos aplicados por

soldagem consistem na deposição de um material de adição sobre um metal de base (substrato) para

dar a superfície algumas propriedades que não são intrínsecas ao metal base

Existe portanto diferentes formas de aplicação de revestimento por soldagem de acordo com a

sua finalidade.

Hardfacing é uma técnica de revestimento, que é aplicada com a finalidade de reduzir o

desgaste, a abrasão, o impacto, a erosão, a escoriação ou a cavitação. As ligas de revestimento duro

podem ser depositadas por soldagem oxiacetilênica, inúmeros processos de soldagem a arco

elétrico, soldagem a laser e por processos de aspersão térmica (ASM, 1993b).

O termo buildup (reconstrução) refere-se a adição de metal de solda sobre a superfície do

metal de base para a recuperação das dimensões exigidas para o componente. Neste processo,

geralmente não são utilizadas ligas para resistir ao desgaste, mas sim para devolver a parte

desgastada, dimensões próximas ou iguais às dimensões originais ou ainda fornecer suporte

adequado para camadas subseqüentes de verdadeiros materiais para revestimento duro (ASM,

1993b).

Weld cladding consiste numa camada relativamente grossa de metal de adição aplicada

sobre um aço carbono ou baixa liga (material base) com a finalidade de obter-se uma superfície

resistente à corrosão. Esta técnica de revestimento normalmente é realizada por processos a arco

elétrico (ASM, 1993b).

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O amanteigamento envolve a deposição de uma ou mais camadas de metal de solda na face

da junta ou da superfície a ser soldada. Difere do buildup, pois a finalidade principal do

amanteigamento é satisfazer alguma consideração de caráter metalúrgico. Esta técnica é usada

principalemente quando há uma união entre materiais de base dissimilares (ASM, 1993b).

Como se sabe, a classificação dos metais de adição é baseada na composição química dos

mesmos. A composição química associada à microestrutura do depósito é o que conferirá o

conjunto de propriedades mecânicas para o revestimento. Esse conjunto de propriedades é bastante

afetado pela diluição do processo de soldagem, definida como a percentagem do metal de base que

se fundiu e participa do metal de solda. Assim, quanto menor a diluição, menor a variação na

composição química do metal de solda e estar-se-á mais próximo das propriedades nominais do

depósito (WAINER et al., 1992).

Zeemann (2003) aponta alguns fatores que contribuem para a ocorrência de grandes variações

no valor da diluição, tais como: tipo de junta, processo, temperatura de pré-aquecimento,

consumíveis e parâmetros elétricos. As principais condições de diluição elevada ocorrem para:

i. Processos com elevada energia de soldagem – como o arco submerso, por exemplo;

ii. Técnicas de soldagem que favoreçam maior penetração – como apontar o arco

elétrico diretamente para o metal de base (ao invés de apontar para a poça de fusão)

como no processo MIG/MAG;

iii. Utilização de alta temperatura de pré-aquecimento – a fusão do metal de base fica

facilitada;

iv. Parâmetros ou consumíveis de soldagem que favoreçam alta penetração – como, por

exemplo, soldagem MIG/MAG com CO2.

Outro fenômeno da soldagem dissimilar é a camada que se forma na interface

revestimento/substrato devido à grande diferença de composição química entre os consumíveis e o

substrato e às condições de soldagem. Isto é, zonas parcialmente diluídas (ZPD’s) – com dureza

acima de 300HV – podem se formar ao longo da linha de fusão (pelo lado do MS) (SILVA, 2009),

como na Figura 2.

Figura 2: Região apresentando ZPD (SILVA, 2009).

As ZPD’s podem apresentar dezenas de mícrons de largura e composição química de baixa liga,

ou seja, uma composição intermediária entre o metal de base e o metal de solda (DOODY, 1992),

(OMAR, 1998),( KEJELIN, 2008). A literatura afirma que estas ZPD’s podem ser constituídas de

martensita, precipitados e/ou fases intermetálicas tais como, Sigma e Chi (GOOCH, 1982), (

OMAR, 1998). Devido a estas características, as ZPD’s tornam-se susceptíveis a ataques corrosivos

por pitting, fragilização por hidrogênio, corrosão sob tensão podendo resultar em falhas na interface

revestimento/substrato da estrutura (LUNDIN, 1982),( OMAR, 1998),( ROWE et al., 1999).

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2.5 Ensaios de impacto

A partir de ensaios de tração em laboratório, verificou-se que os resultados deste ensaio não

poderiam ser extrapolados para prever o comportamento de fraturas. Por exemplo, em algumas

situações, materiais metálicos normalmente dúcteis fraturam abruptamente e com pouca

deformação plástica (CALLISTER, 2002).

Assim, as técnicas de ensaio de impacto foram desenvolvidas com a finalidade de

determinar características de fratura dos materiais. As condições dos ensaios de impacto são

escolhidas para representar aquelas condições mais severas em relação ao potencial de ocorrência

de uma fratura. São elas:

deformação a uma temperatura muito baixa;

uma elevada taxa de deformação e;

um estado de tensão triaxial (induzido pela presença de um entalhe).

Existem dois tipos de ensaios padronizados que são utilizados para medir a energia de

impacto (ou tenacidade ao entalhe): as técnicas Charpy e Izod. Tanto na técnica Charpy como na

técnica Izod, o corpo de prova mais utilizado possui o formato de uma barra com seção reta

quadrada, na qual é usinado um entalhe com formato em “V” (Figura 3a). O equipamento

empregado para realização dos ensaios de impacto com entalhe em “V” está ilustrado na Figura 3b.

Figura 3: (a) corpo de prova utilizado nos ensaios Charpy e Izod, (b) representação esquemática do equipamento

utilizado nestes ensaios. Fonte: Callister (2002)

Mais detalhes de outros corpos de prova empregados nos ensaios de impacto estão apresentados

na Figura 4.

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Figura 4: Corpos de prova empregados em ensaios de impacto. Fonte: ASTM (2003).

A carga é aplicada como um impacto instantâneo de um martelo de pêndulo balanceado que é

liberado de uma posição elevada que se encontra a uma altura fixa h. A amostra fica posicionada na

base, conforme está mostrado na Figura 3b. Com a liberação, uma aresta em forma de faca montada

sobre o equipamento atinge e fratura o corpo de prova exatamente no entalhe, que atua como um

ponto de concentração de tensões para este impacto de alta velocidade. O pêndulo continua em seu

balanço, elevando-se até uma altura h’, que é inferior a h. A absorção de energia que é computada

pela diferença entre h e h’, representa uma medida da energia do impacto. A diferença principal

entre as técnicas Charpy e Izod está na maneira como o corpo de prova é sustentado, como pode ser

verificado na Figura 3b. Além disso, esses testes são denominados ensaios de impacto, com base na

maneira como é feita a aplicação da carga. Variáveis como o tamanho e o formato do corpo de

prova, bem como a configuração e a profundidade do entalhe, influenciam os resultados dos testes

(CALLISTER, 2002),(SOUZA, 1982).

Uma das principais funções dos ensaios Charpy e Izod são a de determinar se um material

experimenta ou não uma transição dúctil-frágil com a diminuição da temperatura e, se este for o

caso, as faixas de temperaturas ao longo das quais isso acontece. A transição dúctil-frágil está

relacionada à dependência da absorção da energia de impacto em relação à temperatura. Essa

transição está representada para um aço através da curva A da Figura 5.

Figura 5: Representação da transição dúctil-frágil para um aço (curva A). Fonte: Callister (2002).

Para muitas ligas, existe uma faixa de temperaturas ao longo da qual ocorre a transição dúctil-

frágil. Isto apresenta alguma dificuldade para se especificar uma única temperatura de transição

dúctil-frágil.

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Alternativamente, a aparência da superfície da falha é um indicativo da natureza da fratura, e

pode ser usada em determinações da temperatura de transição. No caso de fraturas dúcteis, essa

superfície parece fibrosa ou opaca – ou ainda de caráter de cisalhamento. Opostamente, superfícies

frágeis possuem uma textura granular (brilhosa) – ou de caráter de clivagem. Ao longo da transição

dúctil-frágil existirão características de ambos os tipos. Com freqüência, o percentual de fratura de

cisalhamento (fratura dúctil) também é plotado como uma função da temperatura (Curva B da

Figura 5).

O ensaio de impacto é um ensaio essencialmente comparativo para uso em metais aplicáveis em

estruturas de engenharia de baixa e de média resistência. O resultado do ensaio, isto é, a energia

absorvida para romper o corpo de prova, pode ser utilizada como um controle de qualidade durante

a produção desses materiais.

O exame visual da fratura do corpo de prova rompido, aliado à energia absorvida, pode servir

para análises de fratura em serviço desses materiais, além de poder também ser utilizado para

escolha de materiais em bases comparativas, no caso de metais de resistência média.

Para os metais de baixa resistência, essa escolha pode ser baseada unicamente na aparência da

fratura, bem como a tensão e a temperatura possíveis de serem usadas num projeto com a garantia

de evitar rupturas catastróficas sob condições de serviço.

Esses materiais possuem ruptura de caráter frágil por clivagem (exceto os metais CFC) ou por

cisalhamento (em lâminas muito finas). Os metais de média resistência ainda possuem ruptura de

caráter frágil em baixas temperaturas, mesmo quando a sua ruptura é normal, mas de baixa energia

(SOUZA, 1982).

Os resultados dos ensaios de impacto podem variar muito, verificando-se, em vários casos,

uma dispersão grande dos resultados, principalmente próximo à temperatura de transição. Isso se

deve à dificuldade da preparação de entalhes precisamente iguais, onde a profundidade e a forma do

entalhe são fatores importantes nos resultados. Se o material não for também homogêneo, isso

também contribuirá para a dispersão dos resultados.

Outros exemplos de utilização do ensaio de impacto são: a escolha de materiais por

comparação com outros materiais e a aquisição de resultados com relação à temperatura e tensões

de trabalho. Para esses exemplos, a aparência da fratura dos corpos rompidos é o resultado mais

importante e não a energia absorvida (SOUZA, 1982).

2.5.1 Ensaios de impacto aplicados a juntas soldadas

As juntas soldadas possuem uma microestrutura altamente heterogênea, consequentemente a

tenacidade ao impacto pode variar consideravelmente ao longo dessas microestruturas. Assim, a

tarefa mais importante a ser realizada – quando da aplicação dos ensaios de impacto em juntas

soldadas – é a localização correta do entalhe na região a ser investigada.

Em geral, em juntas soldadas, deseja-se localizar o entalhe na região mais frágil, a fim se

simular a situação mais severa da utilização de um material. Em seguida, também é interessante

fazer uma comparação da tenacidade ao entalhe desta região mais frágil com as outras regiões da

junta soldada. No entanto, torna-se difícil saber exatamente qual a região de menor tenacidade ao

entalhe de uma junta soldada.

Em aços estruturais C-Mn comuns, as regiões de baixa tenacidade estão usualmente associadas à

ZTA de grãos grosseiros e à ZTA reaquecida intercriticamente. Entretanto, um perfil de

microdureza (Figura 6) pode auxiliar na identificação de regiões de baixa tenacidade, pois durezas

elevadas frequentemente coincidem com comportamentos frágeis no material. A decisão mais

segura é a realização de ensaios de impacto ao longo de várias regiões de uma junta soldada.

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Figura 6: Perfil de dureza para uma junta soldada de um aço de alta resistência e baixa liga. Fonte:

Albuquerque et al. (1999).

Na Figura 7 é apresentada a localização do entalhe em diferentes regiões de uma junta soldada

em X, ou seja, entalhes localizados no metal de solda, na região de grãos grosseiros e na região de

grãos finos.

Figura 7: Localização do entalhe em diferentes regiões de uma junta soldada (a) três regiões distintas (b) entalhe

localizado no metal de solda, (c) na região de grãos grosseiros e (d) na região de grãos finos. Fonte: Albuquerque

et al. (1999).

A partir da Figura 7, nota-se que existe certa dificuldade para se usinar um entalhe

exclusivamente na região de grãos grosseiros ou naquela de grãos finos. O entalhe sempre atinge

uma porção do metal de solda além da região de grãos grosseiros (ou finos). A fim de se evitar este

problema, em ensaios de laboratório, pode-se empregar uma junta soldada em “K” e usinar o

entalhe do lado reto desta junta, conforme a Figura 8. Assim, o entalhe poderá ser localizado

totalmente dentro da região de grãos grosseiros ou finos.

Figura 8: Junta soldada em K. Fonte: Anderson (1995).

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3. MATERIAIS E MÉTODOS

Neste trabalho foram utilizados o aço AISI 8630, e o ASTM A106 Gr.B como metais de base e

o ER NiCrMo-3(inconel 625) como metal de adição para o amanteigamento e a solda de união. A

composição química dos materiais utilizados é mostrado na Tabela 1 e na Tabela 2.

Tabela 1:Composição química dos metais de base empregados.

Liga C Si Mn P S Cr Mo Ni V Cu Ti Al

8630 0.25–

0.33

0.15-

0.35

070-

1.10

≤

0.025

≤

0.025

0.85-

1.00

0.35-

0.45

0.75-

0.90

≤

0.06

≤

0.25

≤

0.06

≤

0.035

A106

Gr.B

0.19 0.20 0.96 0.016 0.006 - - - - - - -

Tabela 2: Composição química do metal de Adição empregado.

C Si Mn P S Cr Mo Ni Al Cu Ti Fe Nb+Ta

ER

NiCrMo-

3

0.1 0.5 0.5 0.020 0.015 20.0-

23.0

8.0-

10.0

58

min

0.4 0.5 0.4 5.0 3.15-

4,15

3.1 Procedimento experimental

Realizou se um “amanteigamento” no aço AISI 8630 como mostrado na Figura 9 (a) com

um passe de “amanteigamento” e 9 (b) com dois passes de amanteigamento, afim de analisar o

comportamento do metal de base quando submetidos a essas condições.

Figura 9: (a) com um passe de amanteigamento, (b) com dois passes de amanteigamento

Foram realizados quatro cordões para 1 passe, e seis cordões para dois passes de

“amanteigamento”. Os parâmetros de escolha relacionados na Tabela 3 foram determinados a partir

do planejamento experimental utilizado para este fim. Para o preenchimento da junta, executou-se

um fresamento de 0,5 mm para planificação do “amanteigamento”.

12

Tabela 3: Parâmetros para o “amateigamento” com um passe e com dois passes.

Cordão Tensão

(V)

Vel. alimentação

(m/min)

Vel .Soldagem

(cm/min)

1 passe 26 6 30

2 passe 32 9 30

O preenchimento da junta foi realizado através do processo MIG, completamente

automatizado, com proteção gasosa de Argônio. Foram preenchidos 4 juntas com chanfro em

meio V como mostrado na Figura 10, onde foram utilizada quatro condições diferentes afim de

analisar o comportamento da microestrutura e da ZTA em função destas condições. As quatro

condições Foram: uma junta com um passe de “amanteigamento”, outra com dois passes de

“amanteigamento”, outra com um passe de “amanteigamento” submetido a um TTAT de 676 °C

por duas horas e de 720 °C por quatro horas, realizando um total de 11 cordões de solda em cada

junta. Utilizou se diferentes parâmetros para os cordões de solda, conforme estão apresentados na

Tabela 4.

Figura 10: Esquema do procedimento de soldagem realizado para preenchimento da junta.

Tabela 4: Parâmetros para preenchimentos das juntas.

Cordão Tensão(V) Corrente (I) Energia(J/cm) V. S (cm/mim)

1 26 184 9,57 30

2 e 3 26 204 10,61 30

4 - 11 32 214-220 13,70 - 14,10 30

Para o ensaio de microdureza foi utilizado um microdurômetro da marca Future Tech, modelo

FM-700, apresentado na figura 11.

Figura 11: Microdurômetro digital FM-700 Future Tech.

13

O ensaio de microdureza foi realizado em uma amostra de aproximadamente 40 mm de

largura da região compreendida entre a ligação do aço AISI 8630 e o metal de adição ER CrNiMo-3

para análise comparativa relacionando as com as características geométricas e metalográfica das

juntas soldados.

As amostras, depois de cortadas, foram lixadas (da granulação 200 até a granulação 1200),

polidas com alumina 4, 3 e 2 e, por fim, foram atacadas quimicamente com Nital 0,5 % a fim de

revelar o perfil geométrico e a microestrutura do metal de base (MB) e a zona termicamente afetada

(ZTA). Posteriormente ao ensaio de microdureza registramos a microestrutura das regiões acima

citadas em um microscópio óptico acoplado a um computador e um software analisador de imagens.

Os ensaios de microdureza foram executados aplicando-se uma carga de 100 gramas força

(gf) – por 15 segundos – com espaçamento inicial de 50 μm da linha de fusão e espaçamento entre

as demais impressões de 200 μm no MS, ZTA e MB. Em cada espécime foram realizadas 20

medidas de microdureza vickers (HV) ao longo de quatro linhas distanciadas 4 mm, conforme

ilustra a Figura 12. Esta metodologia foi empregada a fim de se conhecer o gradiente de dureza ao

longo da junta (MS) e do substrato (ZTA e MB).

Figura 12: perfil de microdureza na junta soldada.

Os testes de impacto foram realizados à temperatura ambiente. Figura 13 (a) mostra uma

imagem do corpo de prova para ensaio de impacto Charpy conforme a norma ASTM E-23 com

entalhe em V, o entalhe foi realizado a 1 mm da linha de fusão na região da solda de passe de

enchimento , de forma a atingir a região de grãos grosseiros conforme ilustrado na Figura 14(b).

. .

(a) (b)

Figura 13: (a) Imagem do corpo de prova charpy com entalhe em V, (b) Imagem da região de retirada

do CP e usinagem do entalhe.

14

Os entalhes foram usinados utilizando uma brochadeira LS71-UV específica para este fim,

mostrada na Figura 14 (a). Foram ensaiados para cada condição, 4 corpos de prova, além do metal

de base, todos com uma máquina de ensaio de impacto JB- W300, mostrado na Figura 14 (b).

(a) (b)

14(a) Brochadeira LS71-UV, (b) Máquina de ensaio de impacto JB-W300.

4. RESULTADOS E DISCUSSÕES

A Figura 15 ilustra graficamente e a tabela 5 apresenta os resultados médios com os desvio

padrão dos valores de energia absorvidos das juntas soldadas com as 4 condições analisadas, isto é:

Condição 1 Metal de base AISI 8630, 2 é a condição com um passe de amanteigamento, 3 é a

condição com dois passes de amanteigamento, 3 é a condição com TTAT à 676 °C por duas horas,

4 é a condição com TTAT à 720 °C por quatro horas. A escolha dessas TTATs, foram embasadas,

a primeira conforme o CEMPES (centro de pesquisa da Petrobras ) e a segunda, conforme a

literatura, para efeito comparativo.

Figura 15: Média de energia absorvida (J) para cada condição.

15

Tabela 5: Valores de Energia absorvida (J) para cada condição.

CORPOS DE PROVA 8630

UM PASSE AMANTEIGAMENTO

DOIS PASSES AMANTEIGAMENTO

TTAT 676 °C (2 horas)

TTAT 720 °C (4 horas)

1 78 50 102 92 68

2 70 34 74 86 92

3 76 62 76* 96* 70

4 66 52 90* 80* 106

MÉDIA 72,5 49,5 85,5 88,5 84

DESVIO 5,51 11,59 13,10 7,00 18,26

* Corpo de prova não rompeu totalmente

Através dos valores apresentados podemos perceber que a tenacidade da ZTA da juntas

soldada com um passe de amanteigamento apresentou valores inferiores aos demais, enquanto que

com a aplicação de dois passes de amanteigamento houve uma significante melhoria na tenacidade.

Através do tratamento térmico de alívio de tensões (TTAT) os resultados obtidos apresentaram se

semelhantes à condição de dois passes de amanteigamento, porém quando realizado um TTAT a

676 °C por 2 horas, apresentou se uma menor desvio se comparado como TTAT a720°C por 4

horas . Mesmo considerando os valores dos desvios padrão pode se verificar o valor com apenas um

passe de amanteigamento realmente apresentou uma diferença considerável com relação à outras

condições demonstrando assim a necessidade de aplicação de técnicas para reduzir a fragilidade

desta região da junta soldada.

Figura 16 apresenta os aspectos das superfícies fraturadas via MEV para cada condição.

(a) (b)

(c) (d)

16

Figura 16: Microscópia da região fraturada com ampliação de 100x de um corpo de prova de cada condição, (a)

com um passe de amanteigamento (34J), (b) com dois passes de amanteigamento (74J), (c) com TTAT a 676 °C

(2 horas) (96J), (d) TTAT a 720 °C (4 horas) (92J).

As imagens foram retiradas da região central da fratura. Pode-se perceber que a superfície

com apenas um passe de amanteigamento Figura 16(a), com menor energia absorvida apresentou

em sua superfície de fratura, uma região de rompimento por clivagem pelo seu maior percentual de

superficie plana. As demais imagens apresentaram em sua superfície uma característica mais fibrosa

devido aos maiores valores de energia absorvida.

Figura 17 mostra de forma pontual os valores médios de microdureza e a tabela 6

apresenta os perfis com os valores médios dessas microdureza para cada linha apresentada na

Figura 12. Ou seja cada um dos 4 valores apresentados representam a média das 20 indentações do

metal de solda, 10 indentações na região da ZTA e 10 indentações no metal de base ao longo de

cada linha horizontal, ou seja, ML1 corresponde a média da linha 1, ML2 a média dalinha 2, ML3 a

média da linha 3, ML4 a média da linha 4.Pode-se perceber que houve uma redução significativa

na dureza da ZTA com o TTAT realizadopor 4 horas a 720 C devido ao maior tempo àquela maior

temperatura provavelmente suficiente para proporcionar fenômenos metalúrgicos como

esferoidização de carbonetos em maior proporção (Colpaert 2006) Entretanto, esta maior redução

de dureza não influenciou nos resultados de resistência ao impacto pois os valores obtidos foram

similares àqueles com os corpos de prova tratados à menor temperatura e por menor tempo. Na

tabela 6, são mostrados os valores médios e os desvios , para o metal de solda, a ZTA e o metal de

base da junta soldada.

Figura 17: Perfil de Microdureza (HV) ao longo da Junta

17

.Tabela 6: Microdureza (HV) média para cada região.

UM PASSE AMANTEIGAMENTO

ML1 ML2 ML3 ML4 MÉDIA

M.S 260,82 ± 17 268,86 ± 27,09 262,4 ± 29,24 246,42 ± 23,24 259,63 ± 16,79

ZTA 323,27 ± 17,00 434,42 ± 66,19 396,45 ± 63,12 377,77 ± 48,83 382,98 ± 36,87

M.B 281,19 ± 12,87 299,56 ± 20,30 273 ± 19,80 263,62 ± 16,00 277,80 ± 7,15

DOIS PASSES AMANTEIGAMENTO

M.S 241,73 ± 28,15 269,22 ± 10,42 271,52 ± 9,85 249,23 ± 11,04 257,92 ± 14,86

ZTA 320,94 ± 40,67 360,39 ± 72,88 317,76 ± 74,25 321,46 ± 50,12 330,13 ± 59,48

M.B 292,75 ± 29,73 277,31 ± 21,99 255,68 ±13,96 255,65 ± 31,72 270,35 ± 24,35

TTAT 676 °C ( 2 HORAS)

M.S 253,79 ± 14,45 262,11 ± 17,25 287,795 ± 13,62 269,49 ± 13,14 268,30 ± 14,62

ZTA 306,42 ± 44,41 314,35 ± 41,51 401,5 ± 67,53 345,51 ± 58,22 341,95 ± 52,92

M.B 317,89 ± 32,31 325,9 ± 27,73 385,16 ± 37,53 305,25 ± 73,51 331,82 ± 42,77

TTAT 720 °C ( 4 HORAS)

M.S 249,96 ± 15,29 237,27 ± 20,55 240,845 ± 28,46 252,7 ± 12,05 245,20 ± 19,08

ZTA 287,85 ± 47,23 332,06 ± 126,04 269,15 ± 45,30 236,45 ± 18,68 281,38 ± 59,31

M.B 226,81 ± 11,36 319,26 ± 34,83 266,57 ± 28,79 224,07 ± 13,34 259,18 ± 22,35

O maior valor de dureza foi de aproximadamente 420 HV para a condição de 1 passe de

amanteigamento. Para essa mesma condição, apresentou se ainda um maior patamar de dureza. As

demais condições apresentaram níveis mais baixos, sendo a condição de TTAT 720 °C com o

menor perfil de dureza ao longo da sua ZTA. A dureza elevada com um passe de amanteigamento

explica a perda de tenacidade para esta condição

A Figura 18 apresenta a interface entre o amanteigamento e o metal de base para cada

condição.

(a)

18

(b)

(c)

19

(d)

Figura 18: Micrografias com ampliação de 200x para cada condição, (a) com um passe de amanteigamento, (b)

com dois passes de amanteigamento, (c) com TTAT a 676 °C (2 horas) , (d) TTAT a 720 °C (4 horas).

A Figura 18(a) apresenta a interface com um passe de amanteigamento, verifica-se que não

houve um refino acentuado da região de grãos grosseiros e uma aparente migração do Níquel para

os contornos de grãos na linha de fusão com o AISI 8630. A Figura (b) nos mostra que com o

segundo passe de amanteigamento houve um significativo refino nos grão da ZTA justificando o

aumento da tenacidade para esta condição. A Figura (c) apresenta a interface com o TTAT à 676 °C

por duas horas que também confirma que o tratamento térmico ajudou a refinar a microestrutura

proporcionando melhores propriedades mecânicas. A ilustração (d) nos revela uma provável

descarbonetação ou difusão de carbono devido ao maior tempo de permanência na temperatura de

tratamento. Essa provável descarbonetação pode proporcionar uma eventual variação e diminuição

de tenacidade , mostrando a necessidade do controle desta variável durante o TTAT. ( Kejelin 2006)

Posteriormente deverão ser realizadas análise de composição química nesta região para confirmar

ou não esta hipótese.

5. CONCLUSÕES

A aplicação da técnica de dois passes de amanteigamento mostrou-se eficiente na redução da

fragilização da ZTA do aço AISI 8630 obtendo valores de energia absorvida similares àqueles

obtidos com a aplicação dos TTATs.

A relação entre os valores de microdureza e os valores de energia absorvida na ZTA

mostraram-se compatíveis já que os mesmos obtidos com dois passes de amanteigamento e com

TTAT de 2 horas foram ligeiramente inferiores àqueles obtidos com apenas um passe de

amanteigamento.

A redução significativa de dureza na ZTA dos corpos de prova obtidos com TTAT à 720 °C

por 4 horas quando comparada com as apresentadas nas outras condições demonstra a necessidade

do controle desta variável na aplicação dos TTAT.

O maior refino na interface nas regiões da interface no lado do substrato (aço AISI 8630)

quando aplicadas a técnica com dois passes de amanteigamento confirmaram a eficiência da

técnica neste sentido.

20

6. AGRADECIMENTOS

À Deus em primeiro lugar por ter me guiado pelo caminho certo durante o decorrer da minha

graduação e por ter me dado força nos momentos mais difíceis.

À minha família, em especial ao meu pai Severino e a minha mãe Deolinda , pelo incentivo,

empenho , tranquilidade e paciência para comigo, aos quais dedico todas as minhas vitórias já

conquistadas e as futuras.

Aos meus irmãos Djane, Joab e Djário pelo apoio e incentivo durante to minha caminhada.

À minha namorada Thamiriz Oliveira, por estar sempre presente, pelo seu imenso apoio durante os

anos finais de curso com sua paciência, e compreensão

Ao Prof. Dr. Theophilo Moura Maciel, pelos seus ensinamentos, pela orientação e acima de tudo,

pela sua paciência para comigo,

Aos professores Dr. Marco Antonio Santos , Manassés da Costa Agra, pelos seus ensinamentos

e não só por participarem da minha defesa, mais também por terem me ajudando durante todo o

meu trabalho, acompanhando de perto e me ajudando com sua orientação

Ao professor João Batista por ter acompnhado de perto todo o meu trabalho e ter me dado apoio

nos momentos que precisei com seus ensinamentos e ajudando sempre que precisei.

.

Agradeço imensamente a Raphael Henrique Falcão e Mariana Karla Gurgão por terem

creditado Fé em mim, amizade e pelo seu apoio e compreensão sendo de fundamental importância

para a conclusão deste trabalho.

A Maurílio Albuquerque e a todos os funcionários da oficina de engenharia mecânica que foram

fundamentais no meu trabalho me ajudaram como puderam para que o trabalho fosse desenvolvido.

Aos amigos que fiz no laboratório de Soldagem (LABSOL), em especial Marcos Mesquita,

Emanuel, Bruno Alysson e Lívia Neves.

Aos meus amigos, Felipe Figueiredo ,Pompilio Aragão, Ewerson Coutinho, Renan Dias, Diego

Levi, Apolinário Neto, Artur Carneiro, Blenner , Francisco Galdino, João Paulo, Thulio Mattos,

Valter Jadiel, Diego David, Diego Silva, Gibson, João Victor, Ângelo Emiliavaca, a “Turma” César

Pires, Bruno Rocco, Daniel Ferreira, Edberto Farias, Luis Paulo, Fred Dionisio, Raphael Gonçalves,

Diego Miranda, Abdias Sá Felipe Serrano, Alysson Marques, Jason Dias, Fagner e as minhas

amigas Tassia, Sara, Jessica, Sheila, Natanaara Negreiros, Isabelle Ribeiro, Nayra Navine, Meyre

Paola, Flavia Rezende, Maria Helena,Enfim a todos que contribuíram para realização desse sonho.

O autor agradece a todos que contribuíram direta e indiretamente para a realização desse trabalho,

em especial a: Universidade Federal de Campina Grande – UFCG, especificamente aos que fazem a

Unidade Acadêmica de Engenharia Mecânica - UAEM

Enfim, a todos que de alguma forma contribuíram para a realização deste trabalho.

21

7. REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS

ALBUQUERQUE, M. C. S.; LIMA, I. E.; MACIEL, T. M. Efeito da espessura e da

microestrutura do corpo de prova sobre as propriedades mecânicas de juntas soldadas de

tubulações de aço para plataforma marítima.

API 6A / ISO 10423:2003 - Specification for Wellhead and Christmas Tree Equipment”,

American Petroleum Institute, 19ª edição, 2004.

ASTM E23-07A - Standard Test Methods Notched Bar Impact Testing of Metallic

Materials”, ASM International Standard, 2007.

CALLISTER Jr., W. D. Ciência e Engenharia de Materiais: uma introdução. 5. ed. Rio de

Janeiro: LTC Livros Técnicos e Científicos, 2002.

COLPAERT, Humbertus METALOGRAFIA DOS PRODUTOS SIDERÚRGICOS COMUNS

4.ed. São Paulo: Edgard Blücher, 2008.

DOODY, Thomas. Intermediate Mixed Zones in Dissimilar Metal Welds for

Sour Service. Welding Journal, March 1992.

EISESTEIN, H.L Tillack D.J Ed Loria superalloy 718, 625, and Various Derivates TMS

Warrendale PA 1991.

FONTES, Carlos Henrique Menezes,Juntas de aço baixa liga soldadas com diferentes

consumíveis-efeitos do tratamento térmico de alívio de tensões nas características

metalúrgicas das soldas,Rio de Janeiro,2008.Dissertação de mestrado em ciências em engenharia

metalúrgica e de materiais pela Universidade Federal do Rio de Janeiro.em Faculdade de

Engenharia Mecânica pela Universidade Estadual de Campinas.

GOOCH D.J. Metals Science vol 16, 1982.

KEJELIN, Norton Zanette; INFLUÊNCIA DOS PARÂMETROS DE SOLDAGEM NA

FORMAÇÃO DE ZONAS PARCIALMENTE DILUÍDAS EM MOLDAS DE METAIS

DISSIMILARES 2006 Dissertação de mestrado (UNIVERSIDADE FEDERAL DE SANTA

CATARINA)

KEJELIN, Norton Zanette;BUSCHINELLI, Augusto José de Alemnida;BOHÓRQUEZ, Carlos

Enrique Niño,Soldagem Dissimiliar do Aço X-60 com Inconel 625,Universidade Federal de Santa

Catarina.

22

KOU, S. Welding Metallurgy, 2nd Ed., John Wiley & Sons, 2002.

LUNDIN, C.D “Dissimilar Metal Welds” – Transition Joint literature review, Welding Journal

1982

MAGALHÃES, S. G. Avaliação do revestimento a base de liga de níquel em aço estrutural

empregando o metal de adição ERNiCrMo-3 através da soldagem MIG/MAG. 2008.

Dissertação. -, Universidade Federal do Ceará, Fortaleza, 2008.

NACE MR 0175 ISO 15156 - Petroleum and natural gas industries - Materials for use

in H2S-containing Environments in oil and gas production”, International Standard,

2001.

OMAR, A. A. Effects of Welding Parameters on Hard Zone Formation at

Dissimilar Metal Welds. Welding Journal, February 1998.

SILVA, Marcos mesquita , CARACTERIZAÇÃO METALÚRGICA E TENACIDADE DE

REVESTIMENTOS EM AÇOS INOXIDÁVEIS 317L APLICADOS POR SOLDAGENS

MIG MANUAL E ROBOTIZADO PARA EQUIPAMENTOS DO SETOR DE PETRÓLEO

E GÁS 2009. Dissertação de Mestrado (UNIVERSIDADE FEDERAL DE CAMPINA GRANDE)

SCOTTI, Américo; Ponomarev, Vladimir Soldagem MIG/MAG: melhor entendimento ,melhor

desempenho,São Paulo:Artiliber Editora,2008.

SOUZA, S. A. Ensaios Mecânicos de Materiais Metálicos: Fundamentos teóricos e Práticos. 5.

ed. São Paulo: Edgard Blücher, 1982.

PIMENTA J.S, RIBEIRO H..O., BOHORMARQUEZ C. E. N, BUSCHINELLI A. J. A. “Análise

da Soldagem de reparo do Aço 9Cr-1Mo Grau p9” 57° Congresso Anual da ABM-

Internacional, 2002.

PÉREZ, Geraldo Jesus Aracema, Caracterização das fases presentes em depósito de níquel ER-

NiCrMo-3 em tubos de aço de9Cr1Mo usado em fornos de refinaria de petróleo. 2005.

Dissertação (Mestrado em Engenharia e Ciência dos Materiais)-Universidade Federal do Ceará,

Fortaleza.

WANG, Zhihui. Study of the Martensite Structure at the Weld Interface and

the Fracture Toughness of Dissimilar Metal Joints. Welding Journal,

August 1993.

WAINER, Emílio; BRANDI, Sérgio Duarte; MELLO, Fábio Décourt Homem de. Soldagem :

processos e metalurgia- São Paulo Editora Blucher, 1992.

23