Soldagem entre Aços Baixa Liga Tratáveis Termicamente Forjados e Laminados
(Welding between Rolled and Forged Heat Treatable Low Alloy Steels)
1
Ivan Guerra Machado1*, Valtair de Jesus Alves1,
Universidade Federal do Rio Grande do Sul (UFRGS), PPGEM /LS&TC, Porto Alegre, RS, Brasil
welder@ufrgs.br *, alvesvj@yahoo.com.br
Resumo
O principal objetivo deste trabalho, é apresentar uma metodologia para induzir a formação de microestruturas
dúcteis na junta e evitar trinca induzida pelo hidrogênio na soldagem em passe único entre aços forjados e
laminados de médio ou alto carbono e baixa liga tratáveis termicamente. Para demonstrar a eficácia da
metodologia proposta, ainda que num caso particular, produziu-se juntas soldadas através do processo
robotizado ao arco elétrico com proteção gasosa e eletrodo consumível (“MIG/MAG” ou “GMAW”) entre os
aços AISI-SAE 5160 (laminado) e AISI-SAE 4140 (forjado), alterando-se energia de soldagem e
preaquecimento. Encontrou-se, assim, uma condição que produziu junta soldada livre de defeitos e com
microestrutura (e dureza) no metal de solda e nas zonas afetadas pelo calor das quais reconhecidamente deve
resultar aceitável resistência mecânica e tenacidade, sem tratamento térmico após a soldagem. A investigação
foi suportada por detalhadas análises metalográficas e verificações de dureza das juntas soldadas, tendo sido
também estimados seus tempos de resfriamento, e detectadas descontinuidades. Concluiu-se com a apresentação
da técnica mais conveniente para soldar estes metais base, sendo útil a metodologia aqui empregada como guia
geral para a resolução de questões similares.
Palavras-chave: Soldagem; Aços Baixa Liga Forjados e Laminados; Microestruturas; Descontinuidades.
Abstract: The main objective of this paper, is to show a methodology to induce formation of ductile
microstructures in the joint and to avoid hydrogen induced cracking in single pass weld between forged and
rolled medium or high carbon heat treatable low alloy steels. To demonstrate the efficacy of the proposed
methodology, although for a particular case, there were welded joints with robotized GMAW process between
the steels AISI-SAE 5160 (rolled) and AISI-SAE 4140 (forged), changing heat input and preheating. Therefore, it
was found a condition that produced a welded joint free from defects and with microstructures in the weld metal
and heat affected zones which admittedly should result acceptable mechanical strenght and toughness, without
heat treatment after welding. The investigation was supported by detailed metallographic analyses and hardness
tests of the welded joints, being also estimated their cooling times, and detected discontinuities. It was concluded
with the presentation of the most convenient technique to weld these parent metals, being useful the methodology
here employed as a general guide to solve similar questions.
Key-words: Welding; Rolled and Forged Low Alloy Steels; Microstructures; Discontinuities.
1. Introdução
Os aços baixa liga tratáveis termicamente, doravante neste texto denominados ABLT, são essenciais para
projetos industriais que requerem ótima combinação entre resistência mecânica e tenacidade após têmpera e
revenido, além de boa conformabilidade [1] e resistência ao desgaste. Os mesmos geralmente contém C em
teores menores do que 0,60% e até 5% de elementos de liga, adicionados principalmente para aumentar a
temperabilidade (típicamente Cr e/ou Ni e/ou Mo). Estes aços são utilizados primariamente na geometria
fornecida pelo fabricante, i. e., laminados (barras etc.), ou posteriormente forjados pelo usuário, sendo que o
forjamento, tal como outros processos de fabricação, encontra-se permanentemente ameaçado por concorrentes e
há contínua busca de menores custos de fabricação e mais alta qualidade [2-4].
Porém, aliar o emprego de forjados com laminados compondo uma mesma peça pode ser, sem dúvida, uma
interessante opção, tanto sob o ponto de vista econômico, quanto técnico, sendo a soldagem naturalmente
empregadada nestas situações. Dentre os diversos processos de soldagem, um dos que apresenta notável
* Autor para quem toda a correspondência deve ser encaminhada.
performance em diversos quesitos técnico/econômicos é o ao arco elétrico com proteção gasosa e eletrodo
consumível, provavelmente mais conhecido no Brasil ainda como “MIG” (gás de proteção inerte) ou “MAG”
(gás de proteção oxidante). Entre suas características estão a de que o mesmo pode ser facilmente robotizado e,
deveras importante, produz muito baixo nível de hidrogênio difusível no metal de solda, típicamente cerca de 3
ml/100 g do metal de adição [5-7].
Nos aços ao C e baixa liga, a resistência à tração pode ser alterada através de tratamentos térmicos (dentre
outros métodos) e aumenta segundo uma relação geral entre microestruturas produzidas conforme decresce a
temperatura para 50% da transformação, i. e., perlita+ferrita, bainita e martensita, nesta ordem [8]. Nos ABLT,
esta elementar especificação de engenharia decorre essencialmente do relativamento alto C, uma forma
econômica de obtê-la, e à adição de elementos de liga, o que aumenta consideravelmente a sua temperabilidade e
a manutenção da resistência no revenido. Infelizmente, ambos estes fatores complicam consideravelmente a
soldagem destes aços, pois reduzem a tenacidade da zona afetada pelo calor (ZAC) ou do metal de solda (MS),
deste fato também podendo redundar trincas produzidas por tensões mecânicas durante o serviço da peça,
principalmente quando ocorrem impactos, pois há expansão linear na têmpera [9], fenômeno que aumenta o
tensionamento de juntas altamente constrangidas.
Observe-se que, sob o ponto de vista da ZAC, a soldagem é um processo de têmpera, devido ao qual a
mesma é submetida a temperaturas que variam entre a de fusão (interface com MS superaquecido) até aquela que
produz alguma alteração na microestrutura original do metal base (MB); portanto, a região de crescimento dos
grãos (RCG) junto ao MS é austenitizada, mas por brevíssimo período de tempo. Além disto, para estes aços há
de se distingüir corretamente o significado de “máxima dureza” (na ZAC) e “temperabilidade” (do MB).
Enquanto a máxima dureza depende primariamente do conteúdo de C, a temperabilidade não necessariamente
descreve esta propriedade, mas representa a propensão destes aços tornarem-se martensíticos; os elementos de
liga influenciam a temperabilidade, mas não afetam a dureza da martensita aços ligados não possuem maior
dureza porque estes elementos endurecem esta fase. Desta forma, quando estes aços apresentam dureza superior
a de aços ao C com igual teor deste elemento, é porque os elementos de liga estão “dificultando” a formação de
outras fases; por exemplo, Cr e Mo formam carbonetos e tenderão a participar da cementita na perlita ou bainita.
Outro fator de importância para a temperabilidade, é o aumento do tamanho do grão da austenita. Os
produtos microconstituintes se formam nos contornos dos grão desta fase e o aumento do tamanho da mesma
reduzirá a sua área no contorno do grão, fato que moverá as curvas de início da transformação para maiores
temperaturas. Por sua vez, mais elevada temperatura de austenitização aumenta o tamanho do grão, sendo que
em geral isto ocorre numa maior taxa do que se for prolongado o tempo numa menor temperatura. Além disto, a
alteração da composição da austenita na maior temperatura também poderá elevar a temperabilidade, pois um
dado período de tempo numa menor temperatura eventualmente não é suficiente para nela dissolver os
carbonetos e homogeneizar completamente os elementos de liga. Por outro lado, os grãos da austenita serão
reduzidos proporcionalmente tanto ao aumento da taxa de aquecimento, pois nuclearão mais próximos uns dos
outros, quanto menores forem os grãos da microestrutura inicial.
Estes fatos refletem-se diretamente na soldagem. Na Figura 1 estão típicas curvas (“de temperabilidade”)
produzidas para aços baixo e médio C, sem e com elementos de liga, as quais relacionam esquematicamente o
tempo de resfriamento entre 800 oC e 500 oC (∆t8/5) com a máxima dureza na ZAC [10]. Note-se que para um
mesmo ∆t8/5, a dureza na ZAC de um aço é função tanto do seu teor de C, quanto da sua temperabilidade. Porém,
para aços com similares teores de C, mas diferentes conteúdos de elementos de liga, a dureza com 100% de
martensita (HVM) é idêntica em ambos os casos. Então, se o tempo de resfriamento não pode ser controlado, esta
máxima dureza num dado ∆t8/5 é um indicador da suscetibilidade da ZAC à formação de microestruturas frágeis.
Também há de se considerar o “tempo de resfriamento crítico” (∆tC), o qual corresponde à “dureza crítica”
(HVC), situados próximo ao ponto de inflexão da curva, sendo este parâmetro útil para o estabelecimento de um
procedimento de soldagem. Além disto, com relativamente grandes ∆t8/5 muitos aços ABLT apresentam 100%
bainita (HVB).
Por sua vez, os elementos químicos alteram notavelmente as temperaturas das linhas de tranformação do
diagrama metaestável ferro-cementita, inclusive a temperatura do início da formação martensítica (MS),
existindo confiáveis relações para tais estimativas, como as de Steven e Haynes desenvolvidas há mais de 50
anos [11] e posteriormente aperfeiçoadas [12], as quais serão posteriormente utilizadas neste artigo.
Os aços empregados neste trabalho, quando temperados, devem possuir martensita em ripas, muito mais
tenaz do que aquela em forma de placas (macladas) encontrada nos aços com mais elevados teores de C, a qual,
além de reduzir a tenacidade, pode resultar em trincas na têmpera devido às colisões que ocorrem entre as
mesmas. A importância desta questão será melhor apreciada mais adiante, pois uma das suas conseqüências é de
que aços com menores conteúdos de C e elementos de liga do que aqueles utilizados nesta investigação, possuem
muito maiores temperaturas de início da transformação martensítica (MS), sendo impraticável empregar-se
preaquecimento similar à MS visando reduzir a taxa de resfriamento para impedir completamente a formação
desta fase, a qual, aliás, possuirá menor dureza (< %C) e será auto-revenida.
Não é propósito neste artigo discutir-se com profundidade a questão da trinca induzida pelo hidrogênio
(TIH), sendo que maiores informações sobre este assunto podem ser encontradas em outras fontes [7, 13-17, por
exemplo]. Entretanto, vale a pena mencionar-se que este é um dos principais defeitos nas juntas soldadas sobre
aços deste tipo e ocorre devido à simultânea existência de microestrutura suscetível, i. e., por exemplo
martensita; hidrogênio introduzido no MS e elevado nível de tensões. A TIH é caracterizada por ser inter e
transgranular, além de se manifestar (principalmente na ZAC, mas também no MS) somente quando a
temperatura da junta é menor do que ~200 oC. Apesar de ser inerente o desenvolvimento de tensões na junta
soldada, existem técnicas para redução das mesmas. Quanto à martensita, nem sempre será possível impedir a
sua formação, mas se a máxima dureza não ultrapassar cerca de 400 HV e o nível de hidrogênio difusível gerado
na soldagem for muito baixo, a TIH difícilmente ocorrerá. Então, para evitar esta trinca foram desenvolvidos
diversos métodos [7, 10, 15, 16, 22-24, por exemplo], inclusive alguns adotados por Códigos [25, por exemplo],
visando o estabelecimento de condições de soldagem dos aços ao C ou baixa liga, os quais são principalmente
baseados no conceito de “carbono equivalente” (CE) lançado há quase 70 anos por Dearden e O’Neill [26],
derivando do mesmo a conhecida “fórmula do IIW” [27].
Entretanto, isoladamente relações como esta não são suficientemente completas para garantir o
estabelecimento de um procedimento de soldagem e é preciso lançar-se mão de técnicas complementares. O
controle da temperatura em resfriamento contínuo (ou da dureza da microestrutura, ou do hidrogênio) geralmente
é mais conveniente para aços com C < 0,30% e consiste em determinar-se o ∆t8/5 correspondente a uma dada
dureza na ZAC, prolongando-se o tempo que a temperatura da junta soldada mantém-se acima daquela na qual a
TIH se manifesta, acelerando-se assim a remoção do hidrogênio por difusão. Para aços com C > 0,30% e/ou
ligados, é possível minimizar-se a formação de martensita desde que a transformação de fase possa ser alterada
numa temperatura constante, no lugar do resfriamento ocorrer contínuamente e este é o método de transformação
isotérmica. Para aplicá-lo deve-se conhecer o diagrama de transformação isotérmica (DTI) do aço em questão,
com o tempo de manutenção devendo ser substancialmente maior do que aquele indicado no mesmo. Observe-se
que nem sempre é devidamente entendido o valor do DTI para o estudo da ZAC na soldagem, apesar deste
diagrama ser produzido com taxas de resfriamento extremamente elevadas e, portanto, muito conveniente sob
este ponto de vista. Por fim, o uso de consumíveis a base de Ni ou que produzam MS austenítico é indicado
quando não é possível altas temperaturas de preaquecimento e sustenta-se na idéia de manter o hidrogênio nesta
fase, na qual este elemento tem grande solubilidade e não difundirá para a ZAC; entretanto, razões econômicas
e/ou características do ambiente de serviço da peça poderão inibir o seu emprego.
Note-se que se a temperatura de manutenção for superior à MS, após um conveniente período de tempo serão
formadas somente fases envolvendo ferrita e carbonetos, geralmente bainita, a qual é mais suscetível à TIH do
que a martensita revenida, mas muito menos do que a martensita não revenida. Caso a temperatura de
manutenção seja inferior à da MS, mas superior àquela do final da transformação martensítica (Mf), a
microestrutura será composta por martensita e austenita (retida), cuja proporção dependerá de quanto abaixo da
MS ocorreu a interrupção. Se o processo de soldagem não for de muito baixo hidrogênio, a austenita retida ainda
poderá conter suficiente hidrogênio para provocar TIH, dependendo das subseqüentes transformações desta fase.
Oberve-se, ainda, que os ABLT aqui utilizados enquadram-se entre os aços que sofrem redução da
tenacidade devido à fragilização da martensita, quando revenidos entre aproximadamente 250 oC e 350 oC.
Outrossim, deve ficar claro que a metodologia a seguir apresentada busca a produção de juntas soldadas com
microestruturas relativamente dúcteis e isentas de TIH, mas não assegura que as propriedades mecânicas das
mesmas sejam equivalentes àquelas dos MBs.
2. Materiais e Métodos
As peças escolhidas para serem soldadas são componentes do eixo traseiro de colheitadeiras automotrizes. A
geometria das juntas circulares é em “T” e decidiu-se realizar as soldagens com o processo MAG (robotizado),
sendo o conjunto apresentado esquematicamente na Figura 2.
As composições químicas dos MBs (AISI-SAE 5160 e 4140) foram obtidas através de espectrometria ótica,
enquanto a do consumível (arame maciço, AWS ER70S-6) é aquela descrita na AWS 5.18 [28], as quais,
juntamente com outras informações encontram-se na Tabela 1. Apesar destes aços serem temperados e
revenidos, o emprego aqui de um consumível que deposita MS com menor resistência à tração (~495 MPa ou 72
kpsi) do que os mesmos justifica-se devido à junta não ser crítica e a resistência mecânica resultante adequada
para a sua finalidade.
Tratou-se, então, de desenvolver uma estratégia para a soldagem destes materiais, considerando-se que o
processo deposita muito baixo nível de hidrogênio e o MS, dentro das diluições previsíveis, terá relativamente
pequenos teores de C e elementos de liga.
Como mencionado, o uso isolado do CE para um aço pouco auxilia no estabelecimento do procedimento de
soldagem, pois o mesmo indica somente a necessidade, ou não da taxa de resfriamento ser reduzida. Por
exemplo, na Equação 1 está um CE já citado [27], com o elemento químico simbolizando a sua % em massa.
Para o SAE 4140 este CE=0,78%, enquanto no SAE 5160 o mesmo é CE=0,95%. Ambos muito acima do 0,40%
Tabela 1 - Composições químicas e outras características dos metais base e consumível
Materiais
Elemento Químico (% em massa)
C
Si
Mn
P
S
Cr
Mo
Ni
Cu
AISI-SAE 4140
0,37
0,25
0,93
0,02
0,02
1,05
0,17
0,12
0,12
AISI-SAE 5160
0,55
0,24
0,88
0,01
< 0,00
1,06
0,08
0,27
0,07
AWS ER70S-6
0,07-0,15
0,80-1,15
1,40-1,85
0,025
0,035
-
-
-
0,50
AISI-SAE 4140
Temperatura (aproximada) do
Revenido (oC)
540
AISI-SAE 5160
600
298
Resistência à
Tração (MPa)
950
327
1030
Dureza (HV 10)
recomendado como limite para soldagem sem maiores precauções, mas é esta a única informação obtida desta
relação.
CE = C + Mn / 6 + ( Ni + Cu ) / 15 + (Cr + Mo + V ) / 5
(1)
Por sua vez, outro método [15] classifica o aço de acordo com o tipo da sua “curva de temperabilidade”,
através do teor de C e de uma fórmula de carbono equivalente (CE) cuja única diferença da Equação 1 é o Si
adicionado ao Mn no numerador. Os resultados são CE=0,83% para o SAE 4140 e CE=0,99% para o SAE 5160,
os quais, em combinação com os respectivos teores de C posiciona estes aços numa região em que somente o
método de controle da temperatura não é suficiente, sendo indicado o controle da temperatura em resfriamento
contínuo [18]. Neste caso os índices envolvem a combinação do valor do hidrogênio difusível e um CE
(denominado Pcm); entretanto, a composição destes aços está fora do limite do emprego desta fórmula e não é
possível utilizá-la na presente situação.
Evidentemente, outros métodos similares a estes também não serão adequados para o devido tratamento da
soldagem dos ABLT deste trabalho e uma rota alternativa deve ser escolhida.
Para verificar-se a viabilidade de preaquecimento suficientemente alto, possibilitando o uso do método de
transformação isotérmica, foram calculadas as temperaturas da MS (oC) destes aços através da Equação 2 [12],
onde o símbolo do elemento simboliza a sua % em massa.
M S = 539 − 423C − 30,4Mn − 17,7 Ni − 12,2Cr − 7,5Mo
(2)
A MS do SAE 4140 é ~338 oC, enquanto que no SAE 5160 a MS é ~262 oC. Os DTI para estes tipos de
ABLT encontram-se nas Figuras 3(a,b), respectivamente [29, 30]; observe-se que há boa concordância com os
MS calculados, apesar destes aços não possuirem idênticas composições químicas. Note-se, ainda, que na Figura
3(a) para o SAE-AISI 4140 existem dois tempos de austenitização, i. e., de 6 s a 950 oC (linhas cheias) e 10
minutos a 860 oC (linhas tracejadas).
Como esperado, nesta Figura 3(a) o “nariz” (ou “C”) da curva encontra-se mais para a esquerda com menor
tempo de austenitização, sendo reduzida a sua temperabilidade. Isto pode ser devido a dissolução incompleta de
carbonetos e/ou menor tamanho do grão após curto período de austenitização.
Então, uma provável solução para o estabelecimento das condições de soldagem com este método, seria
preaquecer o conjunto utilizando a maior destas MS, já que o SAE 5160 possui mais elevado teor de C e
temperabilidade. Entretanto, no presente caso o emprego de tais níveis de preaquecimentos apresenta dois
principais problemas, i. e., ambos são excessivamente altos (e desconfortáveis) para produção em série e situamse no intervalo em que a martensita sofre fragilização no revenido, não sendo desejável correr-se o risco do
período de tempo nesta temperatura inadvertidamente prolongar-se e ser criado um problema adicional.
Aparentemente, uma interessante opção será combinar as técnicas a seguir descritas.
É possível estimar-se a dureza Vickers na ZAC para 100% de martensita (HVM) e 100% de bainita (HVB)
através das Equações 3 e 4, respectivamente (elementos em % em massa), enquanto a dureza para
microestruturas mistas (martensita+bainita) é dada pela Equação 5, a qual não pode ser empregada para
microestrutura com uma destas fases somente [31].
HVM = 884 C (1 − 0,3 C 2 ) + 294
(3)
HVB = 350 (C + Si / 11 + Mn / 8 + Cu / 9 + Cr / 5 + Ni / 17 + Mo / 6 + V / 3) + 101
HVMB = 2019 [C (1 − 0,489.Log∆t8 / 5 ) + 0,304 ( Si / 11,1 + Mn / 8 + Cu / 9,4 +
+ Cr / 5,2 + Ni / 16,5 + Mo / 5,7 + V / 3)] + 66,2 (1 − 0,79 Log∆t8 / 5 )
(4)
(5)
Os resultados são: (a) HVM(4140) ≈ 602 e HVM(5160) ≈ 746; (b) HVB(4140) ≈ 370 e HVB(5160) ≈ 427.
Observa-se que, em geral, estes valores não discordam muito daqueles que podem ser obtidos desde os DTIs
nas Figuras 3(a,b), com a bainita começando a se formar após cerca de 12 s para o SAE 4140 e 12,8 s para o
SAE 5160. Por outro lado, através da Equação 5 pode-se estimar os tempos das transformações para 100%
bainita, sendo 43,3 s para o SAE 4140 e 44,1 s para o SAE 5160. Portanto, microestruturas com
aproximadamente 50% martensita e 50% bainita serão formadas em períodos de tempo menores do que estes e,
claramente, ainda mais reduzidos com as taxas de resfriamento usuais na soldagem.
Ainda conforme estes DTIs, verifica-se ser possível obter microestruturas mistas em temperaturas pouco
acima de 350 oC para o SAE 4140 e de 300 oC para o SAE 5160. Portanto, os tempos de resfriamento do metal
de solda serão melhores indicadores se estimados no intervalo de temperatura entre 800 oC e 300 oC (∆t8/3);
considerando-se o modo de extração tridimensional do calor [32], deve-se empregar a Equação 6.
∆t8 / 3 = E [1 /(300 − To ) − 1 /(800 − To )] /(2πk )
(6)
onde k é a condutividade térmica (0,041 W.mm-1.oC-1); E (=U.I/v) a energia de soldagem (J/mm); U a tensão (V),
I a intensidade da corrente (A); v a velocidade de soldagem (mm/s) e To a temperatura de preaquecimento (oC).
No presente caso, o E utilizado nesta fórmula deve ser 2/3 daquele calculado, pois esta é uma junta em “T” [32].
Desta forma, observando-se os DTIs destes aços conclui-se ser altamente provável que tempos de
resfriamento (∆t8/3) em torno de 10 s produzirão microestruturas mistas, ainda mais considerando-se a peculiar
geometria desta junta circular, a qual, aliás, é similar a muitos outros conjuntos encontrados na indústria de
máquinas e implementos agrícolas. Note-se, que mesmo com baixa velocidade de soldagem o cabeçote
percorrerá o trajeto em poucos segundos, retornando para o ponto inicial, pois o cordão de solda tem diâmetro de
50 mm (Figura 2). Isto configura uma situação em que o aquecimento se dá por uma fonte de calor (quase)
instantânea e concentrada [32]. Neste caso, através da Equação 7 é possível calcular-se a temperatura em que
(toda) a face da barra laminada (SAE 5160) se encontra, imediatamente após o arco elétrico ser extinto (Ts).
Ts = To + Q. exp(−bt s ) /[2 ρcA (πt sα )1 / 2 ]
(7)
onde Q (=q.ts) é a quantidade de calor (J) gerada na face; q (=U.I ou =E.v) a potência da soldagem (W); ts o
tempo de soldagem (s); b [=ph/(Aρc)] o parâmetro de dissipação do calor (para barras) através da superfície
(1/s); ρc a capacidade térmica volumétrica (0,0045 J.mm-3.oC-1); A a área da seção transversal da barra (1963,5
mm2); α a difusividade térmica (9,1 mm2/s); p o perímetro (157 mm); h o coeficiente total (radiação+convecção
natural no ar) de dissipação do calor (para aços na soldagem 33,49.10-6 W.mm-2.oC-1).
Então, experiências previamente realizadas demonstraram, que para se obter um cordão de solda com a
geometria desejada (Figura 2) e com ∆t8/3 ≈ 10 s, uma conveniente combinação de parâmetros de soldagem com
o processo MAG é U=24 V; I=230 A e v=7,5 mm/s, resultando E=0,74 kJ/mm, além de To=155 oC. Com estas
condições de soldagem, quando o arco elétrico for extinto a face da barra estará na temperatura de ~461 oC e,
após, sofrerá resfriamento natural, o qual é característicamente muito lento.
Portanto, para tornar o mais geral possível esta investigação, decidiu-se soldar quatro juntas com tempos de
resfriamento significativamente distintos, incluindo-se aquele da experiência previamente realizada, mas cujas
microestruturas da ZAC ou MS não foram analisadas. Desta forma, fixou-se as seguintes condições: tensão 24
V; intensidade da corrente 230 A; arame AWS ER70S-6, diâmetro 1,2 mm; gás de proteção 82% Ar / 18% CO2
com vazão de 20 l/min; distância bico de contato/peça 20 mm; diâmetro do bocal 18 mm; junta em “T”; posição
horizontal de soldagem; corrente contínua eletrodo positivo (CCEP); condições no final da soldagem
(“fechamento da cratera”) com tempo de 0,5 s, tensão 20 V e intensidade da corrente 150 A. Entre as quatro
juntas, somente foram alteradas as energias de soldagem (através das velocidades de soldagem) e temperaturas
de preaquecimento. Na Tabela 2 estão estas informações, juntamente com os calculados Ts e ∆t8/3.
As análises metalográficas foram realizadas sobre corpos de prova seccionados transversalmente às juntas
soldadas, utilizando-se em todos os casos ataque químico com nital (2%) e microscopia de luz. As verificações
de dureza Vickers foram efetuadas com cargas de 0,3 kg e 1 kg, em uma linha transversal sobre as juntas
soldadas, com distâncias mínimas entre impressões de 0,5 mm; adicionalmente, a (micro)dureza também foi
detalhadamente verificada nas regiões de crescimento dos grãos (RCG).
Tabela 2 - Condições de soldagem que foram alteradas e outras informações
Juntas Soldadas
J1
J2
J3
Velocidade de Soldagem - v (mm/s)
7,5
5,5
7,5
Temperatura de Preaquecimento - T0 (ºC)
0
0
155
Energia de Soldagem – E=UI/v (kJ/mm)
0,74
1,00
0,74
4,0
5,4
10,2
Tempo de Resfriamento Calculado* entre 800 oC e 300 oC - ∆t8/3 (s)
Temperatura Calculada após Extinção do Arco Elétrico – Ts (oC)
266
306
461
* Energia de soldagem empregada igual a 2/3 da calculada através dos parâmetros de soldagem.
Condições
J4
7,5
275
0,74
73
581
3. Resultados e Discussões
A diluição dos metais de solda foi cerca de 35%, repartida entre aproximadamente 11% no SAE 4140 e 24%
no SAE 5160, estando uma típica macrofotografia da seção transversal da junta na Figura 4, também
encontrando-se sobre a mesma impressões das (micro)durezas.
É ilustrativo comentar-se, que nas soldagens realizadas previamente, uma condição (não incluida entre
aquelas aqui apresentadas) produziu trinca no MS, provavelmente de solidificação (TS), conforme mostrado na
Figura 5. Esta TS possívelmente originou-se devido à elevada velocidade de soldagem utilizada (9 mm/s).
Então, a seguir estão os resultados das verificações de durezas e metalografias das juntas J1 a J4.
(i) Junta Soldada J1
Estima-se para este caso ∆t8/3 ≈ 4,0 s, com demais informações na Tabela 2. As (elevadas) durezas
verificadas nesta junta soldada encontram-se na Figura 6 e são plenamente compatíveis com o previsto pela
Equação 3 para as ZACs de ambos os aços, as quais apresentam-se 100% martensíticas (na RCG). Nas Figuras
7(a-c) e 8(a-c) estão microfotografias das diversas regiões das juntas soldadas do SAE 5160 e SAE 4140,
respectivamente. Note-se a alta dureza do MS, composto por Ferrita com M-A-C e martensita.
(ii) Junta Soldada J2
Elevou-se ligeiramente o ∆t8/3 (≈ 5,4 s) em relação à junta J1, com demais informações na Tabela 2. Os
resultados das verificações das (altas) durezas na seção transversal da junta soldada estão na Figura 9,
continuando a existir compatibilidade com o previsto pela Equação 3 para as ZACs de ambos os aços, as quais
também apresentam-se 100% martensíticas (na RCG). Nas Figuras 10(a-c) e 11(a-c) encontram-se
microfotografias das diversas regiões das juntas soldadas do SAE 5160 e SAE 4140, respectivamente. Note-se
que há ligeira redução da dureza do MS, o qual, porém, continua composto essencialmente por Ferrita com M-AC e alguma martensita.
Como pode-se observar na Figura 12, esta junta apresentou trinca na ZAC do SAE 5160, sendo típicamente
TIH, pois é inter- e transgranular. Provavelmente isto ocorreu porque na mesma há grandes níveis de tensões e
microestrutura suscetível (martensita), ficando aqui demonstrado ser possível ocorrer TIH, mesmo quando
emprega-se um processo de soldagem que deposita muito baixo nível de hidrogênio difusível, além da natureza
estatística deste fenômeno, pois não ocorreu na junta J1, a qual sofreu ainda maior taxa de resfriamento.
(iii) Junta Soldada J3
A junta foi produzida com condições que, teoricamente, resultariam em durezas e microestruturas
razoavelmente dúcteis na mesma, i. e., ∆t8/3 ≈ 10,2 s, com demais informações na Tabela 2. Na Figura 13
encontram-se os resultados das verificações das durezas na seção transversal da junta soldada; é notável a sua
redução em relação aos casos anteriores e há homogeneização de todas as regiões. Este fato é devido ao
significativamente maior ∆t8/3 em relação às outras condições até aqui analisadas e, provavelmente, também à
alta temperatura (estimada) da face soldada imediatamente após a extinção do arco elétrico (Ts ≈ 461 oC), com a
mesma sofrendo resfriamento natural e, portanto, a sua temperatura sendo muito lentamente reduzida,
exatamente na região do DTI que deve resultar em microestruturas mais dúcteis.
Realmente, nas Figuras 14(a-c) e 15 (a-c) encontram-se as microfotografias das diversas regiões da junta
soldada do SAE 5160 e SAE 4140, respectivamente, as quais corroboram a hipótese formulada. Nas ZACs existe
mistura de martensita e bainita, enquanto no MS ocorre ferritas com M-A-C não alinhado e de contorno de grão.
(iv) Junta Soldada J4
Esta situação foi criada para observar-se o efeito que teria um substancial aumento em relação à J3, tanto do
∆t8/3 (≈ 72 s), quanto da Ts (≈ 581 oC), com demais informações na Tabela 2. Na Figura 16 estão os resultados
das verificações das durezas na seção transversal da junta soldada. Note-se, que apesar de quase todas as durezas
estarem abaixo de 400 HV (somente 2 verificações ultrapassam este valor), há ligeira elevação das mesmas na
ZAC do SAE 5160 em relação à junta J3. Observa-se, também, homogeneização da dureza em todas as regiões
desta junta e isto, tal como para a junta J3, pode ser atribuído aos relativamente elevados ∆t8/3 e Ts.
Nas Figuras 17(a-c) e 18(a-c) encontram-se as microfotografias das diversas regiões das juntas soldadas do
SAE 5160 e SAE 4140, respectivamente. Há formação de microestrutura mista (martensita+bainita) na RCG da
ZAC, enquanto o MS é similar àquele da junta J3, mas com grãos, aparentemente, maiores.
Tendo-se analisado individualmente os efeitos das diferentes condições de soldagem, pode-se avaliar o
conjunto na Figura 19, onde estão as máximas durezas verificadas nas zonas afetadas pelo calor e metais de
solda, plotadas em função do tempo de resfriamento entre 800 oC e 300 oC. Conforme previsão realizada com
base nos DTIs dos aços SAE 4140 e SAE 5160, a junta soldada J3, com microestrutura mista
(martensita+bainita), apresentou muito menor dureza do que as juntas J1 e J2, enquanto a junta J4 mostrou
pequena elevação de dureza, cuja razão não pode ser exatamente determinada com os recursos aqui utilizados.
Entretanto, é possível que o comportamento desta junta J4 deva-se à transformação de austenita retida e/ou
fragilização da martensita, devido a mesma permanecer relativamente longo período de tempo no intervalo de
temperatura em que ocorre este fenômeno no revenido (pois a Ts foi elevada), ou, ainda, dispersão da verificação
da microdureza sobre material base relativamente heterogêneo.
4. Conclusão
Uutilizando-se processo o qual deposita muito baixo nível de hidrogênio difusível no metal de solda (MAG),
desenvolveu-se uma metodologia conveniente para a produção de juntas soldadas em passe único entre os aços
laminado SAE 5160 e forjado SAE 4140, sem descontinuidades ou microestruturas excessivamente frágeis.
A previsão da melhor condição de soldagem foi realizada através de considerações dos diagramas de
transformação isotérmica de ambos os aços e estimativas dos tempos de resfriamento entre as temperaturas de
800 oC e 300 oC, intervalo este que mostrou-se mais adequado neste caso. Além disto, foi proposta a teoria de
que, na presente situação, o aquecimento se dá por uma fonte de calor (quase) instantânea e concentrada, sendo
então possível estimar-se a temperatura da face da peça em SAE 5160 imediatamente após a extinção do arco
elétrico. Ambas as previsões foram corroboradas pelos resultados obtidos e apresentados.
Esta investigação foi suportada por ensaios de durezas e metalográficos, os quais indicaram que as regiões
analisadas da junta soldada J3 provavelmente possuem alta resistência mecânica e estão aptas para realizar
serviços que incluam impactos. Então, juntas soldadas sobre peças com geometria e materiais similares aos
empregados neste trabalho, possívelmente não serão adequadas para serviços que requerem alta resistência
mecânica e incluam impactos se: (a) os tempos de resfriamento entre as temperaturas de 800 oC e 300 oC forem
menores ou substancialmente maiores do que 10,2 s; (b) a temperatura imediatamente após a extinção do arco
elétrico na face da peça em aço com mais elevado teor de carbono e maior temperabilidade exceder 461 oC
(aproximadamente). Porém, deve-se observar que os resultados obtidos não necessariamente refletem
propriedades mecânicas das juntas soldadas (as quais não foram medidas).
5. Agradecimentos
Um dos autores (VJA), Mestrando no Programa de Pós-Graduação em Engenharia de Minas, Metalúrgica e
Materiais (PPGEM) da UFRGS, agradece pela oportunidade de participar deste trabalho e aos recursos
fornecidos por esta Universidade e pela Empresa John Deere Brasil Ltda.
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Distribuido pela Associação Brasileira de Soldagem (ABS). Porto Alegre, Brasil, 2000.
Figura 1 - Influência (esquemática) do tempo de resfriamento e da composição química de um aço, sobre a
máxima dureza na ZAC do mesmo quando soldado [adaptado de 10].
Figura 2 – Desenho esquemático da peça com os aços SAE 4140 e SAE 5160 (dimensões em mm).
(a)
(b)
Figura 3 – DTI para os aços: (a) AISI 4140, sendo os tempos de austenitização (linhas cheias) de 6 s a 950 oC e
(linhas tracejadas) 10 minutos a 860 oC [adaptado de 29]; (b) AISI 5160 [adaptado de 30].
Figura 4 – Macrofotografia da seção transversal de uma típica junta soldada, com impressões de (micro)dureza.
Figura 5 – Microfotografia da seção transversal da região lateral do MS apresentando trinca de solidificação;
junta soldada em experiências realizadas previamente (velocidade de soldagem 9 mm/s).
Figura 6 – Junta soldada J1: durezas verificadas nas ZACs de ambos os aços e no MS.
(a)
(b)
(c)
(a)
(b)
(c)
Figura 7 - Microfotografias da seção transversal da junta soldada J1 sobre o aço SAE 5160: (a) ZAC (à esquerda
da RCG); (b) RCG (esquerda) e início do MS; (c) MS.
Figura 8 – Microfotografias da seção transversal da junta soldada J1 sobre o aço SAE 4140: (a) ZAC (à esquerda
da RCG); (b) RCG (esquerda) e início do MS; (c) MS.
Figura 9 - Junta soldada J2: durezas verificadas nas ZACs de ambos os aços e no MS.
(a)
(b)
(c)
Figura 10 – Microfotografias da seção transversal da junta soldada J2 sobre o aço SAE 5160: (a) ZAC (à
esquerda da RCG); (b) RCG (esquerda) e início do MS; (c) MS.
(a)
(b)
(c)
Figura 11 – Microfotografias da seção transversal da junta soldada J2 sobre o aço SAE 4140: (a) ZAC (à
esquerda da RCG); (b) RCG (esquerda) e início do MS; (c) MS.
Figura 12 – Microfotografia da seção transversal da junta soldada J2, mostrando TIH na ZAC do SAE 5160.
Figura 13 - Junta soldada J3: durezas verificadas nas ZACs de ambos os aços e no MS.
(a)
(b)
(c)
Figura 14 – Microfotografias da seção transversal da junta soldada J3 sobre o aço SAE 5160: (a) ZAC (à
esquerda da RCG); (b) RCG (esquerda) e início do MS; (c) MS.
(a)
(b)
(c)
Figura 15 – Microfotografias da seção transversal da junta soldada J3 sobre o aço SAE 4140: (a) ZAC (à
esquerda da RCG); (b) RCG (esquerda) e início do MS; (c) MS.
Figura 16 - Junta soldada J4: durezas verificadas nas ZACs de ambos os aços e no MS.
(a)
(b)
(c)
Figura 17 – Microfotografias da seção transversal da junta soldada J4 sobre o aço SAE 5160: (a) ZAC (à
esquerda da RCG); (b) RCG (esquerda) e início do MS; (c) MS.
(a)
(b)
(c)
Figura 18 – Microfotografias da seção transversal da junta soldada J4 sobre o aço SAE 4140: (a) ZAC (à
esquerda da RCG); (b) RCG (esquerda) e início do MS; (c) MS.
Figura 19 – Máximas durezas verificadas nas ZACs de ambos os aços e nos MSs, em função do tempo de
resfriamento entre 800 oC e 300 oC.