A estrutura cristalina ou dos grãos da microestrutura de um metal de soldagem é a principal característica de uma junta soldada. O tamanho e formato dos grãos influenciam as propriedades mecânicas da união soldada. Já foi demonstrado que, entre outros casos, nos cordões de solda de alumínio confeccionados pelo processo TIG, a presença de grãos refinados (pequeno tamanho de grão) pode melhorar a resistência mecânica, ductilidade e tenacidade da junta soldada (1, 2). A razão para isso está na relação de Hall-Petch, que prevê uma elevação do limite de escoamento dos materiais metálicos à medida que o tamanho de grão diminui (3). Além disso, por exemplo, na soldagem de ligas de alumínio susceptíveis ao trincamento a quente, a tendência à formação dessas trincas pode ser significativamente reduzida por meio do refino de grão no metal de soldagem (4, 5). Essa tendência pode ser explicada pela distribuição das contrações sobre muitos grãos menores (6) e uma alteração favorável ao tamanho e à composição química do metal líquido residual interdendrítico (5).

Este trabalho descreve as principais influências sobre a microestrutura, tamanho e formato dos grãos no cordão de solda decorrentes da solidificação da poça de fusão que foram constatadas principalmente a partir dos três parâmetros a seguir:

a) Condições térmicas da poça de fusão;

b) Composição química do metal base e do material para adição usado durante a soldagem;

c) Tipo dos núcleos de solidificação.

Fig. 1 – Variação do gradiente térmico G, velocidade de crescimento R e os grãos presentes na microestrutura dentro do cordão de solda (vista superior).

A) Condições térmicas

 

Além da geometria do cordão de solda (por exemplo, espessura da chapa) e dos parâmetros específicos do material (por exemplo, condutibilidade térmica), o processo de soldagem é influenciado de forma decisiva pelas condições de solidificação do cordão. No caso da soldagem TIG, a velocidade de soldagem “v”, tensão “U” e intensidade de corrente “I” definem os seguintes parâmetros térmicos:

• Velocidade de crescimento da frente de solidificação R (em mm/s);

• Gradiente térmico G (em °C/mm);

• Taxa de resfriamento dT/dt (em °C/s).

Deve-se observar que o valor desses parâmetros ao longo da frente de solidificação varia consideravelmente (figura 1). A poça de fusão encontra-se na linha de fusão, em contato direto com o metal-base “frio”, motivo pelo qual o parâmetro G assume neste ponto valor máximo e no meio do cordão de solda atinge valor mínimo. Além disso, a taxa de resfriamento dT/dt normalmente é maior na linha central do que na linha de fusão. A direção de R é sempre vertical em relação à frente de solidificação, assumindo valor mínimo sobre a linha de fusão e valor máximo no centro do cordão de solda (igual a “v”). Uma relação simplificada entre R e “v” é expressa pela equação (1), promovendo crescimento em forma de arco da microestrutura (figura 1):

Portanto, o tamanho e o formato do grão são for temente influenciados pelos parâmetros G e R: na linha de fusão (maior gradiente G/R), o super-resfriamento do metal fundido é menor, o que leva ao surgimento de menor quantidade de grãos, mais grosseiros ou alongados. Já sobre a linha central (menor gradiente G/ R) o super resfriamento é significativamente mais intenso o que, conforme o processo de soldagem e o material, leva ao surgimento de um número maior de grãos, mais refinados e globulares. Consequentemente, em muitos casos, observa-se uma transição entre as linhas central e de fusão, desde uma estrutura de grãos alongados até globulares, o assim chamado efeito CET (Columnar to Equiaxed Transition ou transição desde colunar até equiaxial). Aqui deve ser observado que cordões de solda com estrutura de grãos plenamente globulares são muito favoráveis aos usuários, uma vez que normalmente essa estrutura apresenta alta ductilidade e tenacidade (2), e baixa tendência ao trincamento a quente (5) em comparação com uma estrutura de grãos alongados.

Para desenvolver uma relação precisa entre R, G e o super-resfriamento pode-se determinar, para cada ponto arbitrário de um cordão de solda, o ângulo local (entre R e “v”, figura 1, pág. 31) a partir de micrografias que revelem a estrutura dos grãos, conforme mostrado na figura 1. Os valores correspondentes de R e G podem ser finalmente calculados a partir das equações (1) e (2). Para tanto é necessário conhecer a taxa local de resfriamento dT/dt, a qual pode ser determinada com o auxílio de termopares ou por meio de simulação:

Esse procedimento pode ser usado para determinar os valores críticos RCET e GCET relativos ao ponto do cordão de solda onde ocorre a transição entre os grãos colunares e equiaxiais. A literatura (7) define GCET conforme a equação (3), onde N0 é o número de núcleos heterogêneos da solidificação, os quais podem ser calculados a partir do tamanho de grão “d” usando a equação (4). Já o tamanho de grão pode ser determinado por meio de micrografias. Por sua vez, ΔTN e ΔTC, CET são os super-resfriamentos necessários para ativar o crescimento desses núcleos até cristais de alumínio (ΔT N) e para o aparecimento dos efeitos de transição entre grãos colunares e equiaxiais (ΔTC, CET ):

B) Composição química

A composição química da liga exerce grande influência sobre a formação da microestrutura durante a solidificação.

Fig. 2 – Processo de soldagem TIG e medições de temperatura. As dimensões estão expressas em milímetros.

Uma vez que a solubilidade de cada elemento de liga na fase sólida é diferente da observada na fase líquida, ocorre segregação na frente de solidificação a partir do metal líquido. Consequentemente, conforme a composição química da liga e as condições de resfriamento, poderá ocorrer nesse local o chamado “super-resfriamento constitucional” (igual a ΔTC), ou seja, uma efetiva queda de temperatura abaixo da temperatura liquidus. Esse estado termodinâmico instável promove um crescimento imediato dos núcleos de solidificação presentes no metal líquido. De forma geral, quanto mais alto for o valor de ΔTC, maior será a quantidade de núcleos que serão ativados (ou seja, maior número de grãos) e, dessa forma, menor será o tamanho de grão resultante.

C) Núcleos de solidificação

Normalmente os núcleos de solidificação são partículas com tamanho menor do que um mícron, as quais dificilmente se dissolvem no alumínio líquido. A capacidade de ativação dos núcleos durante o resfriamento do metal líquido depende sobretudo de sua composição química, tamanho, forma e tipo de reticulado atômico (8). Os núcleos mais eficientes no alumínio líquido contêm titânio, boro ou ambos os elementos (9), por exemplo, TiB2 e Al3Ti, os quais se caracterizam por apresentar valores muito baixos de superresfriamento ΔTN necessário para a ativação dos núcleos (da ordem de alguns poucos graus centígrados). Durante a fundição do alumínio eles se apresentam normalmente na forma de bastonetes (por exemplo, AlTi5B1), promovendo a formação de microestrutura com grão refinado na peça fundida e as vantagens a ela associadas.

Procedimento experimental

Os metais-base usados neste estudo foram chapas com 3 mm de espessura feitas com as ligas de alumínio AW-1050A (Al99.5), AW- 6082 (AlSi1MgMn) e AW-5083 (AlMg4.5Mn0.7), cujas composições químicas podem ser vistas na tabela 1 (pág. 32). Para influenciar de maneira consistente o tamanho de grão no metal de soldagem, durante o processo de fundição foram misturadas ao metal-base quantidades variáveis de agentes para refino de grão AlTi5B1, que apresentavam seu formato convencional de bastonete, sendo então fundidos insertos em formato de barra com dimensões iguais a 140 mm x 2 mm x 1,5 mm.

Fig. 3 – Estrutura dos grãos (vista superior) no centro da junta soldada (em relação ao centro da espessura) em razão da velocidade de soldagem. Soldagem TIG (juntas soldadas falsas sem quaisquer adição de agentes para refino de grão); liga, AW-6082; espessura da chapa, 3 mm.

Esses insertos fundidos foram subsequentemente inseridos na ranhura de um corpo de prova para soldagem, confeccionado com o metal-base, e refundidos no lado posterior de uma área submetida ao processo de soldagem TIG, conforme é mostrado à esquerda da figura 2 (pág. 32). Além disso, foram feitas medições de temperatura no centro de algumas juntas soldadas (levando-se em consideração a espessura da chapa e o comprimento da junta soldada) com os metais-base AW-1050A e AW-6082 (figura 2, à direita). A posição horizontal do termopar, transversal à direção de soldagem, variou desde o centro da junta soldada (conforme é mostrado na figura 2) e a linha de fusão (aproximadamente 3 mm à direita ou esquerda dela). Portanto, foi possível determinar a taxa local de resfriamento (dT/dt) no início da solidificação, em qualquer posição entre a linha de fusão e a linha central da junta soldada. Neste caso, a posição vertical do termopar foi sempre central. Para reduzir a quantidade de medições, não foram feitas medições de temperaturas no caso dos ensaios envolvendo a liga AW-5083, uma vez que ela exibe soldabilidade muito boa.

A velocidade de soldagem variou entre 2 mm/s e 11,5 mm/s, enquanto o valor de amperagem foi ajustado em cada caso. Os parâmetros mais importantes do processo de soldagem encontram-se especificados na tabela 2 (pág. 33). O tamanho de grão foi determinado usando um procedimento padronizado de segmentos interrompidos, em microsseções retificadas, polidas e subsequentemente atacadas catodicamente (10). Além disso, foram feitas análises por microssonda (espectroscopia de raios-X por dispersão de comprimento de onda) para identificar os núcleos de solidificação.

Resultados

A influência das condições térmicas sobre a estrutura dos grãos pode ser vista na figura 3, a qual mostra micrografias extraídas ao longo de juntas soldadas na liga AW-6082. O aumento da velocidade de soldagem levou a um claro refino da estrutura. Além disso, pode ser observada a transição anteriormente descrita desde uma estrutura de grãos alongados para grãos globulares (o assim chamado efeito CET) no interior de todas as juntas soldadas, sobretudo as confeccionadas sob altas velocidades de soldagem. Ambas as observações podem ser explicadas pelo fato de as velocidades crescentes de soldagem “v” promoverem menores valores da razão G/R e maiores valores de ΔTC, conforme mostram as equações (1) e (2). Consequentemente, foi ativada uma maior quantidade dos núcleos de solidificação existentes, o que levou ao refino do tamanho de grão.

Além disso, a figura 3 mostra que, no caso da liga AW-6082, foi possível evitar a formação de trincas a quente na linha central aumentando a velocidade de soldagem. Isto mostra o efeito positivo do refino de grão sobre a formação das trincas a quente, cujos trajetos se tornam mais emaranhados numa estrutura apresentando grãos globulares do que em outra com grãos alongados. Portanto, a propagação da trinca encontra maior resistência numa estrutura com grãos refinados do que em outra com grãos grosseiros.

A composição química (ligas) e o número de núcleos de solidificação (adições de agentes para refino de grão) foram alterados numa segunda etapa do estudo (tabela 3). São mostradas as estruturas de grão dominantes encontradas nas correspondentes juntas soldadas para cada combinação de velocidade de soldagem “v”, tipo de liga e teor de titânio. As várias ligas apresentaram resultados claramente diferentes entre si: se não houve adição de agentes para refino de grão (primeira coluna de cada caso) a estrutura dos grãos mostrou-se predominantemente alongada (O) nas juntas soldadas de alumínio puro (liga AW-1050A), mesmo sob altas velo- cidades de soldagem. No caso da liga AW-6082 e, sobretudo, AW-5083, isto somente pôde ser observado sob baixas velocidades de soldagem. A razão para isso está no teor total de elementos de liga, o qual aumenta consideravelmente desde a liga AW- 1050A (0,4% em massa), passando pela AW-6082 (2,7%), até a AW- 5083 (6%). O aumento associado ao super-resfriamento constitucional promove o crescimento de muitos grãos globulares.

Já pequenas adições de agentes para refino de grão, em torno de um décimo, produzem estruturas predominantemente globulares nas três ligas. Isto pode ser atribuído ao aumento do número de partículas de TiB2 e Al3Ti na poça de fusão. Esse fato foi demonstrado por meio da análise por microssonda de várias juntas soldadas. Portanto, ficou claro que, além de um teor suficientemente alto de elementos de liga, também são necessários núcleos de solidificação efetivos e de fácil ativação para obter uma junta soldada com grãos refinados. A maneira mais fácil para conseguir isso consiste em usar um teor mínimo de agente para refino de grão no material de adição para a soldagem na forma de arame. Além disso, o agente para refino de grão proporciona não apenas os núcleos de solidificação, como também o superresfriamento constitucional que é causado pelo excesso de titânio dissolvido no metal líquido.

As influências dos teores de elementos de liga e agentes para refino de grão são mostradas de forma quantitativa na figura 4a, usando a correlação entre o tamanho de grão médio e o teor de titânio da junta soldada. Cada curva de regressão representa uma função de potência que descreve os pontos de dados do material, a qual está associada a um valor mínimo da somatória dos erros ao quadrado. O diagrama mostra que a transição desde uma estrutura com grãos alongados para outra com grãos globulares está associada a um nítido refino de grão (uma redução de até 90% do tamanho de grão). Também foi possível reconhecer a influência dos elementos de liga no refino de grão, a qual foi mais pronunciada no caso do alumínio puro (AW-1050A), seguido das ligas AW-6082 e AW- 5083. Portanto, a comparação com a tabela 3 (pág. 35) permite concluir que a elevação dos teores de liga favorece a transição da microestrutura (CET), desde grãos alongados para globulares (tabela 3), mas diminui ligeiramente a eficiência dos agentes para refino de grão incorporados (figura 4a). Isto provavelmente pode ser atribuído às reações químicas de alguns poucos núcleos de solidificação, tais como TiB2 e Al3Ti, com os elementos de liga, o que diminui o número de núcleos disponíveis (11).

Fig. 4 – Soldagem TIG de chapas de alumínio com espessura de 3 mm: a) tamanho médio de grão no cordão de solda em razão do teor de titânio, sob velocidade de soldagem “v” constante, igual a 4,2 mm/s; b) transição desde microestrutura com grãos predominantemente alongados (O) para microestrutura com grãos predominantemente globulares (G) (transição CET) em função de G e de R.

Finalmente, foi determinada, por meio de micrografias, a localização da transição da microestrutura (CET) no interior de cada junta soldada. Os valores de dT/dt, G e R correspondentes a cada caso foram determinados conforme descrito anteriormente. Dessa forma foi possível comparar esses resultados experimentais com a abordagem do valor crítico GCET descrita na literatura, ou seja, as equações (3) e (4). Foi estipulado neste caso que o valor do superresfriamento ΔTN necessário para a ativação dos núcleos fosse igual a 1°C (12) e que fossem consideradas apenas juntas soldadas sem qualquer adição de agentes para refino de grão. Os resultados desse modelamento da transição da microestrutura (CET) são mostrados na figura 4b. As curvas-limite entre as regiões com microestruturas apresentando grãos predominantemente alongados (O) e globulares (G) mostram que os valores críticos de R e G necessários para se ter a transição de microestrutura (CET) dependem apenas de forma ligeira da composição da liga. Além disso, ficou claro que é necessária uma combinação de baixos valores de G e altos valores de R (ou seja, uma baixa razão G/R) para obter uma estrutura com grãos globulares. Em outras palavras, isto significa que o soldador precisa selecionar a máxima velocidade de soldagem possível e baixo aporte de calor (13). Isto permite obter uma microestrutura com grãos refinados e globulares na junta soldada, a qual deve proporcionar propriedades mecânicas melhoradas e menor susceptibilidade ao trincamento a quente do metal-base.

Conclusões

Os experimentos aqui descritos mostram como diversos parâmetros exercem influência crucial sobre o tamanho e formato dos grãos presentes na microestrutura da junta soldada. Além disso, as medições correspondentes de temperatura mostraram que as condições de solidificação no cordão de solda apresentaram variações locais extremas. Numa próxima etapa será feita uma investigação mais precisa desse efeito sobre a microestrutura do cordão de solda por meio da simulação da solidificação da poça de fusão. Também será considerado um aperfeiçoamento do conjunto atual de normas técnicas sobre as composições químicas dos materiais de adição no caso da soldagem a arco de alumínio. Sob este aspecto, deverão ser estabelecidos valores mínimos para os teores de elementos que proporcionam refino de grão, tais como titânio e boro, para assegurar a presença de um número adequado de núcleos de solidificação na poça de fusão.

Agradecimentos

O projeto IGF 16.242 N/DVS- Nummer 08.071, desenvolvido pelo Departamento de Pesquisa em Soldagem e Processos Aplicados da Associação Alemã para Soldagem e Processos Aplicados (Foschungsver- einigung Schweiβen und verwandte Verfahren des Deutscher Verband für Schweiβen und verwandt Ver- fahren – D.V.S.), com sede em Düsseldorf, Alemanha, foi apoiado pela Associação dos Grupos de Trabalho em Pesquisa Industrial (Arbeitsgemeinschaft industrieller Forschungsvereinigungen, A.i.F.), por intermédio da Associação Industrial de Pesquisa e Desenvolvimento ( Industrielle Gemeinschaftsfor- schung, I.G.F.) do Ministério Federal Alemão para Economia e Tecnologia (Bundesministerium für Wirtschaft und Technologie – BWT) com base em uma resolução do Parlamento Alemão.

Os autores gostariam de agradecer aos senhores Hayen (que trabalha na Alijo - Aluminium-Bau Jonuscheit GmbH) e Gudde (da KBM Affilips B.V.) por fornecer o metal-base AW- 5083 (Alijo) e os agentes para refino de grão (KBM Affilips). Além disso, agradecimentos também são devidos às senhoras Oder (microssonda), Marten e Stojkic (metalografia) e Strehlau (análises químicas por espectrometria de emissão atômica com plasma acoplado indutivamente, ICP-OES), bem como ao senhor D. Köhler (fundição), pelo apoio dado a este trabalho no Instituto Federal para Pesquisa e Ensaios de Materiais (Bundesanstalt für Materialforschung und – prüfung, BAM).

Referências

 

1) Ram, G. D. J.; et al.: Microstructural refinement through inoculation of type 7020 Al-Zn-Mg alloy welds and its effect on hot crackingand tensile properties. J. of Materials Processing Technology, 142, H. 1, p. 174/81, 2003.

2) Schempp, P.; et al.: Influence of grain size on mechanical properties of aluminium GTA weld metal. Wdg. in the World, 57, H. 3, p. 293/304, 2013.

3) Hall, E. O.: The deformation and ageing of mild steel: III Discussion of Results. Proc. of the Physical Society B, Bd. 64, p. 747/52, 1951.

4) Dvornak, M. I., et al.: The weldability and grain refinement of AI-2.2Li-2.7Cu. Wdg. J. 68, H. 8, p. 327-s/35-s, 1989.

5) Schempp, P., et al.: Influence of Ti and B additions on grain size and weldability of aluminium alloy 6082. Wdg. in the World 56, H. 9-10, p. 95/104, 2012.

6) Spittle, J. A., u. a. A. cushway.: Influences of superheat and grain structure on hot-tearing susceptibilities of Al-Cu alloy castings. Metals Technology 10, H. 1, p. 6/13, 1983.

7)Hunt, J. D.: Steady state columnar and equiaxed growth of dendrites and eutectic. Materials Science and Engineering 65, H. 1, p. 75/83, 1984.

8) Bunn, A.M., et al: Modeling of the effectiveness of Al-Ti-B refiners in commercial purity aluminium. Vortragsbd., Konferenz, Light Metals, p. 963/968. The Mineral, Metals & Materials Society, Warrendale, Pennsylvania/USA, 1998.

9) S chloz, J. D.: Fundamentals of grain refining alumnum alloys. Light Metal Age 68, H. 4, p. 30/37, 2010.

10) ASTM E 112.: “Standard test methods for determining average grain size”, Ausgabe, 1996.

11) E aston, M. A., u. D. H. stJ ohn: A model of grain refinement incorporating alloy constitution and potency of heterogeneous nucleant particles. Act a materialia 49, H.10, p. 1867/78, 2001.

12) Grong, Ø., u. C. E. cross: A model for predicting weld metal grainf refinement in G-V space. Vortragsbd. “Multiscale Phenomena in Materials - Experiments in Modeling”, Materials Research Society Fall meeting 1999 (Boston/USA), Bd. 578, p. 431/438 (http://journals.cambridge.org/ article_S194642740029845X), ISBN 9781558994867, Cambridge University press, 2000.

13) S chempp, P., et al.: Solidification of GTA aluminium weld metal: Part II - Thermal conditions and model for columnar to equiaxed transition. Wdg. J. 93, H. 3, p. 69s-77-s, 2014.


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