COTEQ2013 - 038
IMPACTOS DO PRÉ-AQUECIMENTO E DO GÁS DE PURGA SOBRE A VIDA EM SERVIÇO DE UNIÕES SOLDADAS DA LIGA Al-Mn AA3003
João Genuíno de Oliveira Junior1, Sérgio Rodrigues Barra2
12ª Conferência sobre Tecnologia de Equipamentos
Copyright 2013, ABENDI, ABRACO e IBP.
Trabalho apresentado durante a 12ª Conferência sobre Tecnologia de Equipamentos. As informações e opiniões contidas neste trabalho são de exclusiva responsabilidade do(s) autor(es).
SINOPSE
A vida em serviço de tubulações industriais está intimamente ligada com a relação entre o processo de fabricação, a composição química e a solicitação em serviço (meio). Neste caso, dutos de Al-Mn (AA3003), utilizados no transporte e/ou armazenamento de ácido nítrico (HNO3) – por exemplo, os nitrodutos e tanques apresentam redução na vida projetada, em
função da perda localizada e aleatória da resistência à corrosão nas regiões correspondentes às juntas confeccionadas com processos de soldagem ao arco elétrico. Uma hipótese para esta perda é que uma relação inadequada entre a condição de fabricação e a exposição ao meio induza a degradação da região, a partir da precipitação de compostos intermetálicos do tipo AlxFey e da formação e a inclusão não controlada da camada de Al2O3 na região da raiz do
depósito. Neste caso, é importante avaliar “como” e “quanto” as condições de fabricação por soldagem (pré-aquecimento “To” e adoção de purga na região da raiz) influenciam na
resistência à corrosão da região soldada durante a operação do nitroduto. Como procedimento experimental, corpos de prova, da liga AA3003, foram especialmente confeccionadas para a simulação do efeito do pré-aquecimento sobre a Zona Termicamente Afetada (ZTA) e da adição de gás de purga sobre a formação de Al2O3 na penetração “projeção” do passe de raiz.
Em seguida, para simular o meio e o desempenho, as amostras foram submetidas a ensaio acelerado de corrosão, por imersão em HNO3, e sistemática medição da evolução do perfil de
rugosidade superficial. Os resultados mostram que valores inadequados, tanto de To quanto da
vazão do gás de purga, reduzem localmente, respectivamente, a resistência à corrosão na ZTA na raiz do depósito.
Palavras-chave: Vida em serviço, Soldagem, Corrosão, Pré-aquecimento, Gás de Purga, AA3003, HNO3.
1
Graduando de Engenharia Mecânica – Laboratório de Soldagem e Inspeção (LS&I) da Universidade Federal do Rio Grande do Norte
2
Dr. Eng. – Laboratório de Soldagem e Inspeção (LS&I) da Universidade Federal do Rio Grande do Norte
1. INTRODUÇÃO
A ocorrência de falhas em tubulações (gasodutos, nitrodutos, oleodutos, aquedutos, minerodutos, outros), provenientes de problemas de corrosão, se mostra como um fator crítico presente em muitas empresas dos setores farmacêutico, mineração, químico e petroquímico. Com isso, são necessárias a realização de estudos e o desenvolvimento de técnicas de fabricação, monitoração (inspeção) e controle (manutenção) que minimizem a possibilidade de falhas e que, principalmente, aumentem a confiabilidade e a vida em serviço dos equipamentos (dutovias).
Segundo Campbell (1), o conhecimento e/ou o desenvolvimento de técnicas relacionadas na redução de falhas atende a um pré-requisito básico no controle efetivo das mesmas. Estas técnicas fornecem informações complementares que ampliam a capacidade de análise, o que implicará em um ganho significativo na segurança e na redução do número de acidentes (riscos de falhas) (2). Ainda segundo Campbell (1), uma análise integrada das informações é essencial para que se mantenham níveis elevados de confiabilidade operacional e é de grande relevância no que diz respeito à vida em serviço nas instalações de linhas dutoviárias.
Considerando a preocupação com ocorrência de falha em serviço, na área de inspeção de equipamentos, a possibilidade da redução da vida projetada, pela presença de defeito (por exemplo, formação de pitting na parede de um tubo, provocada por um processo corrosivo) ou dano (por exemplo, impressão de mossa ou suco na parede de um tubo, decorrente de impacto mecânico - escavação) pode ser determinada “quantitativamente” por meio da avaliação, pela equipe de engenharia, da adequação ao uso (Fitness-For-Service – FFS) do corrente estado do dano/defeito do equipamento/componente, a qual permite inferir sobre a integridade estrutural, melhor dizendo, qual será o impacto sobre a sua vida residual em condição especifica de operação (mecanismo de degradação e/ou defeito x solicitação). Neste caso, utiliza-se como referência a norma API 579-1/ASME Fitness-For-Service (3).
Neste contexto, pode-se citar, ainda, como exemplo a norma ASME B31-G criada com o objetivo de se determinar de maneira prática a limitação estrutural de dutos com base na forma e dimensões da área afetada pela corrosão, sendo a mesma usada como base em situação em que tanto o aspecto de confiabilidade quanto a segurança são primordiais (4, 5). Assim, considerando que os setores industriais que produzem e/ou utilizam o ácido nítrico (HNO3) convivem com o problema do surgimento de corrosão localizada (figura 1), nas ligas
da série 3XXX, em uniões por soldagem de tanques de armazenamento e tubovias (6), é importante o entendimento e a adoção de ferramentas de rastreabilidade e/ou de comparação do fenômeno em diferentes condições de fabricação.
(b) (a)
Região distante da união
Região da união
Figura 1. Detalhe da região onde ocorre a corrosão localizada (junta soldada). Em (a) detalhe da tubovia utilizada no transporte de HNO3 e, em (b), aspecto interno da tubulação após
Para o alumínio e suas ligas, em especial as ligas da série 3XXX, informações alusivas ao mecanismo de formação do intermetálico AlxFey (por exemplo, o intermetálico FeAl3 –
apresentando U > 0,25 V em relação a matriz), decorrente da presença de impurezas (ferro e silício) e das condições impostas pelo processo de fabricação (por exemplo, diluição e/ou ciclo térmico), são de extrema importância no entendimento dos efeitos indesejáveis que o composto intermetálico pode acarretar sobre a vida em serviço da união soldada.
Com base na análise dos diagramas de transformação e de isocorrosão da liga (por exemplo, a liga Al-Mn AA3003) e do acompanhamento da evolução do fenômeno de corrosão, via difração de raios-X, perfil de rugosidade e microscopia ótica, observa-se que, a partir de uma determinada temperatura, ocorre um significante incremento dos compostos intermetálicos deletérios a liga “matriz” (6, 7, 8), o qual acarretará localmente a perda “quebra” da camada passivadora (Al2O3) pelo surgimento de duas regiões eletroquimicamente diferenciadas em
relação ao restante do meio (6, 9). Barra e Rezende (6, 9), mostram que a primeira região, referente ao ambiente do pite (pitting), apresentará característica ácida “redução local do pH” (ocorrência de hidrólise do metal) e, por sua vez, uma segunda região, adjacente as partículas intermetálicas (FexAly) “pontos catódicos”, demonstrará um caráter alcalino (ocorrência do
processo de redução), como mostra a representação esquemática da figura 2. As referências (6, 9) descrevem uma discussão aprofundada sobre detalhamento e o entendimento do fenômeno apresentado na figura 2.
Figura 2. Representação esquemática do processo de formação do pite (corrosão) nas ligas da série 3XXX, quando imersas em HNO3 (6, 9).
Como descrito por Barra et al. (10), a complexidade envolvida no processo de união por soldagem ao arco elétrico, o alumínio e suas ligas diferem significativamente dos materiais considerados convencionais (aço carbono e aço inoxidável). Assim, para o alumínio, as propriedades físicas e metalúrgicas influenciam na formação e no comportamento do depósito soldado, tais como a formação da camada superficial de óxido “Al2O3 – filme passivo”
(possibilidade da inclusão de Al2O3) e a elevada contração durante a solidificação “rechupe”,
uma vez que, na superfície da poça de fusão, é formada uma camada de Al2O3. Em
complemento, ressalta-se que a alumina possui ponto de fusão (2050 C) superior em relação a matriz de alumínio (660 C) e que a sua não remoção, durante a o processo de soldagem (limpeza catódica), aumenta o risco do seu aprisionamento durante o processo de solidificação da zona fundida (por exemplo, a exposição da zona fundida “metal líquido” na raiz do chanfro, sem um isolamento adequado O2 vizinho, formará uma camada de Al2O3
sobrenadando, a qual, na solidificação do metal de solda, tende a ser englobada na região central da raiz do cordão) (11, 12, 13).
Em relação à resistência da camada passivadora do alumínio (filme de óxido), a ASTM International (14) relaciona os seguintes fatores influentes na quebra e dissolução do filme passivo (ataque seletivo sobre a película de óxido – Al2O3):
a) O potencial eletroquímico (o crítico potencial para a quebra da película deve ser excedido); b) Ocorrência de dano (por exemplo, um riscamento) para iniciar e propagar a quebra da película passivadora;
c) Condições que impeçam a tentativa de regeneração da camada passivadora; d) Existência de sítios preferenciais à ocorrência da quebra da película passivadora.
O processo de formação da camada passivadora no alumínio, durante sua exposição ao oxigênio, inicia em alguns milisegundos (15). No entanto, a espessura final da camada de óxido deve variar em função da temperatura, do meio e da composição química da liga. Em contato com ar e sob temperatura ambiente, a espessura da camada de Al2O3 atinge um valor
na ordem de 2-3 nm. Adicionalmente, o aquecimento do alumínio, no estado sólido, para um valor de 425 °C produzirá uma camada de óxido com 20 nm de espessura (16). Porém, a Al2O3 formada na oxidação do metal líquido (poça de fusão) pode atingir valores de
aproximadamente 0,2 m de espessura (17).
No que tange a soldabilidade do alumínio e suas ligas, a imposição de um determinado valor da temperatura de pré-aquecimento (To) é justificada pelo fato da elevada condutividade
térmica dificultar a formação e a manutenção da poça de fusão e, concomitantemente, interferir na história térmica vivenciada pelo metal de solda e pela ZTA. Assim, é coerente supor que a operação de pré-aquecimento (elevação proposital de To – patamar e tempo de
permanência), objetivando o controle da taxa de resfriamento, apresentará efeito significativo sobre o fenômeno de corrosão (formação de compostos intermetálicos e quebra “dissolução” da camada passivadora), durante a execução do processo de soldagem do alumínio AA3003. No mesmo enfoque, para a adoção do procedimento de purga na raiz, é aguardada que, com incremento da temperatura do substrato e da presença de O2 (ar), a região da ZTA e a região
da raiz do cordão (metal líquido metal solidificado) apresentarão significativa alteração na camada passivadora (Al2O3). Portanto, este trabalho visa o estudo dos possíveis efeitos
deletérios decorrentes da utilização, não planejada, de To e da presença ou não de gás de
purga na raiz sobre a resistência à corrosão da liga AA3003, em meio de HNO3.
2. PROCEDIMENTO EXPERIMENTAL
2.1 Preparação das amostras para a avaliação do efeito de to
Para a realização dos experimentos, 24 corpos de prova (amostras principais e replicações), nas dimensões aproximadas de 13 x 13 x 5 mm, foram extraídos de tubos AA3003 (diâmetro nominal de 3” e espessura de parede de 5 mm). A etapa de extração das amostras utilizou corte mecânico (cut-off) com refrigeração à água. Em seguida, os corpos de prova foram preparadas (lixamento e polimento) para a obtenção de superfícies planas e com rugosidade superficial máxima de 1 μm (rugosidade média aritmética – Ra), vide figura 3.
Para a simulação do processo de pré-aquecimento “To” (condições de soldagem), os corpos de
prova foram submetidos a diferentes valores de aquecimento em forno tipo “mufla” (25, 100, 200, 300, 400, 500, 600 e 650 ºC), com tempo de encharcamento “t” de 6 minutos (t = 1,5 x espessura da amostra).
Figura 3. Detalhe dos corpos de prova após as etapas de extração, preparação metalográfica e simulação do efeito do pré-aquecimento.
Após este procedimento, os corpos de prova foram analisados através de técnica de difração de raios-X (DRX) e microscopia ótica, visando a determinação da relação To x fases presentes
– evolução da precipitação de compostos intermetálicos.
Para o ensaio de corrosão, foi utilizando o método experimental adotado por Barra et al. (18), onde as etapas seguiram a sequência básica descrita a seguir.
a) Seleção e preparação da amostra a ser analisada;
b) Aplicação de ensaio acelerado de corrosão por imersão (vide figura 4, item “a”), sob condições específicas de execução (solução contendo, em volume, 80% H2O destilada e
deionizada + 20% HNO3, temperatura da solução igual a 65 °C ± 2 °C e homogeneização da
temperatura do eletrólito a partir da agitação mecânica – frequência e amplitude de agitação iguais a 40 Hz e 3 μm, respectivamente);
Figura 4. Detalhamento do método de ensaio acelerado de corrosão, por imersão, adotado no experimento. Em (a) bancada experimental para ensaio acelerado de corrosão por imersão em solução diluída de HNO3, (b) detalhe da célula de corrosão por imersão, (c) acompanhamento
da evolução do perfil de rugosidade via rugosímetro portátil e (d) representação da forma de medição da evolução do perfil de rugosidade superficial.
c) Medição da evolução do perfil da rugosidade superficial a cada 4 horas de ensaio acelerado de corrosão via rugosímetro portátil – variação desvio médio aritmético “Ra” (vide figura 4,
Como apresentado por Kinzie (19), é importante ressaltar que os métodos experimentais, aplicados na medição da evolução do processo de corrosão, sob determinadas condições, têm caráter apenas qualitativo (comparativo), uma vez que as condições laboratoriais raramente podem ser equiparadas em tempo (projetadas) com as condições reais de operação do componente ensaiado.
Neste caso, é importante enfatizar que os dados obtidos experimentalmente, conjuntamente com a vivência da equipe de engenharia “chão de fábrica”, servirão de base para uma análise qualitativa (tomada de decisão) do potencial desempenho do substrato em relação às condições de fabricação (por exemplo, as variáveis do processo de soldagem – corrente de soldagem, tipo e vazão de gás, temperatura de pré-aquecimento, outras), as solicitações na operação (meio) e, por conseguinte, a esperada vida em serviço.
2.2 Preparação das amostras para a avaliação do efeito do gás de purga
Nas etapas de preparação e de soldagem dos tubos, as seguintes condições experimentais foram adotadas (representação das condições similares àquelas empregadas em campo):
a) Posição de soldagem (característica geométrica) 1G (tubo girando e eixo de simetria na horizontal);
b) Processo de soldagem ao arco elétrico TIG (GTAW), empregando corrente alternada (120 A), bocal de 10 mm, tensão de soldagem de 15 V, Ar (99.98%) – como gás de proteção (15 l/min) e gás de purga (15 l/min);
c) Vareta AWS ER1100 (diâmetro = 3.2 mm), com metal de adição, e tubo Al-Mn AA3003, como metal de base (diâmetro interno = 79 mm, espessura de parede = 5 mm e comprimento = 400 mm);
d) Folga da raiz = 0 mm, altura da face da raiz = 1,5 mm e ângulo do chanfro = 60 (vide figura 5);
e) Temperatura de pré-aquecimento de 100 C.
Para a operação de purga na raiz, o procedimento experimental adotada neste trabalho, também, reflete as condições adotadas em campo (industrial).
r o o t f a c e r o o t o p e n in g g r o o v e a n g le w a ll th ic k n e ss 1 G w e ld in g p o sitio n (a) (b)
Figura 5. Em (a), detalhamento das características geométricas do chanfro e da forma de posição (1G) e, em (b), aspecto do depósito após a operação de soldagem.
3. RESULTADOS E DISCUSSÃO
3.1 Avaliação do efeito da variação de To
A partir da análise dos difratogramas apresentados na Figura 6, é possível identificar os efeitos da imposição de diferentes valores da temperatura de pré-aquecimento To sobre a
durante a simulação da soldagem ao arco elétrico, da liga AA3003. Deste modo, observa-se que inicialmente (para valores de 25 °C < To < 500 °C), o difratograma (item “a”) apresenta
apenas a presença da matriz Al (alumínio α) e de precipitados do tipo Al6Mn. Por sua vez,
para valores a partir de 500 °C, a medida que To se eleva, a fração do precipitado FeAl3 tende
a aumentar ( vide figura 6 “a”, 6 “b” e 6 “c”). Contudo, para valores acima de 600 °C há um decréscimo na fração da fase FeAl3, enquanto que a fase Al6Mn permanece constante (vide
figura 6 “c” e 6 “d”).
Considerando os difratogramas da figura 6, e que, os intermetálicos com diferença de potencial superior a 0,25V em relação à matriz induzem a formação de pites, estima-se que a resistência à corrosão da ZTA dependerá, em parte, da presença de partículas intermetálicas “catódicas” na matriz. Como consequência dessa precipitação, haverá uma elevação no número de pontos catódicos, ocasionando a formação de pares galvânicos (intermetálico x
matriz), tendo então um papel predominante no mecanismo de formação de pites na matriz
(vide novamente a representação esquemática da figura 2).
(a) To = 25 °C (b) To = 500 °C
(c) To = 600 °C (d) To = 650 °C
Figura 6. Difratogramas dos corpos de prova após a simulação do pré-aquecimento To. As
imagens de (a) a (d) mostram a evolução da microestrutura (formação do intermetálico FeAl3)
em função da imposição de diferentes valores de To.
Uma vez entendido o mecanismo de formação do par galvânico, os ensaios de corrosão acelerada foram utilizados para comprovar tal mecanismo. Neste caso, resultados obtidos a partir da evolução do perfil de rugosidade superficial x severidade do meio são apresentados
na figura 7. No gráfico, é possível observar que, para valores de To < 500 °C, a resistência à
corrosão é bem maior que para os casos em que To > 500 °C.
Portanto, duas hipóteses explicam a perda de resistência da ZTA à corrosão. A primeira hipótese está associada com a formação do par galvânico (FeAl3 x Matriz), a medida que se
incrementa To. Contudo, para valores de To superiores a 600 °C, a segunda hipótese é de que
o fenômeno de corrosão passa a ser governado pelo crescimento do grão (recristalização), o qual, com o aumento na energia livre nos contornos, terá efeito negativo sobre a resistência à corrosão nestas regiões – “contornos de grão” como regiões preferenciais ao ataque seletivo (vide imagem no canto superior direito da figura 7).
Ainda na figura 7, observa-se que, para a amostra com To entre 600 e 650 °C, há uma maior
perda de massa (incremento de Ra) e uma dispersão (desvio padrão) em relação à média da
rugosidade medida (efeito dos contornos de grão sobre a perda de massa – contornos mais corroídos produzirão valores maiores da rugosidade média aritmética “Ra”).
Figura 7. Resultados da evolução do perfil de rugosidade superficial (Ra), para os diferentes
valores de To, em função do tempo de ensaio acelerado de corrosão por imersão, em meio de
HNO3.
3.2 Avaliação do efeito do gás de purga
Como apresentado nos detalhes da figura 8, a soldagem da liga AA3003, sem a adequada aplicação de proteção da raiz contra a exposição a atmosfera vinha (ar), decorrente da vazão inadequada ou a não aplicação de gás de purga na raiz do depósito, induz condições favoráveis ao crescimento da camada de Al2O3 sobre a poça de fusão. Como efeito direto, a
camada gerada não removida da alumina poderá ser englobada pela raiz do depósito (região do reforço da raiz) durante o processo de solidificação da poça de fusão (contração líquido sólido) – formação de uma “lâmina” de Al2O3 na região final de solidificação. Ao expor essa
região ao meio corrosivo, observa-se que, primeiramente, ocorrerá a dissolução da camada “aprisionada” de Al2O3 e a formação de uma fresta na linha central do passe de raiz. Por fim,
a fresta gerada servira de região para armazenamento e estagnação do eletrólito, o que provocará o incremento da severidade local “mecanismo de corrosão por fresta”.
Figure 8. Detalhe da formação, aprisionamento e dissolução da camada de Al2O3.na região da
raiz do chanfro. 4. CONCLUSÃO
Com base nas condições experimentais e nos dados obtidos pode-se inferir que:
a) A formação e a evolução do precipitado FeAl3 estão diretamente associadas ao incremento
de To (500 C < To < 600 C);
b) Para valores superiores a 600 °C, a perda de resistência à corrosão, representada pela elevação nos valores da rugosidade superficial, passa a ser governada pelo mecanismo de crescimento de grão (recristalização do material);
c) As condições não controladas de aquecimento, influenciadas por To, podem induzir a
formação de precipitados de segunda fase e/ou mecanismo de crescimento exagerado dos grãos da ZTA;
d) A não adoção de gás de purga na raiz, como procedimento obrigatório, induz perda local de resistência ao meio, a partir do incremento na camada passivadora (Al2O3) sobre o metal
líquido (poça de fusão) e seu aprisionamento na região da raiz;
e) A adoção de procedimentos de soldagem, que não levem em consideração o potencial deletério da seleção inadequada de To e da purga na raiz, pode afetar significativamente a vida
em serviço projetada para o equipamento/peça. 5. REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS
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Detalhe da festa formada após a dissolução da Al2O3
Detalhe da profundidade da fresta após ensaio de
corrosão. Detalhe da região de aprisionamento da camada de Al2O3 2,5 mm 8,0 mm
(8) Oliveira Junior, J. G., Oliveira, J. K. B. L., Rezende, R. F., Araujo, I. J. C., Barra, S. R., “Characterization of precipitate FeyAlx in alloy AA3003 by method of X-ray diffraction”, X Encontro da SBPMat - X Brazilian MRS Meeting, 2011.
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(19) Kinzie, R. C., “Measuring the rates and impact of corrosion damage”, Aircraft Engineering and Aerospace Technology, Vol. 75, No. 2, pp. 123-129, 2003.
