O objetivo desta Dissertação foi analisar o efeito do tratamento térmico de alívio de tensões pós-soldagem sobre a microestrutura e comportamento mecânico de soldas produzidas com arame tubular rutílico AWS E-81T1 Ni1. Foi soldada uma junta com 60 mm de espessura, na posição vertical e progressão ascendente. Esta junta foi dividida em três partes, sendo uma mantida como soldada e as outras duas tratadas termicamente por 6 horas em diferentes temperaturas, 585 °C e 650 °C. Avaliou-se o efeito do tratamento térmico sobre as propriedades mecânicas por meio de ensaio de dureza, tração e impacto Charpy-V. A caracterização microestrutural foi realizada por microscopia óptica e microscopia eletrônica de varredura. As observações experimentais mostraram uma diminuição da tenacidade ao impacto no material tratado termicamente, com uma tendência para uma queda maior com o aumento da temperatura do tratamento térmico. Este comportamento pode ser atribuído principalmente à precipitação e crescimento de carbonetos. Não foi observada a presença de mecanismos de fratura intergranular. Provavelmente o metal de solda estudado não possuía nível de impurezas suficiente para a ativação deste mecanismo. / The objective of this Dissertation was to analyze the effect of postweld heat treatment on microstructure and mechanical behavior of welds obtained by flux cored wire AWS E-81T1 Ni1. It was welded a joint with 60 mm thickness, on vertical position and ascendant progress. This joint was divided in three parts, one maintained as welded and two others heat treated for 6 hours on different temperatures, 585 °C and 650 °C. The effect of the heat treatment on mechanical properties was evaluated by means of hardness, tensile and impact Charpy-V tests. The characterization of the microstructure was undertaken utilizing optical and scanning electron microscopy. The experimental results revealed a decrease of impact toughness in heat treated material, with a tendency to a low impact toughness for high heat treatment temperature. This behavior may principally be attributed to an increase precipitation and growth of carbides. No intergranular fracture mechanism was observed. Probably the level of impurities in the weld metal studied was not high enough to provoke such phenomena.

Neste trabalho foram determinadas as condições para a soldagem de chapas grossas de aço carbono ASTM A36 com aço baixo-liga temperado e revenido ASTM A514 Grau Q empregando-se o processo arame tubular. Para tanto foram soldadas diversas peças de testes com o intuito de se avaliar as condições mais adequadas de preparação e soldagem de juntas dissimilares destes materiais. A preparação foi realizada por meio de corte térmico. A temperatura de preaquecimento foi determinada através de modelos matemáticos, pelas recomendações das normas AWS D1.1 e DIN EN 1011-2 sendo posteriormente avaliada por intermédio do teste de soldabilidade tipo CTS Controlled Thermal Severity. Os parâmetros de soldagem foram determinados a partir da qualificação de um procedimento de soldagem, conforme a norma AWS D1.1. Foram avaliadas as consequências do emprego do tratamento térmico de alívio de tensões após soldagem (TTAT), pelos testes de dureza Vickers e impacto Charpy. A caracterização microestrutural foi realizada por meio de microscopia óptica e microscopia eletrônica de varredura. A caracterização das superfícies oxicortadas evidenciou os efeitos da descarbonetação e também da carbonetação. A temperatura de pré-aquecimento de 160°C determinada por meio da metodologia recomendada pelas normas AWS D1.1 e DIN EN 1011-2 mostrou-se satisfatória nos testes de soldabilidade. Foi possível a qualificação do procedimento de soldagem (EPS) com requisitos de impacto na condição \"como soldado\", porém na condição \"após TTAT\", os baixos valores de tenacidade obtidos no metal de solda, inferiores a 27J, não permitiram a qualificação de uma EPS com requisitos de impacto. Foi observada a ausência de trincas intergranulares tanto na zona afetada pelo calor quanto no metal de base ASTM A514, porém foi revelada a presença de microfases frágeis no metal de solda na condição \"como soldado\", especificamente na região da raiz, intensificadas pelo efeito da diluição. O aumento do teor de carbono na raiz, a presença de microfases frágeis, a grande fração de grãos colunares e de ferrita proeutetóide combinados com a baixa fração de ferrita acicular no metal de solda contribuíram para os baixos valores de tenacidade encontrados na condição \"como soldado\". Após o TTAT observou-se uma queda acentuada da tenacidade, inferior a 27J, do metal de solda devido à fragilização provocada pela precipitação e coalescimento de carbonetos de ferro. / In this work it was determined the conditions for welding thick plate of ASTM A36 carbon steel with quenched and tempered low-alloy steel ASTM A514 Grade Q employing the Flux Cored Arc Welding (FCAW) process. For that several coupons of tests were welded in order to evaluate the most appropriate conditions for preparation and welding of these dissimilar materials. The preparation was carried out by means of thermal cutting. The preheat temperature was determined by mathematical models, the recommendations of standards AWS D1.1 and DIN EN 1011-2 being further evaluated using the CTS type weldability test - Controlled Thermal Severity. The welding parameters were determined by qualifying a welding procedure (WPS), according to AWS D1.1. The effects of post weld heat treatment (PWHT) were evaluated by Vickers hardness tests and Charpy. Microstructural characterization was performed by optical microscopy and scanning electron microscopy. The characterization of oxi-fuel cut surfaces showed the effects of decarburization and also carburization. The preheating temperature of 160 °C determined by calculation and the methodology recommended by the standards was satisfactory in weldability tests. It was possible qualification of welding procedure (WPS) with impact requirements in the condition \"as welded\" but the condition \"after PWHT\" low toughness values obtained in the weld metal, less than 27J, did not allow to qualify a WPS with toughness requirements. The absence of intergranular cracking was observed in both the heat affected zone as the base metal ASTM A514, but the presence of fragile microphase in the weld metal was revealed in the weld metal in the condition \"as welded\" specifically in the root region, intensified by the effect of dilution. The carbon increase at root, the presence of fragile microphase, the large fraction of columnar grains and proeutectoid ferrite combined with the low fraction of acicular ferrite in the weld metal contributed to the low toughness values found in the condition \"as welded \". After PWHT there was a sharp drop in toughness, less than 27J, in the weld metal due to embrittlement caused by precipitation and coarsening of iron carbides.

Foram estudados os efeitos da introdução de etapas de tratamento criogênico e do alívio de tensões no ciclo térmico do aço ferramenta para trabalho a frio AISI D2. Variaram-se as temperaturas de tratamento criogênico, sendo elas principalmente: criogênica (-196°C) e subzero (-80°C). Foram variados os tempos de permanência às temperaturas criogênicas: 2, 3, 10, 24 e 30 e 36 horas. Verificou-se o efeito da adição da etapa (130°C/90 minutos) de alívio de tensões previamente ao tratamento criogênico. As amostras com diferentes ciclos térmicos foram submetidas à caracterização metalográfica, difração de raios-X e ensaios de potencial termo-elétrico. Na caracterização metalográfica as amostras foram analisadas por MEV (microscopia eletrônica de varredura) e MEV-FEG (MEV com canhão com emissão por efeito de campo). Os carbonetos secundários (micrométricos) não apresentaram variação. Os carbonetos secundários de revenido (nanométricos) apresentaram-se mais finamente dispersos na matriz nas amostras com tratamento criogênico e sem alívio de tensões. A difração de Raios-X foi realizada no Laboratório Nacional de Luz Síncroton, a luz síncroton foi essencial para detectar as variações pequenas e em escala nanométrica que ocorreram devido às inserções dos tratamentos criogênicos e de alívio de tensões. Foram verificados: i) menor fração volumétrica de austenita retida nas amostras tratadas em temperatura subzero quando comparadas às amostras tratadas em temperaturas criogênicas, indicando um comportamento cinético em C da curva de transformação; ii) diminuição da relação c/a dos parâmetros do reticulado cristalino da martensita e aumento do parâmetro a da austenita (devido à partição de carbono da martensita supersaturada em carbono para a austenita) causando estabilização da austenita com a inserção da etapa de alívio de tensões; iii) aumento no parâmetro a da austenita retida residual após revenimentos, com consequente aumento no teor de carbono da mesma, devido à partição de carbono; iv) maior fração volumétrica de carbonetos de revenido (M7C3 e M2C) nas amostras com tratamento criogênico logo após a têmpera, seguido da amostra com tratamento criogênico + alívio de tensões, seguidos da amostra somente temperada e revenida e por fim da amostra com alívio de tensões e sem tratamento criogênico. Os ensaios de potencial termo-elétrico (realizados no INSA-Lyon) foram utilizados para verificar o comportamento das amostras nas temperaturas de revenimento. Foram realizados tratamentos isotérmicos (130°C, 210°C, 350°C, 450°C e 520°C) cumulativos com tempos de 1 minuto até 130 horas. Verificou-se que: i) nos primeiros estágios do revenimento a cinética é favorecida pelo tratamento criogênico (precipitação de carbonetos \'eta\' ou \'epsilon\'); ii) o alívio de tensões atrasa os dois primeiros estágios do revenimento; iii) há maior crescimento dos carbonetos de liga nas amostras sem tratamento criogênico. O refinamento dos carbonetos secundários de revenimento foi atribuído a uma sequência de precipitações de carbonetos de revenido in situ: \'eta\' -> \'teta\' -> M7C3 e M2C. / The effects of cryogenic treatments and of stress relief treatment introduced in the thermal cycle of the cold work tool steel AISI D2 were studied. The cryogenic temperatures were varied: cryogenic (-196°C) and subzero (-80°C). It was also varied the holding times at cryogenic temperatures: 2, 3, 10, 24, 30 and 36 hours. The effect of including a stress relief heat treatment previously to the cryogenic treatment was also verified. Samples submitted to different thermal cycles were studied using metallographic characterization, X-ray diffraction and electric power measurements. The metallographic characterization used SEM (scanning electron microscopy) and SEM-FEG (SEM with field emission gun), besides OM (optical microscopy). It was not found any variation in the secondary carbides (micrometrics) precipitation. The temper secondary carbides (nanometrics) showed to be more finely dispersed in the matrix of the samples with cryogenic treatment and without stress relief. The X-ray diffractions were carried out at the Brazilian Synchrotron Light Laboratory; synchrotron light was essential to detect small and nano sized variations occurring due to the addition of the cryogenics and stress relief treatments. It was verified: i) lower austenite volumetric fraction in the samples with subzero treatment if compared to the cryogenic treated samples, an indication of a C curve kinetic behavior of the transformation; ii) the stress relief treatment produced an decrease in the c/a relationship of the martensite lattice parameters and an increase in the austenite a parameter (explained by carbon atoms partition from the supersatured martensite to the retained austenite); iii) after double tempering occurred an increase in the a parameter of the remaining austenite lattice, indicating an increase in the carbon content of the residual retained austenite, due to carbon partition; iv) higher volumetric fraction of temper carbides (M7C3 and M2C) if the samples were cryogenic treated just after quench (to room temperature), followed by the sample with cryogenic treatment + stress relief, after the sample just quenched and tempered and finally by the samples with stress relief without cryogenic treatment. Thermo-electric power measurements (carried out at INSA-Lyon) characterized the samples behavior after tempering at different temperatures. Cumulative isothermal treatments (130°C, 210°C, 350°C, 450°C e 520°C) with increasing times (from 1 minute to 130 hours) were used. It was verified that: i) the kinetic is favoured by the cryogenic treatment in the first temper stage (\'eta\' or \'epsilon\' carbide precipitation); ii) the stress relief delayed the first and second temper stage; iii) the samples without cryogenic treatment showed to have a bigger growing for the alloys carbides in the last stage of temper. The refinement of the temper secondary carbides was attributed to an in situ carbide precipitation during tempering: \'eta\' -> \'teta\' -> M7C3 e M2C.

Foram estudados os efeitos da introdução de etapas de tratamento criogênico e do alívio de tensões no ciclo térmico do aço ferramenta para trabalho a frio AISI D2. Variaram-se as temperaturas de tratamento criogênico, sendo elas principalmente: criogênica (-196°C) e subzero (-80°C). Foram variados os tempos de permanência às temperaturas criogênicas: 2, 3, 10, 24 e 30 e 36 horas. Verificou-se o efeito da adição da etapa (130°C/90 minutos) de alívio de tensões previamente ao tratamento criogênico. As amostras com diferentes ciclos térmicos foram submetidas à caracterização metalográfica, difração de raios-X e ensaios de potencial termo-elétrico. Na caracterização metalográfica as amostras foram analisadas por MEV (microscopia eletrônica de varredura) e MEV-FEG (MEV com canhão com emissão por efeito de campo). Os carbonetos secundários (micrométricos) não apresentaram variação. Os carbonetos secundários de revenido (nanométricos) apresentaram-se mais finamente dispersos na matriz nas amostras com tratamento criogênico e sem alívio de tensões. A difração de Raios-X foi realizada no Laboratório Nacional de Luz Síncroton, a luz síncroton foi essencial para detectar as variações pequenas e em escala nanométrica que ocorreram devido às inserções dos tratamentos criogênicos e de alívio de tensões. Foram verificados: i) menor fração volumétrica de austenita retida nas amostras tratadas em temperatura subzero quando comparadas às amostras tratadas em temperaturas criogênicas, indicando um comportamento cinético em C da curva de transformação; ii) diminuição da relação c/a dos parâmetros do reticulado cristalino da martensita e aumento do parâmetro a da austenita (devido à partição de carbono da martensita supersaturada em carbono para a austenita) causando estabilização da austenita com a inserção da etapa de alívio de tensões; iii) aumento no parâmetro a da austenita retida residual após revenimentos, com consequente aumento no teor de carbono da mesma, devido à partição de carbono; iv) maior fração volumétrica de carbonetos de revenido (M7C3 e M2C) nas amostras com tratamento criogênico logo após a têmpera, seguido da amostra com tratamento criogênico + alívio de tensões, seguidos da amostra somente temperada e revenida e por fim da amostra com alívio de tensões e sem tratamento criogênico. Os ensaios de potencial termo-elétrico (realizados no INSA-Lyon) foram utilizados para verificar o comportamento das amostras nas temperaturas de revenimento. Foram realizados tratamentos isotérmicos (130°C, 210°C, 350°C, 450°C e 520°C) cumulativos com tempos de 1 minuto até 130 horas. Verificou-se que: i) nos primeiros estágios do revenimento a cinética é favorecida pelo tratamento criogênico (precipitação de carbonetos \'eta\' ou \'epsilon\'); ii) o alívio de tensões atrasa os dois primeiros estágios do revenimento; iii) há maior crescimento dos carbonetos de liga nas amostras sem tratamento criogênico. O refinamento dos carbonetos secundários de revenimento foi atribuído a uma sequência de precipitações de carbonetos de revenido in situ: \'eta\' -> \'teta\' -> M7C3 e M2C. / The effects of cryogenic treatments and of stress relief treatment introduced in the thermal cycle of the cold work tool steel AISI D2 were studied. The cryogenic temperatures were varied: cryogenic (-196°C) and subzero (-80°C). It was also varied the holding times at cryogenic temperatures: 2, 3, 10, 24, 30 and 36 hours. The effect of including a stress relief heat treatment previously to the cryogenic treatment was also verified. Samples submitted to different thermal cycles were studied using metallographic characterization, X-ray diffraction and electric power measurements. The metallographic characterization used SEM (scanning electron microscopy) and SEM-FEG (SEM with field emission gun), besides OM (optical microscopy). It was not found any variation in the secondary carbides (micrometrics) precipitation. The temper secondary carbides (nanometrics) showed to be more finely dispersed in the matrix of the samples with cryogenic treatment and without stress relief. The X-ray diffractions were carried out at the Brazilian Synchrotron Light Laboratory; synchrotron light was essential to detect small and nano sized variations occurring due to the addition of the cryogenics and stress relief treatments. It was verified: i) lower austenite volumetric fraction in the samples with subzero treatment if compared to the cryogenic treated samples, an indication of a C curve kinetic behavior of the transformation; ii) the stress relief treatment produced an decrease in the c/a relationship of the martensite lattice parameters and an increase in the austenite a parameter (explained by carbon atoms partition from the supersatured martensite to the retained austenite); iii) after double tempering occurred an increase in the a parameter of the remaining austenite lattice, indicating an increase in the carbon content of the residual retained austenite, due to carbon partition; iv) higher volumetric fraction of temper carbides (M7C3 and M2C) if the samples were cryogenic treated just after quench (to room temperature), followed by the sample with cryogenic treatment + stress relief, after the sample just quenched and tempered and finally by the samples with stress relief without cryogenic treatment. Thermo-electric power measurements (carried out at INSA-Lyon) characterized the samples behavior after tempering at different temperatures. Cumulative isothermal treatments (130°C, 210°C, 350°C, 450°C e 520°C) with increasing times (from 1 minute to 130 hours) were used. It was verified that: i) the kinetic is favoured by the cryogenic treatment in the first temper stage (\'eta\' or \'epsilon\' carbide precipitation); ii) the stress relief delayed the first and second temper stage; iii) the samples without cryogenic treatment showed to have a bigger growing for the alloys carbides in the last stage of temper. The refinement of the temper secondary carbides was attributed to an in situ carbide precipitation during tempering: \'eta\' -> \'teta\' -> M7C3 e M2C.

Neste trabalho foram determinadas as condições para a soldagem de chapas grossas de aço carbono ASTM A36 com aço baixo-liga temperado e revenido ASTM A514 Grau Q empregando-se o processo arame tubular. Para tanto foram soldadas diversas peças de testes com o intuito de se avaliar as condições mais adequadas de preparação e soldagem de juntas dissimilares destes materiais. A preparação foi realizada por meio de corte térmico. A temperatura de preaquecimento foi determinada através de modelos matemáticos, pelas recomendações das normas AWS D1.1 e DIN EN 1011-2 sendo posteriormente avaliada por intermédio do teste de soldabilidade tipo CTS Controlled Thermal Severity. Os parâmetros de soldagem foram determinados a partir da qualificação de um procedimento de soldagem, conforme a norma AWS D1.1. Foram avaliadas as consequências do emprego do tratamento térmico de alívio de tensões após soldagem (TTAT), pelos testes de dureza Vickers e impacto Charpy. A caracterização microestrutural foi realizada por meio de microscopia óptica e microscopia eletrônica de varredura. A caracterização das superfícies oxicortadas evidenciou os efeitos da descarbonetação e também da carbonetação. A temperatura de pré-aquecimento de 160°C determinada por meio da metodologia recomendada pelas normas AWS D1.1 e DIN EN 1011-2 mostrou-se satisfatória nos testes de soldabilidade. Foi possível a qualificação do procedimento de soldagem (EPS) com requisitos de impacto na condição \"como soldado\", porém na condição \"após TTAT\", os baixos valores de tenacidade obtidos no metal de solda, inferiores a 27J, não permitiram a qualificação de uma EPS com requisitos de impacto. Foi observada a ausência de trincas intergranulares tanto na zona afetada pelo calor quanto no metal de base ASTM A514, porém foi revelada a presença de microfases frágeis no metal de solda na condição \"como soldado\", especificamente na região da raiz, intensificadas pelo efeito da diluição. O aumento do teor de carbono na raiz, a presença de microfases frágeis, a grande fração de grãos colunares e de ferrita proeutetóide combinados com a baixa fração de ferrita acicular no metal de solda contribuíram para os baixos valores de tenacidade encontrados na condição \"como soldado\". Após o TTAT observou-se uma queda acentuada da tenacidade, inferior a 27J, do metal de solda devido à fragilização provocada pela precipitação e coalescimento de carbonetos de ferro. / In this work it was determined the conditions for welding thick plate of ASTM A36 carbon steel with quenched and tempered low-alloy steel ASTM A514 Grade Q employing the Flux Cored Arc Welding (FCAW) process. For that several coupons of tests were welded in order to evaluate the most appropriate conditions for preparation and welding of these dissimilar materials. The preparation was carried out by means of thermal cutting. The preheat temperature was determined by mathematical models, the recommendations of standards AWS D1.1 and DIN EN 1011-2 being further evaluated using the CTS type weldability test - Controlled Thermal Severity. The welding parameters were determined by qualifying a welding procedure (WPS), according to AWS D1.1. The effects of post weld heat treatment (PWHT) were evaluated by Vickers hardness tests and Charpy. Microstructural characterization was performed by optical microscopy and scanning electron microscopy. The characterization of oxi-fuel cut surfaces showed the effects of decarburization and also carburization. The preheating temperature of 160 °C determined by calculation and the methodology recommended by the standards was satisfactory in weldability tests. It was possible qualification of welding procedure (WPS) with impact requirements in the condition \"as welded\" but the condition \"after PWHT\" low toughness values obtained in the weld metal, less than 27J, did not allow to qualify a WPS with toughness requirements. The absence of intergranular cracking was observed in both the heat affected zone as the base metal ASTM A514, but the presence of fragile microphase in the weld metal was revealed in the weld metal in the condition \"as welded\" specifically in the root region, intensified by the effect of dilution. The carbon increase at root, the presence of fragile microphase, the large fraction of columnar grains and proeutectoid ferrite combined with the low fraction of acicular ferrite in the weld metal contributed to the low toughness values found in the condition \"as welded \". After PWHT there was a sharp drop in toughness, less than 27J, in the weld metal due to embrittlement caused by precipitation and coarsening of iron carbides.

Submitted by AMÉRICO BIANCALANA NETO null (abiancalana@confab.com.br) on 2016-09-21T15:55:15Z No. of bitstreams: 1 DISSERTAÇÃO_Américo Biancalana Neto.pdf: 6507235 bytes, checksum: 42c17d17ef5a510dd34876071a8ff043 (MD5) / Approved for entry into archive by Juliano Benedito Ferreira (julianoferreira@reitoria.unesp.br) on 2016-09-26T19:52:21Z (GMT) No. of bitstreams: 1 biancalananeto_a_me_guara.pdf: 6507235 bytes, checksum: 42c17d17ef5a510dd34876071a8ff043 (MD5) / Made available in DSpace on 2016-09-26T19:52:21Z (GMT). No. of bitstreams: 1 biancalananeto_a_me_guara.pdf: 6507235 bytes, checksum: 42c17d17ef5a510dd34876071a8ff043 (MD5) Previous issue date: 2016-07-22 / Os processos tradicionais de produção de tubos API 5CT N80Q envolvem processos de bobinamento e desbobinamento, conformação por dobramento, soldagem, etapas de usinagem e expansão dos diâmetros interno e externo, tratamentos térmicos de têmpera e revenimento e endireitamento. Essas etapas são responsáveis por introduzir tensões residuais no material constituinte do tubo. Estas tensões residuais podem alcançar valores próximos aos do limite de escoamento do material base do tubo, podendo produzir distorções geométricas, falhas prematuras, baixa resistência à corrosão, e diminuição na sua capacidade de absorção de cargas em trabalho. O método mais utilizado para alívio de tensões é o tratamento térmico. Porém, a aplicação de vibrações mecânicas, (Vibratory Stress Rielif) para reduzir e redistribuir as tensões residuais em estruturas conformadas a frio e em estruturas soldadas, tem sido utilizada com sucesso em várias partes do mundo, principalmente nos Estados Unidos, China e Canada. Para verificar a viabilidade deste processo, como um método alternativo para o alivio de tensões, selecionamos um tubo API 5CT 80NQ, com diâmetro de 178 mm com 8,05 mm de espessura e 3000 mm de comprimento. Os ensaios de vibração foram executados na frequência de ressonância do tubo, através de um indutor de vibração montado no seu comprimento médio, dentro de um intervalo de tempo correspondente ao seu peso. Comparando os valores de tensões residuais existentes no tubo antes e após o tratamento de vibração conseguimos uma redução média de 16% no valor das mesmas. Para a caracterização mecânica do tubo, antes e depois do processo vibratório, foram realizados os seguintes ensaios conforme a norma API 5CT 2001: impacto Charpy “V”, ensaios de tração e dureza Rockwell C, tanto no metal base do tubo, como na região da solda. Foi realizada, também, a sua caracterização micro estrutural através, microscopia ótica, antes e depois dos ensaios de vibração. Para avaliação das tensões residuais, antes e após os ensaios de vibração, foi utilizado o método de secção longitudinal de um anel (splitting ring test) conforme a norma ASTM EN 1928-13. / The traditional production processes API 5CT N80Q pipes involve coiling and uncoiling processes the plate, conformation by bending, welding, machining steps and expansion of its internal and external diameters, heat treatment of quenching and tempering and straightening. These steps are responsible for introducing residual stresses in the material of the tube. These residual stresses can reach values close to the yield strength of the pipe`s base material and may produce geometric distortions, premature failure, low corrosion resistance and reduction its capacity of absorption loads in the work. The most widely used method for relieving stress is the heat treatment. The application of mechanical vibrations, Vibratory stress relief ( VSR), to reduce and redistribute the residual stresses in cold shaped structures and welded structures, has been used with success in various parts of the world, especially the United States, China and Canada. Thus, the mechanical vibration, Vibratory stress relief (VSR), can prove to be an interesting process to relieve stress in the tubes. To verify the feasibility of this process, as an alternative method for the relief of stresses, we selected an API 5CT 80NQ tube with a diameter of 178 mm, with 8.05 mm thickness and 3000 mm in length. Vibration tests were performed in pipe resonance frequency, via a vibration-inducing mounted at its mid-length, within a time corresponding to their weight. Comparing the values of residual stress existing in the tube before and after the vibration treatment achieved a mean reduction of 16 % in the amount thereof. For the mechanical characterization of the pipe, before and after the vibration process, the following tests were conducted according to API standard 5CT 2001: Charpy 'V', tensile tests and hardness Rockwell C, both in the metal base tube, and in the weld region. It was also carried out their microstructural characterization through optical microscopy before and after the vibration tests. To evaluate the residual stress before and after the vibration tests, we used the ring splitting test according to ASTM E1928-13.