UNIVERSIDADE FEDERAL DE SÃO CARLOS
CENTRO DE CIÊNCIAS EXATAS E DE TECNOLOGIA
PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E
ENGENHARIA DE MATERIAIS
AVALIAÇÃO DA RESISTÊNCIA AO DESGASTE DE LIGAS
DESENVOLVIDADAS PARA SOLDA DE REVESTIMENTO DURO PARA
USO SOB CONDIÇÕES ALTAMENTE ABRASIVAS
Edmilson Otoni Corrêa
São Carlos
2005
UNIVERSIDADE FEDERAL DE SÃO CARLOS
CENTRO DE CIÊNCIAS EXATAS E DE TECNOLOGIA
PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E
ENGENHARIA DE MATERIAIS
AVALIAÇÃO DA RESISTÊNCIA AO DESGASTE DE LIGAS
DESENVOLVIDAS PARA SOLDA DE REVESTIMENTO DURO PARA USO
SOB CONDIÇÕES ALTAMENTE ABRASIVAS
Edmilson Otoni Corrêa
Tese apresentada ao Programa de
Pós-Graduação
em
Engenharia
Materiais
de
Ciência
e
como
requisito parcial à obtenção do
título de DOUTOR EM CIÊNCIA E
ENGENHARIA DE MATERIAIS
Orientador: Prof. Dr. Nelson Guedes de Alcântara
Agência Financiadora: CNPq
São Carlos
(2005)
Ficha Catalográfica
Corrêa, Edmilson Otoni.
Avaliação da resistência ao desgaste de ligas
desenvolvidas para solda de revestimento duro para uso
sob condições altamente abrasivas. São Carlos,
UFSCar, 2005.
139 p.
Tese (Doutorado) – Universidade Federal de São Carlos,
2005.
1. Soldagem de revestimento duro. 2. Ligas ferrosas.
3. Desgaste abrasivo. 4. Microestrutura.
I. Título
DEDICATÓRIA
A minha esposa Patrícia, com todo o meu amor.
A minha família, em especial aos meus pais Ivone e Waldimir, pela educação e
pelos ensinamentos a mim transmitidos
VITAE DO CANDIDATO
Mestre em Engenharia Mecânica pela Universidade Federal de Itajubá -1997
Engenheiro mecânico pela PUC-MG/ICMG -1993
i
MEMBROS DA BANCA EXAMINADORA DA TESE DE DOUTORADO DE
EDMILSON OTONI CORRÊA APRESENTADA AO PROGRAMA DE PÓSGRADUAÇÃO
EM
CIÊNCIA
E
ENGENHARIA
DE
MATERIAIS,
DA
UNIVERSIDADE FEDERAL DE SÃO CARLOS, EM 20 DE OUTUBRO DE 2005
BANCA EXAMINADORA:
__________________________________
Prof. Dr. Nelson Guedes de Alcântara
Presidente
__________________________________
Prof. Dr. Claudemiro Bolfarini
UFSCar
__________________________________
Prof. Dr. José Ângelo Rodrigues Gregolin
UFSCar.
__________________________________
Prof. Dr.Alexandre Queiroz Bracarense.
UFMG
__________________________________
Profª. Drª Lauralice de Campos Franceschini Canale
EESC/USP
ii
iii
AGRADECIMENTOS
Para que este trabalho lograsse êxito, foram necessárias a ajuda, a
participação e a compreensão de várias pessoas que estiveram ao meu lado
no decorrer destes quatro anos. A essas pessoas quero manifestar os meus
sinceros e profundos agradecimentos, e em especial:
Ao Prof. Nelson Guedes de Alcântara pela dedicada orientação e
oportunidade de compartilhar dos seus conhecimentos e da sua amizade.
Ao Dr. Dorival Tecco e a Welding Alloys- Inglaterra pelo fornecimento de
todas as condições para a realização do projeto experimental.
Ao Prof. R. Vasant Kumar (Universidade de Cambridge) pelas valiosas
discussões e sugestões durante realização do trabalho e por sua amizade.
Ao CNPq pelo auxílio financeiro dado para realização do estágio no
exterior e pelo meu suporte financeiro no Brasil.
Ao Professor H.K.D.H. Badeshia pela cessão do programa MTDATA
Ao gerente técnico Richard Baker e ao engenheiro Scott Talbot da
Welding Alloys pelo auxílio nos experimentos de soldagem.
Ao Professor Oscar Balancim e ao técnico Rover, pela ajuda na análise
de imagem e tratamentos térmicos.
A professora Lauralice de Campos Franceschini Canale e ao técnico
Eliezer (Tico) pela cessão dos equipamentos e auxílio nos ensaios de desgaste
abrasivo
Ao aluno de IC bacalhau pelo auxílio na realização da caracterização
microestrutural e dos ensaios de desgaste.
A todos os colegas do LABSOL (Tonhão, Fernanda, Ivan, Alberto,
Jonas, Eduardo, Márcio, etc)
Ao pessoal do CCDM pelos trabalhos no MEV e preparação de
amostras.
Ao professor Pedro Íris pela ajuda nos ensaios de difração de raios X.
E, sobretudo, A DEUS, Ser Supremo, em quem sempre confiei e confio
nas horas de dificuldades e de alegrias.
iv
v
RESUMO
Este trabalho contribui para o entendimento do efeito da adição de
elementos formadores de carbonetos Nb e V e carbonetos complexos FeWTiC
sobre a microestrutura e resistência ao desgaste de ligas de revestimento duro
ferrosas depositadas por soldagem e projetadas para revestir componentes
sujeitos a um desgaste abrasivo severo. O trabalho inclui a caracterização
microestrutural, estudo da solidificação e testes de abrasão e compressão
cíclica. O principal objetivo foi estabelecer uma relação entre a microestrutura e
as propriedades de desgaste abrasivo. Resultados da caracterização
microestrutural da liga ferrosa com a adição de Nb e V (liga 750) mostraram
que a microestrutura consiste de carbonetos NbC distribuídos numa matriz
austenitica contendo carbonetos M3C e ilhas de eutético γ/M7C3. Resultados de
microanálise indicaram que o V se direcionou para os carbonetos e para a
matriz. Testes de abrasão a baixa e a alta tensão e de compressão cíclica
mostraram que esta microestrutura proporcionou uma resistência ao desgaste
superior àquela das ligas Fe-C-Cr (HCO) convencionais e uma boa
combinação entre resistência ao desgaste e tenacidade. Com relação à liga
700, com carbonetos complexos, análises microestruturais mostraram a
presença de carbonetos arredondados, nos quais um núcleo contendo
carbonetos TiC foi envolvido por carbonetos NbWC, bem como de carbonetos
TiNbC e TiWC distribuídos aleatoriamente numa matriz eutética com dentritas
de austenita primária. Mapeamento EDS das partículas arredondadas
(esferolitos) mostraram que o Nb substituiu grande parte do W na composição
dos carbonetos e que o W se direcionou preferencialmente para os carbonetos
e para a matriz durante a solidificação. Resultados dos testes de abrasão
mostraram que estes carbonetos contribuíram para uma maior resistência ao
desgaste desta liga em comparação com a liga Fe-Cr-C (HCO). Apesar dos
resultados de compressão cíclica sugerirem que a presença dos carbonetos
reduz a tenacidade desta liga, a microestrutura da matriz sugere que esta liga
tem uma tenacidade suficiente para resistir a impactos leves e a cargas cíclicas
melhor do que as ligas Fe-Cr-C.
vi
vii
WEAR RESISTANCE EVALUATION OF IRON BASED HARDFACING
ALLOYS DEVELOPED FOR USE UNDER HIGHLY ABRASIVE CONDITIONS
ABSTRACT
This work contributes to the understanding of the effect of alloying
elements forming carbides Nb and V and complex carbides FeWTiC on the
microstructure and wear resistance of iron-based hardfacing alloys deposited by
fusion welding process and, developed for cladding components subjected to
severe abrasive wear. The project undertaken includes microstructural
characterisation, solidification study and abrasion and cyclic compression
testing. Its primary purpose has been to stablish the relationship between
microstructure and abrasive wear properties. The microstructure of the ironbased hardfacing alloy with the addition of Nb and V (750) consists of a large
volume fraction of primary niobium carbides, surrounded by a matrix composed
of austenite containing M3C carbides and islands of eutectic γ/M7C3. Standard
three body abrasion and cyclic compression tests showed that 750 exhibits
wear rates higher than those of high carbon/high chromium hardfacing deposits
with higher hardness and a good combination between wear resistance and
toughness. With relation to the iron-based hardfacing alloy with complex
carbides FeWTiC (700 alloy), the microstructural analysis showed the presence
of rounded carbides, in which a TiC carbide core was encircled by a NbWC
carbide, as well as TiNbC and TiWC carbides randomly distributed in the
eutectic matrix γ/M7C3 containing primary austenite dendrites. EDS mapping of
rounded carbides (spherulits) showed that niobium replaced a great part of W in
the powder and W preferentially partitioned into other carbides and matrix
during the solidification. Abrasion tests results showed that the complex
carbides improves the wear resistance of this alloy in comparison with highchromium white iron hardfacing alloy (HCO). Despite the cyclic compression
results suggest that the rounded carbides (spherulits) decrease the toughness
of the alloy, the microstructure of matrix presents enough toughness to resist
soft impacts and cyclic stresses better than conventional alloys Fe-Cr-C.
viii
ix
SUMÁRIO
Pag.
BANCA EXAMINADORA......................................................................….............i
AGRADECIMENTOS..................................................................................….....iii
RESUMO………………………………………………........………………………….v
ABSTRACT…………………………………………………….….....…..…………...vii
SUMÁRIO............................................................................................................ix
INDICE DE TABELAS………………………………………………….….….………xi
INDICE DE FIGURAS…………………………………….........…………………...xiii
LISTA DE SÍMBOLOS.......................................................................................xix
1 INTRODUÇÃO..................................................................................................1
1.1 Relevância do Projeto....................................................................................2
1.2 Objetivos.............................................…........................................................5
2
REVISÃO BIBLIOGRÁFICA...........................................................................7
2.1 Desgaste........................................................................................................7
2.1.1. Definição e Classificação...........................................................................7
2.1.2. Desgaste abrasivo.....................................................................................8
2.1.2.1 Mecanismos de desgaste abrasivo........................................................11
2.1.2.2 Efeito das características do abrasivo...................................................14
2.1.2.3 Ensaios de desgaste abrasivo...............................................................20
2.1.2.4 Efeito da microestrutura.........................................................................24
2.1.3 Ligas de revestimento duro ferrosas.........................................................34
2.1.3.1 Ferros fundidos alto cromo....................................................................39
2.1.3.2 Microestrutura de ligas de revestimento duro ferrosas..........................45
2.2. Processos de soldagem utilizados para revestimento duro........................48
2.2.1- Processo de soldagem arco aberto.........................................................48
3
MATERIAIS E MÉTODOS...........................................................................51
3.1 Desenvolvimento da liga..............................................................................51
3.2 Materiais.......................................................................................................52
3.2.1 Fabricação dos consumíveis...................................................................52
3.2.2 Metal base e metal de referência para ensaio de desgaste roda de
borracha..................................................................................................54
x
3.3. Soldagem arame tubular arco aberto................................................................54
3.4. Caracterização microestrutural e testes de dureza....................................56
3.5. Testes de desgaste.....................................................................................57
3.5.1. Ensaio pino sobre lixa abrasiva...............................................................57
3.5.2. Ensaio roda de borracha..........................................................................58
3.6. Ensaio de compressão cíclica....................................................................58
4. RESULTADOS E DISCUSSÕES...................................................................61
4.1. Liga HCO....................................................................................................61
4.1.1. Solidificação da liga ................................................................................61
4.1.2. Microestrutura..........................................................................................63
4.2. Liga CNO....................................................................................................66
4.2.1. Solidificação da liga.................................................................................66
4.2.2. Microestrutura..........................................................................................68
4.3. Liga 750......................................................................................................74
4.3.1. Solidificação da liga ................................................................................74
4.3.2. Microestrutura..........................................................................................76
4.4. Liga 700......................................................................................................84
4.4.1. Solidificação da liga.................................................................................84
4.4.2. Microestrutura..........................................................................................86
4.5. Dureza das soldas de revestimento duro.................................................101
4.6. Efeito da microestrutura sobre a resistência ao desgaste abrasivo.........103
4.7. Efeito da microestrutura sobre a tenacidade............................................110
4.8. Avaliação dos mecanismos de desgaste..................................................117
5. CONCLUSÕES............................................................................................123
6. SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS...........................................125
7. REFERÊNCIAS..…………...……………………………………………………127
APÊNDICE A – Simulação termodinâmica da solidificação utilizando o
modelo Scheil-Gulliver/MTdata.....................................135
APÊNDICE B – TABELAS............................................................................137
xi
ÍNDICE DE TABELAS
Pag.
Tabela 2.1 Dureza de abrasivos, fases ferrosas e carbonetos..........................16
Tabela 2.2. Classificação e composição de ligas de revestimento ferrosas......37
Tabela 3.1. Composição química do pó de carboneto usado (% em peso)......53
Tabela 3.2. Fração em peso dos elementos presentes na mistura de pó.........53
Tabela 3.3. Composição química do metal base e do material de referência D-2
Tool.................................................................................................54
Tabela 3.4. Parâmetros de soldagem para solda de revestimento...................55
Tabela 3.5. Composição química do metal de solda (balanço Fe) nas camadas
superiores do revestimento duro.....................................................55
Tabela
3.6.
Características
do
corpo
de
prova
e
cargas
cíclicas
aplicadas.........................................................................................59
Tabela 4.1. Resultados de análise de imagem da liga HCO.............................65
Tabela 4.2. Composição química semiquantitativa obtida para a fase A, da liga
CNO................................................................................................69
Tabela 4.3. Composição química semiquantitativa obtida para a fase B, da liga
CNO................................................................................................72
Tabela 4.4. Fração volumétrica das fases presentes na liga CNO....................74
Tabela 4.5. Composição química semiquantitativa obtida para a fase A da liga
750, ................................................................................................81
Tabela 4.6. Composição química semiquantitativa das fases presentes B,C e D
na liga 750, .....................................................................................82
Tabela 4.7. Fração volumétrica das fases presentes na liga 750......................83
Tabela 4.8. Composição química semiquantitativa obtida para a fase A da liga
700..................................................................................................91
Tabela 4.9. Composição química semiquantitativa das fases presentes
B,C,D,E,F na liga 700.....................................................................94
Tabela 4.10. Fração volumétrica das fases presentes na liga 700..................102
Tabela 4.11. Resultado do carregamento cíclico das ligas.............................115
xii
xiii
ÍNDICE DE FIGURAS
Pág.
Figura 1.1. Resistência ao desgaste relativo de algumas ligas ferrosas para
revestimento duro desenvolvidas recentemente...............................3
Figura 1.2. Perfil de desgaste em um rolo e uma mesa de um moinho Loesche
após 622h em operação e antes de receber revestimento duro por
soldagem ..........................................................................................4
Figura 1.3. Perfil de desgaste nos componentes mostrados na figura 1.2; 2604h
após revestimento duro.....................................................................5
Figura 1.4. Fluxograma ilustrando os objetivos do trabalho................................6
Figura 2.1. Sistemas onde pode ocorrer desgaste abrasivo...............................9
Figura 2.2. Representação esquemática do desgaste de 2 e 3 corpos..............9
Figura 2.3.Tipos de contatos durante o desgaste abrasivo. (a) 2-corpos, (b) 2corpos fechado, (c) 3-corpos aberto, (d) 3-corpos fechado............10
Figura 2.4. Três tipos de desgaste abrasivo. (a) baixa tensão, (b) alta tensão (c)
impacto ou goivagem......................................................................12
Figura 2.5. Mecanismo básico de desgaste abrasivo........................................13
Figura 2.6. Mecanismo de lascamento ou microtrincamento............................13
Figura 2.7. Representação esquemática do processo de desgaste abrasivo de
ligas ferrosas alto cromo duras.......................................................14
Figura 2.8. Efeito da relação entre a dureza do material e do abrasivo sobre o
desgaste abrasivo...........................................................................15
Figura 2.9. Efeito do tamanho do abrasivo sobre a resistência ao desgaste;
linhas sólidas para abrasivos SiC e linhas pontilhadas para
abrasivo Al2O3 em uma carga de 1MN/m2......................................17
Figura 2.10. Representação esquemática de uma superfície desgastada que é
preenchida com fragmentos de desgaste.......................................17
Figura 2.11. Abrasivos de sílica (a) angulares, (b) arredondados.....................19
Figura 2.12. Taxa de remoção de material em função do curso de um aço sobre
uma lixa abrasiva SiC 220 mesh....................................................19
Figura 2.13 Representação esquemática de um britador de mandíbulas para
ensaio de abrasão por goivagem....................................................21
xiv
Figura 2.14. Representação esquemática de uma máquina de ensaio de
abrasão a alta tensão tipo pino sobre disco...................................22
Figura 2.15. Ensaio Pino sobre disco com adição de abrasivos.......................22
Figura 2.16. Esquema simplificado do equipamento para ensaio de desgaste
abrasivo à baixa tensão descrito na norma ASTM G65....................................23
Figura 2.17. Relação da dureza e resistência ao desgaste para diversos
metais ...........................................................................................26
Figura 2.18. Perda de massa por abrasão a baixa tensão versus dureza para
vários depósitos de revestimento duro e vários aços e ferros para
comparação....................................................................................27
Figura 2.19. Perda de massa versus percentual de carbono para várias ligas de
revestimento duro...........................................................................27
Figura 2.20. Diagrama idealizado da taxa de desgaste de vários materiais em
função da dureza abrasiva mineral.................................................29
Figura 2.21. Dependência da resistência ao desgaste e da dureza do livre
caminho médio entre os carbonetos...............................................30
Figura 2.22. Efeito da fração volumétrica na perda de volume de um ferro
fundido Cr-Mo devido à abrasão com abrasivos de granada 150
mesh e de SiC 180 mesh................................................................31
Figura 2.23. Perda de massa de ferro fundido alto cromo em função da fração
volumétrica de carbonetos para roda de borracha utilizando
alumina como abrasivo...................................................................32
Figura 2.24. Desgaste abrasivo de aços em função da dureza do
microconstituinte.............................................................................33
Figura 2.25. Rolo pulverizador de ferro fundido branco com desgaste brando
nas intersecções (A) e desgaste mais intenso nas áreas do
segmento (B), a espera da solda de revestimento.........................40
Figura 2.26. Projeções liquidus e seções isotermas do sistema ternário Fe-CrC......................................................................................................41
Figura 2.27a e b. Projeções Liquidus do sistema pseudo-ternário (Fe-Cr)-NbC......................................................................................................43
Figura 2.27 c. Seção isoterma do diagrama de fase Fe-Ti-C em 1500 ºC........44
xv
Figura 2.28. Mapa de microestruturas e composições de ligas de revestimento
duro ferrosas, incluindo Cr,Mn, Mo, Ni, Nb, V, W, Ti, Al.................47
Figura 2.29. Perda de massa versus dureza do depósito.................................47
Figura 2.30. Perda de massa versus % carbono depositado ...........................48
Figura 2.31. Representação do processo Arco Aberto......................................49
Figura 3.1. Princípio básico da fabricação de arame tubular.............................53
Figura 3.2. Linhas de emissão de raios x dos elementos presentes nas ligas..57
Figura 3.3. Ciclo de compressão utilizado.........................................................59
Figura 4.1. Simulação Scheil mostrando a solidificação da liga HCO sob
condições fora do equilíbrio............................................................62
Figura 4.2. Fração em peso das fases calculadas da liga HCO após a
solidificação.....................................................................................62
Figura 4.3a. Micrografia ótica da secção transversal da liga HCO mostrando
carbonetos M7C3 largos (fase clara) numa matriz eutética.(fase
escura)............................................................................................64
Figura 4.3b. Mesma secção anterior com aumento maior da liga HCO ...........64
Figura 4.3c. Mesma secção anterior com aumento maior. Destaca-se a
presença das fases e γ e M7C3 no eutético da liga HCO................65
Figura 4.3d. Micrografia ótica mostrando a indentação de microdureza na
região eutética da liga HCO............................................................66
Figura 4.4. Simulação Scheil mostrando a solidificação da liga CNO sob
condições fora do equilíbrio............................................................66
Figura 4.5. Fração em peso das fases calculada para a liga CNO.após a
solidificação.....................................................................................68
Figura 4.6. Micrografia ótica da superfície polida da liga CNO..........................69
Figura 4.7. Gráfico EDS obtido da fase A da liga CNO.....................................69
Figura 4.8a. Micrografia ótica da liga CNO mostrando carbonetos primários
M7C3 em forma de agulhas claras e a matriz eutética.escura .......70
Figura 4.8b. Mesma secção anterior em maior aumento. Com a presença de
alguns carbonetos primários M7C3 na forma hexagonal.................71
xvi
Figura 4.8c. Mesma secção anterior em maior aumento. Com a presença de
partículas de carboneto MC (fase A) e as agulhas de M7C3 (fase B)
na matriz da liga CNO (fase M).......................................................71
Figura 4.9. Gráfico EDS obtido da fase B da Liga CNO....................................72
Figura 4.10. Micrografia via MEV da liga CNO mostrando as fases em melhor
contraste.........................................................................................73
Figura 4.11. Resultado da simulação Scheil mostrando a solidificação da liga
750 sob condições fora do equilíbrio..............................................75
Figura 4.12. Fração volumétrica das fases de equilíbrio calculada da liga 750
em função da temperatura..............................................................76
Figura 4.13. Difratograma de raios x da camada superior da liga 750..............77
Figura 4.14. Micrografia ótica da superfície polida da liga 750. Note partículas
distribuídas aleatoriamente na matriz.............................................78
Figura 4.15. Micrografia via MEV da superfície polida da liga 750....................78
Figura 4.16. Micrografia ótica da liga 750 após ataque. Presença de ilhas de
uma fase eutética............................................................................79
Figura 4.17. Micrografia via MEV da liga 750 mostrando a presença da fase
D......................................................................................................79
Figura 4.18. Micrografia via MEV da fase D em detalhe, liga 750.....................80
Figura 4.19. Gráfico EDS obtido para a fase A – liga 750.................................82
Figura 4.20. Gráfico EDS obtido da fase B – liga 750.......................................82
Figura 4.21. Gráfico EDS obtido da fase C – liga 750.......................................83
Figura 4.22. Gráfico EDS obtido da fase D – liga 750.......................................83
Figura 4.23. Resultado da simulação Scheil mostrando a solidificação da liga
700 sob condições fora do equilíbrio..............................................85
Figura 4.24. Fração volumétrica das fases de equilíbrio calculada da liga 700
em função da temperatura..............................................................86
Figura 4.25. Micrografia via MEV do pó de carboneto FeWTiC........................87
Figura 4.26. Perfil de difração de raios x do pó FeWTiC...................................87
Figura 4.27 Micrografias via MEV mostrando a microestrutura do pó
FeWTiC.em diferentes aumentos...................................................88
Figura 4.28. Difratograma de raios x da camada superior da liga 700.........89
xvii
Figura 4.29. Micrografia ótica da superfície polida da liga 700. presença de
partículas em forma de dendritas finas e pequenos esferolitos......90
Figura 4.30. Micrografia ótica da superfície polida da liga 700. Note a presença
de partículas de grandes (fase A)...................................................90
Figura 4.31a. Gráfico EDS da região central da partícula A – liga 700.............91
Figura 4.31b. Gráfico EDS da região externa da partícula A – liga 700...........91
Figura 4.32. Microscopia ótica mostrando as principais fases da liga 700 após
ataque.............................................................................................92
Figura 4.33. Micrografia ótica mostrando a segregação de partículas de
carbonetos (clusters).em algumas regiões da liga..........................93
Figura 4.34. Micrografia Via MEV mostrando um melhor contraste entre as
fases e a presença das fases D, E e F...........................................94
Figura 4.35. Gráfico EDS da fase C - liga 700...................................................95
Figura 4.36. Gráfico EDS da fase D - liga 700...................................................95
Figura 4.37a. Gráfico EDS da fase M- liga 700.................................................96
Figura 4.37b. Gráfico EDS da fase M- liga 700.................................................96
Figura 4.38a. Micrografia mostrando uma partícula de carboneto (fase D)......96
Figura 4.38b. Mapeamento EDS do Ti..............................................................97
Figura 4.38c. Mapeamento EDS do Nb.............................................................97
Figura 4.38d. Mapeamento EDS do W..............................................................98
Figura 4.38e. Mapeamento EDS do Cr..............................................................98
Figura 4.38f. Mapeamento EDS do Fe..............................................................99
Figura 4.38g. Mapeamento EDS do C...............................................................99
Figura 4.39. Gráfico EDS da fase E – liga 700................................................101
Figura 4.40. Gráfico EDS da fase F- liga 700..................................................101
Figura 4.41 Perfil de dureza das ligas estudadas............................................103
Figura 4.42. Resultados dos testes de abrasão em roda de borracha ASTM
G65...............................................................................................104
Figura 4.43. Resultados dos testes de desgaste pino sobre lixa.....................104
Figura 4.44. Gráfico de correlação entre resistência ao desgaste abrasivo com
o teor de cromo e a dureza das ligas.........................................105
xviii
Figura 4.45 Gráfico de correlação entre resistência ao desgaste abrasivo com a
fração volumétrica de carbonetos finos e a dureza das ligas....107
Figura 4.46. Gráfico de correlação entre resistência ao desgaste abrasivo com
a
fração
volumétrica
de
austenita
e
a
dureza
das
ligas............................................................................................107
.Figura 4.47 Macrografia da seção transversal dasl ligas mostrando as trincas
de alívio de tensão.....................................................................112
Figura 4.48. Corpos de prova de desgaste a baixa tensão mostrando as trincas
de alívio de tensão.....................................................................113
Figura 4.49. Trinca de solidificação na interface matriz-carboneto da liga
HCO...........................................................................................114
Figura 4.50. Superfície de desgaste da liga HCO...........................................118
Figura 4.51. Idem com maior aumento. Note a presença de microtrincas no
carboneto primário.....................................................................118
Figura 4.52. Superfície de desgaste da liga CNO...........................................119
Figura 4.53. Idem com maior aumento. Pode-se notar microtrincas nos
carbonetos M7C3 primários (canto inferior esquerdo) e carbonetos
NbC fragmentados.....................................................................119
Figura 4.54. Superfície de desgaste da liga 750.............................................120
Figura 4.55. Idem com maior aumento. Nota-se carbonetos NbC fragmentados,
sulcamento profundo da matriz com pequenas trincas nos
arredores....................................................................................120
Figura 4.56. Superfície de desgaste da liga 700. Presença de pites grandes e
pequenos indicando remoção de partículas...............................121
Figura 4.57. Idem a anterior com maior aumento. Estreitamento do sulco
quando passa da matriz para uma região de maior concentração
de partículas ..............................................................................121
xix
LISTA DE SÍMBOLOS
CNO
liga ferro fundido alto cromo com adição de Nb.
EDS
energy dispersive scanning - análise química por energia
dispersiva
HCO
liga de fero fundido branco alto cromo (Fe-Cr-C)
HV
Dureza vickers
L
líquido
K
Kelvin (unidade de temperatura)
K/s
velocidade (taxa) de resfriamento
Liga 700
liga de ferro fundido branco alto cromo com carbonetos
complexos FeWTiC
Liga 750
liga de ferro fundido branco alto cromo com Nb e V.
MC
carbonetos NbC ou TiNbC
MC’
carbonetos TiWC
NbCx
carboneto de nióbio (0,72 < x < 1)
s
segundos (tempo)
α
ferrita
α
ângulo de ataque do abrasivo
δ
ferrita delta
γ
austenita
φ
diâmetro da roda de borracha
xx
1- INTRODUÇÃO
Em diversos ramos industriais, o desgaste abrasivo é, na maioria das
vezes, o principal responsável por danos superficiais em equipamentos. Estes
danos, ainda que não catastróficos, reduzem consideravelmente a eficiência
operacional de um equipamento provocando um aumento das perdas de
energia, do consumo de óleo e das taxas de substituição e/ou recuperação de
componentes. Para se ter uma idéia do prejuízo que o desgaste abrasivo
acarreta, segundo a Agroindústria Açucareira do Estado de São Paulo, os
custos anuais do setor de açúcar e álcool com reposição e manutenção de
equipamentos desgastados, giram em torno de 5% da receita bruta.
Um método de combate ao desgaste abrasivo e de recuperação de
componentes desgastados bastante eficiente e que, geralmente, envolve
custos mais baixos, é tecnicamente chamado “revestimento”. Este método
consiste na deposição de uma liga especial resistente ao desgaste na
superfície sujeita à deterioração. O revestimento pode ser obtido de várias
formas sendo que uma das mais baratas e eficazes é pela deposição de
cordões de solda na superfície do substrato, denominando-se “revestimento
duro”.
A deposição por soldagem a arco elétrico tem flexibilidade no que tange
aos materiais a serem depositados, à posição e ao local de operação, à
geometria e às dimensões dos componentes, a espessura e às propriedades
do material depositado e aos tipos e o grau de sofisticação dos equipamentos
que podem ser empregados na operação de revestimento [1].
Diversos processos de soldagem tais como o processo Arame Tubular e
Arco submerso, podem ser usados para a produção de revestimentos, sendo o
tamanho, forma e composição química do metal base, fatores importantes na
sua escolha. A correta seleção do material de revestimento a ser aplicado deve
basear-se na determinação precisa dos mecanismos de desgaste encontrados
nas condições de serviço nas quais a peça está submetida; o que na prática se
torna bastante complexo uma vez que cada um destes mecanismos pode
apresentar-se conjugado com um ou vários outros simultaneamente [2].
2
1.1- Relevância do Projeto
Os moinhos verticais são os equipamentos responsáveis pela maior
parte do processamento de matéria prima nas indústrias de cimento e
mineração e, por isso, estão constantemente sujeitos ao desgaste abrasivo
excessivo de seus componentes. Durante muitas décadas, o ferro fundido
brancos convencionais foi o principal material usado para fabricar os
componentes de trituração (mesa e rolos) destes moinhos.
No decorrer do tempo, experiências industriais levaram a um
estreitamento da seleção dos tipos de ferros fundidos brancos a serem usados
e, ultimamente, há uma tendência para empregar a classe mais tenaz “I tipo D”
e a classe “II tipo B” da norma ASTM A532, comumente designados
respectivamente como “alto Cr” e “Ni IV Hard”, para minimizar os efeitos do
impacto e/ou vibração bem como da tensão variante a que estão sujeitos estes
componentes, no desgaste e fragmentação do revestimento. A maior
tenacidade destas classes comparada com a de outros classes de ferros
fundidos é atribuída às redes descontínuas de carbonetos M7C3 duros numa
matriz austenítica ou martensítica.[3].
Infelizmente,
nenhum
destes
materiais
fundidos
apresenta
boa
soldabilidade utilizando processos de soldagem convencionais. Após a
soldagem, estes materiais apresentam uma zona afetada pelo calor (ZAC)
muito dura e frágil; o que não permite a produção de uma junta
metalurgicamente íntegra. Por conseguinte, quaisquer trincas incipientes
poderão se propagar catastroficamente já que a tenacidade do metal base é
inerentemente pobre.
Apesar de não apresentarem boa soldabilidade, estes materiais podem
ser revestidos por soldagem usando técnicas e materiais especializados,
proporcionando melhorias na resistência ao impacto e aumento da vida útil.
Estas tecnologias de revestimento duro provaram ser bem sucedidas e agora
são usadas regularmente para a fabricação de novos componentes para
moinhos bem como na reconstituição daqueles desgastados em serviço [3,4].
3
Dentre as tecnologias citadas acima, a fase de desenvolvimento e
fabricação de novas ligas ocupa papel de destaque. Nesse sentido, durante
esta fase, uma prática comum é adicionar, nas ligas pertencentes ao sistema
Fe-C-Cr, pequenas percentagens de elementos tais como o molibdênio para
garantir
uma
matriz
austenítica
metaestável
ou
para
aumentar
a
temperabilidade [5], além de tungstênio, vanádio, nióbio e titânio, que são
fortes formadores de carbonetos e, comprovadamente, mais eficientes no
aumento da resistência à abrasão [6]. Para exemplificar isto, avanços recentes
no desenvolvimento de arames para solda de revestimento duro (figura 1.1),
têm disponibilizado materiais para revestimento com perda de massa ASTM
G65 com menos de 0,3g [7]; valores de perda de massa bem mais baixos se
comparados com os equivalentes fundidos contendo somente cromo (Ex. ligas
3C/25Cr e 5C/25Cr na figura).
Dados de Teste Abrasivo ASTM G65- Categoria A
1,4
0,3C/5Cr/1W
Resistência ao desgaste melhorada
Perda de Massa
(gramas)
1,2
1
0,8
3C/25Cr
0,6
5C/25Cr
0,4
2C/7Cr/6Ti
6C/28Cr
6C/19Cr
5Mo/2W/2V
59
60
0,2
0
50
47
47
53
Dureza (HRc)
Figura 1.1. Resistência ao desgaste relativo de algumas ligas ferrosas para
revestimento duro desenvolvidas recentemente[7].
É geralmente aceito pelos fabricantes de moinhos que a solda de
revestimento duro com estas novas ligas é capaz de reduzir a perda de volume
à metade ou até menos se comparado com o que é medido com os
componentes totalmente fundidos. Estes valores são confirmados em
aplicações reais ao se comparar dados da figura 1.2 com os da figura 1.3.
4
Antes da aplicação do revestimento duro (figura 1.2), além da perda de
massa, aparecem formas de cumes transversais nos rolos levando à uma
deterioração marcante e diminuição da eficiência do moinho. A taxa de
desgaste específico foi de 14,4g/ton seco, nos dois rolos. Com o revestimento
duro (figura 1.3), a taxa de desgaste específico caiu para apenas 4,4g/ton seco
[4].
Contudo, há poucos relatos na literatura dos efeitos e benefícios da
adição destes elementos formadores de carbonetos na obtenção de
microestruturas, mais resistentes ao desgaste, específicas para uma
determinada condição de serviço, uma vez que as condições de desgaste
(tamanho e forma do abrasivo, impacto, tensão aplicada, etc) variam
consideravelmente de uma para outra aplicação. Além disso, a presença de um
ou mais elementos formadores de carboneto no sistema Fe-Cr-C, produzindo
um sistema com 4 ou mais elementos, torna o estudo, de formação e
estabilidade de fases, mais complexo.
Figura 1.2. Perfil de desgaste em um rolo e uma mesa de um moinho
LOESCHE após 622h de operação e antes de receber o revestimento duro [4].
Diante do exposto, torna-se relevante, frente à elevada aplicação
destas ligas na recuperação de componentes em indústrias dos setores de
cimento, mineração, sucroalcooleiro, de geração de energia e de produção de
aço, uma investigação dos efeitos da adição de vários elementos de liga (Nb,
V, W, Ti), na forma usual de pó e na forma pouco utilizada de carbonetos
complexos FeWTiC, nas modificações microestruturais das ligas desenvolvidas
5
recentemente na Welding Alloys – Inglaterra, bem como investigar os efeitos
destas modificações microestruturais na resistência ao desgaste abrasivo
destas ligas. Em geral, estas práticas têm normalmente conduzido à obtenção
de ligas de revestimento duro mais resistentes ao desgaste abrasivo do que as
ligas Fe-Cr-C mais utilizadas.
Figura 1.3. Perfil de desgaste nos componentes mostrados na figura 1.2, após
2604h de operação e após receber o revestimento duro [4].
1.2- Objetivos
Com base no que foi relatado acima, o presente trabalho tem como
objetivos:
a)
Estudar novas ligas à base de ferro desenvolvidas para solda
de revestimento duro com adição de elementos de liga na
forma de pós metálicos e na forma de pós de carbonetos
complexos
FeWTiC
(reforços)
componentes de moinhos verticais;
para
aplicação
em
6
b)
caracterizar mecânica e microestruturalmente estas ligas e
verificar a influência da microestrutura sobre a resistência ao
desgaste abrasivo a 3 corpos das mesmas, tendo como base
ligas comerciais já conhecidas.
O fluxograma abaixo ilustra os objetivos do projeto:
Figura 1.4. Fluxograma ilustrando os objetivos do trabalho.
7
2- REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
2.1- Desgaste
2.1.1- Definição e classificações
De um modo geral, “desgaste” pode ser definido como a perda
progressiva de material da superfície de um corpo, provocada pelo movimento
relativo desta superfície em relação a uma ou várias outras substâncias em
contato ou como a perda progressiva de substâncias da superfície de um corpo
sólido, causada por ação mecânica, isto é, por contato e movimento relativo de
um contra-corpo sólido, líquido ou gasoso [8 -10]. É um dano ou deterioração
superficial que raramente se torna catastrófico, mas, reduz consideravelmente
a eficiência operacional de um equipamento.
Segundo Eyre [11], o desgaste encontrado nos diversos ambientes
industriais pode se classificar como: abrasivo: 50%; adesivo: 15%; erosivo: 8%;
por fricção: 8% e corrosivo: 5%. No entanto, o desgaste raramente é o
resultado de um único mecanismo atuando. Há situações onde um tipo muda
para outro ou onde dois ou mais mecanismos operam juntos; é possível, por
exemplo, os cavacos produzidos por desgaste adesivo causarem desgaste
abrasivo.
Devido a esta complexidade em se definir claramente os fatores
envolvidos no desgaste, a solução de um problema particular requer uma
precisa identificação da natureza do problema e deve-se evitar a aplicação de
soluções gerais para problemas específicos. Sabe-se que a resistência às
solicitações de desgaste não é propriedade intrínseca de um material, mas sim,
características do sistema ou equipamento específico, ao qual o componente
está ligado mecanicamente, e de cada meio operacional [12]
Como visto acima, apesar dos vários tipos de desgaste, o desgaste
abrasivo é o maior responsável por danos em equipamentos e será discutido
com maiores detalhes a seguir.
8
2.1.2- Desgaste abrasivo
O desgaste abrasivo é o tipo de desgaste de maior ocorrência e pode
ser definido como o desgaste que ocorre quando partículas duras angulares ou
asperidades duras penetram na superfície do metal ou substrato, em relação à
qual estão em movimento e, subseqüentemente, remove metal na forma de
lascas alongadas, por meio de vários mecanismos que dependem da natureza
do sistema. O dano é freqüentemente descrito como ranhura, entalhe ou
goivagem, dependendo de sua severidade. A figura 2.1 mostra os diversos
sistemas onde mais freqüentemente pode ocorrer desgaste abrasivo.
O desgaste abrasivo é tipicamente classificado de acordo com o tipo
de contato e com o ambiente de contato. Tipos de contato incluem desgaste de
“2-corpos” e “3-corpos”. O desgaste de 2-corpos ocorre quando um abrasivo
desliza ao longo de uma superfície com pouca trituração (redução de
tamanho), por exemplo, em máquinas de manuseio de minério. O desgaste de
3-corpos ocorre quando um abrasivo é aprisionado entre uma superfície e a
outra. Este resulta em altas tensões quando as partículas são reduzidas de
tamanho, seja deliberadamente, como em equipamentos de trituração de
minério ou de forma imprevista, quando do ingresso de partículas estranhas
para dentro dos mancais.
A natureza destes dois tipos de desgaste é muito similar. De fato, o
desgaste abrasivo de 2-corpos pode, eventualmente, transformar-se em uma
combinação de 2 e 3 corpos a medida que o cavaco de desgaste é aprisionado
entre as superfícies de atrito.
Em geral, no desgaste a 2 corpos, as partículas são rígidas (firmes) e
no desgaste a 3 corpos as mesmas são livres para rolar. Uma representação
esquemática destes dois tipos de desgaste, proposta por Zum Gahr [14] é
mostrada na figura 2.2.
Segundo Tylczak et al [15], os sistemas de 2-corpos tipicamente
experimentam de 10 a 1000 vezes mais perda do que o sistema 3-corpos para
uma dada carga e comprimento da trilha de desgaste e os ambientes de
contato podem ser classificados em abertos e fechados (figura 2.3).
9
Figura 2.1. Sistemas onde pode ocorrer desgaste abrasivo [13]
2-Corpos
3-Corpos
Figura 2.2. Representação esquemática de desgaste a 2 e 3- corpos [14].
10
Figura 2.3. Tipos de contatos durante o desgaste abrasivo. (a) 2-corpos
abertos, (b) 2-corpos fechado, (c) 3-corpos aberto, (d) 3-corpos fechado [15].
Em vários testes diferentes, Blickensderfer et al. [16] mostraram que,
para uma dada carga e comprimento de trilha de desgaste, a taxa de desgaste
é aproximadamente a mesma para ambos os sistemas: aberto e fechado. No
entanto, medidas de perda de massa no sistema fechado freqüentemente
aparecerão mais altas do que as perdas no sistema aberto. Isto,
provavelmente, ocorre devido os sistemas fechados experimentarem cargas
mais altas.
O desgaste abrasivo pode também ser classificado como sendo devido
à “abrasão a baixa tensão”, “abrasão a alta tensão” ou “abrasão de impacto
(goivagem)” [1]. A interação minério-material, por exemplo, é considerada uma
aplicação de abrasão a baixa tensão quando o processo de desgaste não
envolve a fratura do material abrasivo. Em outras palavras, as tensões
envolvidas são geralmente baixas, não excedendo a resistência de trituramento
do abrasivo.
Um exemplo prático é o deslizamento de fragmentos livres de minério
através de uma superfície de aço de alta resistência (figura 2.4a). A abrasão a
11
baixa tensão não é acompanhada de impacto significante. O dano é resultado
da remoção de material por riscamento ou micro-usinagem. Desta forma, os
abrasivos angulares com arestas vivas produzem desgastes mais severos.
Para este caso, materiais com dureza mais alta são usados para minimizar a
penetração e, conseqüentemente, a taxa de desgaste [1,17].
A abrasão a alta tensão ocorre quando os materiais abrasivos, ao serem
forçados a passar entre duas superfícies sob tensão, são aprisionados pelas
mesmas. As cargas são suficientes para causar, além da penetração da
partícula nas superfícies de tensão, a fragmentação do material abrasivo. Este
desgaste é comum em equipamentos como moinhos de bola, perfuradores de
rochas e britadores de rochas, os quais as superfícies ficam sujeitas a altas
tensões de compressão. O dano superficial é devido à combinação de
riscamento e deformação plástica, comumente resultante de fadiga. Pode se
tornar mais severo à medida que a fratura de fases frágeis presentes tipo
carboneto e deformação mais intensa da matriz possam ocorrer na superfície
(figura 2.4b). Este dano pode ser minimizado pela seleção de materiais com
alta dureza e alta resistência ao escoamento.
A abrasão por impacto ou goivagem envolve a remoção de material da
superfície de um componente, submetido a altas tensões e impacto localizado,
pela ação cortante de grandes partículas abrasivas (figura 2.4c). O corte
causado pelo abrasivo produz grandes sulcos e ranhuras na superfície
desgastada. Este tipo de dano é normalmente encontrado nas áreas de
impacto de esteiras transportadoras, de moinhos de pulverização e de
escavadeiras [1]. O material a selecionar para minimizar este desgaste deve ter
boa tenacidade e, progressivamente, aumentar a dureza com o uso através do
encruamento [1,17].
2.1.2.1- Mecanismos de Desgaste Abrasivo
O mecanismo básico de desgaste abrasivo proposto por Kruschov e
Babichev [18] descreve dois processos agindo no momento em que o abrasivo
entra em contato com a superfície. O primeiro refere-se ao deslocamento de
12
Figura 2.4. Três tipos de desgaste abrasivo. (a) Baixa tensão, (b) Alta tensão,
(c) Impacto e goivagem [18]
um canal entalhado para as laterais, através de deformação plástica
(sulcamento). Este processo ocorre sob cargas leves e não resulta em
qualquer perda de material real. O segundo processo refere-se à remoção do
material da superfície na forma de pequenos cavacos (corte ou usinagem).
Para partículas abrasivas pontiagudas existe um ângulo crítico (α) para o qual
há uma transição de sulcamento para corte. A figura 2.5 esquematiza estes
dois processos de desgaste abrasivo [13].
Os processos de sulcamento e corte ou usinagem, segundo Noble [9] e
citado por Gregolin [19] ocorrem mais largamente em materiais dúcteis. Para
metais mais duros (frágeis), o “lascamento ou microtrincamento” é o
mecanismo dominante e ocorre quando trincas sub-superficiais laterais e
verticais se interceptam. A descamação remove discretamente grandes lascas
da superfície do metal. A figura 2.6 ilustra o mecanismo de lascamento.
13
Figura 2.5. Mecanismo básico de desgaste abrasivo [13]
Fujimura et al. [20] propuseram um processo de desgaste abrasivo para
ligas ferrosas alto cromo, duras e frágeis, o qual envolve o lascamento ou
microtrincamento de carbonetos de cromo superficiais. De acordo com estes
investigadores, as partículas abrasivas se chocam contra a superfície do
revestimento, atuando preferencialmente sobre a matriz metálica de menor
dureza, provocando o desgaste da mesma. A matriz desgastada deixa os
carbonetos primários de cromo expostos na superfície tornando-os menos
resistentes às tensões externas de impacto das partículas abrasivas e, com
isto, levando-os a trincar. Subseqüentemente, estes carbonetos fraturam-se e
são eliminados da superfície do revestimento. O processo é repetitivo e
provoca o desgaste acelerado do revestimento. Este processo de desgaste
abrasivo é mostrado na figura 2.7.
Figura 2.6. Mecanismo de lascamento ou microtrincamento [19]
14
Figura 2.7. Representação esquemática do processo de desgaste abrasivo de
ligas ferrosas alto cromo duras [20].
2.1.2.2- Efeito das características do abrasivo
Dureza do abrasivo
A dureza da partícula abrasiva é importante para a taxa de abrasão do metal,
ou seja, o desgaste do sistema depende da relação entre a dureza do metal
(Hm) e a dureza do abrasivo (Ha) denominada “coeficiente de dureza” (figura
2.8). A resistência ao desgaste abrasivo aumenta à medida que a dureza do
material desgastado se aproxima daquela do abrasivo [21].
Partículas abrasivas muito duras em relação ao material aumentam o
desgaste porque são capazes de penetrar mais profundamente na superfície e
remover material pela ação cortante, sem produzir quebra ou arredondamento
de suas arestas vivas [11,15]. Richardson [22] sugere que a dureza da
superfície resistindo ao desgaste deva ser maior do que metade da dureza do
abrasivo para se ter alguma melhoria efetiva na resistência ao desgaste, isto é,
Hm/Ha >0,5. Ao se aumentar o coeficiente de dureza acima de 1,3, no entanto,
15
não é prevista nenhuma melhoria adicional.
Na verdade, muitas sugestões foram feitas para quantificar a razão
Hm/Ha crítica. Uma conclusão geral é que a dureza do material deve ser
adaptada com a do abrasivo a fim de proporcionar a ocorrência do desgaste na
região de abrasão branda ou reduzida (soft abrasive region).
Figura 2.8. Efeito da relação entre a dureza do material e do abrasivo sobre o
desgaste abrasivo [22].
Segundo Stromberg et al [23] e Gregory [24] et al., o desgaste a baixas
tensões é proporcional à dureza da superfície sujeita à solicitação, embora
também dependa do tamanho e concentração de fases duras como
carbonetos, fosfetos e outras. A tabela 2.1 indica os valores de dureza de
abrasivos mais comuns e dos diferentes microconstituintes em aços e ferros
fundidos.
De acordo com a teoria acima, a hematita (minério de ferro) é capaz de
cortar a perlita, mas, não a martensita. Por sua vez, a martensita pode ser
cortada pela sílica (quartzo). A tabela 2.1 mostra, também, a grande vantagem
dos ferros fundidos brancos alto cromo, os quais apresentam uma dureza
maior do que a maioria dos minerais.
16
Tabela 2.1- Dureza de abrasivos, fases ferrosas e carbonetos
Abrasivos
Dureza
Microconstituintes
(HV)
Dureza
(HV)
Diamante
10.000
Carboneto de titânio (TiC)
3200
SiC
2400
Carboneto de vanádio (VC)
2800
Alumina (Al2O3)
2000
Carboneto de Nióbio (NbC)
2300
Granada
1350
Carboneto de tungstenio (WC)
2250
Quartzo (SiO2)
900-1280
Carboneto de molibdênio (Mo2C)
1600
Sinter
770
Carboneto de cromo (Fe,Cr)7C3 1200-1600
Feldspato
600-750
Cementita
840-1100
Apatita
540
Martensita
500-1010
Vidro
500
Austenita, baixa liga
250-350
Minério de Fe
470
Austenita, 12% Mn
170-230
Coque
200
Perlita ligada
300-460
Calcita
140
Perlita não ligada
250-320
Cal (Cão)
110
Ferrita
70-200
Carvão
32
Tamanho do abrasivo
Vários investigadores observaram para vários materiais que, em geral, o
aumento no tamanho do abrasivo leva a um aumento na taxa de desgaste. A
taxa de desgaste aumenta rapidamente até um tamanho crítico de partícula e a
partir deste, permanece praticamente constante, conforme representado na
figura 2.9 [21].
Algumas possíveis explicações foram feitas para esclarecer a menor
taxa de desgaste associado com a diminuição no tamanho do abrasivo. Date et
al. [25] sugere que somente uma fração pequena de carga é levada com
abrasivos finos. A outra possibilidade é que fragmentos soltos evitam que
alguns abrasivos entrem em contato com a superfície do material. É muito
provável que a superfície desgastada seja preenchida com fragmentos como
ilustrado na figura 2.10. A probabilidade para o preenchimento é maior com
abrasivos finos do que com abrasivos grossos.
17
Figura 2.9- Efeito do tamanho do abrasivo sobre a resistência ao desgaste
abrasivo de diversos materiais; linhas sólidas para abrasivos SiC e linhas
pontilhadas para abrasivo Al2O3 em uma carga de 1MN/m2 [21].
Figura 2.10- Representação esquemática de uma superfície desgastada que é
preenchida com fragmentos de desgaste [25]
18
Formato da partícula abrasiva
O formato da partícula é importante porque influencia o formato do sulco
produzido no material. Também, influencia a carga de contato e na transição do
contato elástico para o plástico.
Experimentos têm confirmado que partículas abrasivas angulares com
muitas arestas cortantes (geralmente minerais mais duros) causam desgaste
mais acentuado do que partículas arredondadas (geralmente minerais mais
dúcteis). Quanto mais agudas forem as arestas das partículas (ângulo de
ataque “α” pequeno), maior será sua ação abrasiva devido à mudança no
mecanismo de desgaste de sulcamento para corte (veja figura. 2.5) [9,15]. A
taxa de desgaste, utilizando abrasivos de quartzo angulares, é normalmente 2
a 5,5 vezes maior do que areia Ottawa arredondada devido ao comportamento
deteriorante dos abrasivos angulares [26].
O efeito deteriorante maior dos abrasivos angulares é particularmente
importante nas ligas contendo carbonetos visto que a abrasão preferencial da
matriz pode levar a uma diminuição do suporte dos carbonetos. Além disso, as
arestas pontiagudas dos abrasivos podem causar trincas largas nos
carbonetos; o que não é observado em abrasivos arredondados. A figura 2.11
mostra partículas abrasivas de SiO2 nas formas angulares e arredondadas [13].
Além disso, a tenacidade da partícula também influenciará no desgaste.
A perda de material aumenta quando a tenacidade do abrasivo aumenta uma
vez que o mesmo é capaz de manter as suas arestas cortantes por mais tempo
em situações envolvendo impacto.
Efeito da degradação do abrasivo
Durante a abrasão é comum o abrasivo se degradar. Isto é ilustrado na
figura 2.12 que mostra a massa removida em função do número de giros de um
aço sobre uma lixa abrasiva 220 mesh de SiC [27]. A lixa rapidamente perde
eficiência e após 1600 giros, não é mais efetiva no desgaste. Experimentos
feitos por Kosel et al [28], para verificar o efeito da degradação do abrasivo
sobre a resistência ao desgaste, mostraram que a perda da eficiência depende
19
Figura 2.11- Abrasivos de sílica. (a) angulares, (b) arredondados [13]
do abrasivo e também do material. Por exemplo, quando ligas sinterizadas à
base de cobalto foram testadas pela segunda vez com abrasivos SiO2, foi
observada uma perda de 50% na eficiência do abrasivo. No entanto, o efeito da
degradação dos abrasivos Al2O3 na mesma liga foi praticamente nulo. Por outro
lado, resultados inversos foram observados quando um aço 1020 foi usado
como material de teste.
Figura 2.12. Taxa de remoção de material em função do curso de um aço sobre
uma lixa abrasiva SiC 220 mesh [27].
20
Velocidade de contato
A taxa de desgaste abrasivo aumenta levemente com o aumento da
velocidade na faixa de 0 a 2,5 m/s. Este aumento no desgaste pode ser
atribuído ao aquecimento da superfície provocado pelo atrito das partículas
abrasivas; o que provoca um aumento da plasticidade na área atritada da
superfície [15].
Carga
O desgaste abrasivo normalmente aumenta linearmente com a carga.
No entanto, esta linearidade é interrompida quando a carga é suficientemente
alta para fraturar as partículas abrasivas. Se as forças de compressão entre o
abrasivo e a superfície fraturam as partículas abrasivas e criam novos pontos
de arestas vivas, o desgaste pode aumentar. Se os pontos da partícula
abrasiva ficam arredondados, o desgaste diminuirá [15].
2.1.2.3- Ensaios de desgaste abrasivo
Existe uma grande dificuldade em comparar resultados de desgaste
obtidos por diversos investigadores devido à variação dos métodos de ensaio e
ao
baixo
controle
de
certos
aspectos
do
ensaio.
Considerando-se
especificamente o desgaste abrasivo, a complexidade do fenômeno ainda não
permitiu a determinação de um ensaio universal e, freqüentemente, os testes
são feitos sob medida para refletir as condições únicas que uma determinada
liga encontrará em serviço.
Para simular as três formas de desgaste abrasivo (baixa tensão; alta
tensão e goivagem), foram desenvolvidos três equipamentos diferentes. Isto é
porque uma solicitação de resistência ao desgaste à baixa tensão pode não se
aplicar, por exemplo, a uma situação de alta tensão.
21
Ensaio de abrasão por goivagem
É a forma de desgaste abrasivo mais difícil de se avaliar devido as
diversas variáveis envolvidas e, por esta razão, existem mais máquinas para
avaliar a resistência a abrasão por goivagem do que para as outras duas
formas de desgaste. O equipamento mais utilizado para simular este tipo de
abrasão é o britador de mandíbulas, como mostrado na figura 2.13. A
padronização deste ensaio é feita usando uma das mandíbulas como padrão e
a perda de massa da mandíbula de teste é, então, comparada com àquela da
mandíbula padrão. O abrasivo é introduzido entre as mandíbulas e as perdas
de massa monitoradas, dando uma relação de desgaste por goivagem [9].
Figura 2.13- Representação esquemática de um britador de mandíbulas para
ensaios de abrasão por goivagem [9].
Ensaio de abrasão a alta tensão
O ensaio de pino sobre disco é o mais extensivamente usado para
testes de abrasão a alta tensão [9]. Um pino feito da liga a ser ensaiada é
friccionado contra uma roda abrasiva (figura 2.14). A carga aplicada ao pino
determina o grau de abrasão a altas tensões. Abrasivos livres podem ser
adicionados ao sistema (ou podem ser gerados durante o ensaio), os quais
22
desenvolvem abrasão a três corpos (figura 2.15). Novamente, materiais de
referência são usados para desenvolver uma relação de abrasão a alta tensão.
Figura 2.14. Representação esquemática de uma máquina de ensaio de
abrasão a alta tensão tipo pino sobre disco [9].
Figura 2.15. Ensaio pino sobre disco com adição de abrasivos livres [29].
Ensaio de abrasão a baixa tensão
O teste de abrasão com roda de borracha (figura 2.16) é o teste mais
largamente usado para classificar materiais que estão sujeitos a abrasão à
baixa tensão em serviço como, por exemplo, ferramentas para agricultura,
esteiras transportadoras e funis em usinas de processamento de minério,
mesas e rolos de moinhos e equipamentos de construção [9]. Há uma boa
23
correlação entre os resultados destes testes e experiências de campo.
Este teste tem seu procedimento estabelecido pela norma ASTM G6500 e consiste em riscar um corpo de prova retangular com areia de tamanho de
grão e composição controlados. O abrasivo é introduzido entre o corpo de
prova e a roda de borracha de dureza especificada, provocando riscamento. A
borracha cede de tal forma que o abrasivo não é fragmentado e com isso, as
condições para baixa tensão são mantidas. Neste ensaio, o corpo de prova é
pressionado, por meio de um braço de alavanca com um peso especificado,
contra a roda de borracha rotativa, enquanto um fluxo controlado de areia
esmerilha a superfície. Os corpos de prova são pesados antes e depois do
ensaio e a perda de massa é determinada. Para possibilitar a comparação
entre os vários metais, é necessário converter a perda de massa para perda de
volume em milímetros cúbicos, devido à grande diferença nas densidades dos
materiais [30].
Uma variação deste teste é o teste de roda de borracha com areia úmida
no qual é introduzida uma pasta fluida (lama) contendo abrasivos para
esmerilhar o corpo de prova [30].
Figura 2.16. Esquema simplificado do equipamento para ensaio de desgaste
abrasivo à baixa tensão descrito na norma ASTM G65 [31].
24
À medida que a roda de borracha vai sendo usada ocorre uma
redução do seu diâmetro e a quantidade de abrasão por riscamento,
desenvolvida numa dada prática, será menor. Devido a isto, a perda de volume
produzida por esta roda será levemente reduzida e valor da perda deve ser
corrigido [30]. Assim sendo, deve-se calcular a perda de volume corrigida pela
seguinte equação:
Perdade Volume
=
corrigido
perda de volumex 228.6mm(φ inicial da roda)
φ da roda após uso(mm)
(2.1)
2.1.2.4- Efeito da microestrutura
Efeito da dureza
Está bem estabelecido que há um efeito significativo de partículas de
segunda
fase,
tais
como
precipitados,
carbonetos
e
constituintes
microestruturais macios (ex: austenita retida) sobre a resistência ao desgaste
abrasivo. A influencia de partículas sobre a resistência ao desgaste depende
de sua dureza. Partículas de 2ª fase macias, coerentes com a matriz, são
cortadas pelas discordâncias não sendo pontos de ancoragem eficientes e,
conseqüentemente, há apenas um ligeiro aumento na resistência ao desgaste
como conseqüência da presença destas partículas, especialmente sob
condições de desgaste abrasivo severo. Diversos autores confirmaram que não
há uma proporcionalidade simples entre desgaste abrasivo e dureza inicial. Na
verdade, é a dureza da superfície desgastada um fator importante na
determinação da resistência ao desgaste [32-33].
Kruschov [34], ao determinar a resistência ao desgaste de diversos
materiais puros usando um teste tipo “pino sobre disco”, identificou uma
relação direta entre a taxa de abrasão e a dureza intrínseca (figura 2.17). Aços
tratados termicamente também mostraram este comportamento. No entanto, o
coeficiente de proporcionalidade variou com o teor de carbono e de ligas do
aço. Kruschov não explicou a mudança nos valores do coeficiente de
proporcionalidade de aço para aço ou a observação associada que dois aços
de mesma dureza testados sob condições idênticas deram resistências ao
25
desgaste diferentes. A figura 2.17 mostra que o teor de carbono maior bem
como a presença de elementos de liga nos aços ferramenta tem um efeito na
resistência à abrasão e isto pode originar-se das variações na fração
volumétrica de carbonetos, na dureza dos micro-constituintes ou no
espaçamento perlítico, por exemplo.
Kruschov [34], também relatou a aparente independência da resistência
ao desgaste do grau de deformação de vários materiais. A figura 2.17 mostra
que, no caso do aço com 0,4%C e do cobre, a resistência ao desgaste
permanece praticamente constante com o aumento da dureza por trabalho a
frio. Este comportamento indica que, durante o desgaste, há um alto grau de
deformação e endurecimento superficial, sugerindo que há uma melhor
correlação entre a resistência ao desgaste e a máxima dureza atingível da
superfície deformada a frio do material [2,34]. Pôde-se notar também que
diferentes técnicas de endurecimento, para uma mesma dureza, resultaram em
diferentes resistências ao desgaste abrasivo; sendo a adição de elementos de
liga e tratamentos térmicos mais efetivos do que o encruamento.
Deve-se, no entanto, ter cuidado ao tentar aplicar estas correlações. As
tendências notadas por Kruschov [34], eram evidentes quando se usavam
testes de desgaste tipo “pino sobre disco”; considerados de alta tensão.
Quando testes de baixa tensão foram realizados, algumas das relações
observadas por Kruschov não foram aplicáveis. Por exemplo, Mutton [35]
realizou vários testes de baixa tensão para vários aços e depósitos de
revestimento duro e a correlação observada entre dureza e perda de massa
pode ser vista na figura 2.18. Pôde-se notar uma tendência, mas, vários pontos
se situaram fora da banda de dispersão. Mutton [35], então, fez a correlação
entre a percentagem de carbono das ligas e a perda de massa e verificou uma
relação mais direta (figura.2.19).
Está claro, com isto, que a resistência ao desgaste abrasivo não está
relacionada somente com a dureza do material e considerá-la de forma isolada
na avaliação do desgaste abrasivo pode levar a um desempenho ruim de uma
liga, se num ambiente errado. Isto não quer dizer que a dureza não seja
importante, mas, que existe outros fatores do material que influenciam no
26
desgaste. Além disso, muitos trabalhos relacionando dureza do metal com
resistência ao desgaste abrasivo incluíram testes de dureza sobre a superfície
não-desgastada em vez da superfície desgastada. A dureza da superfície nãodesgastada pode ser relevante somente nos estágios iniciais do teste de
desgaste visto que a superfície alvo pode ser modificada grandemente após
este período; fenômeno este em conformidade com Cookson [32] e Eyre [33],
que também observaram que a dureza da superfície desgastada é mais
importante e correlaciona bem com a resistência ao desgaste abrasivo.
Figura 2.17. Relação da dureza e resistência ao desgaste para diversos metais
[34].
Efeito dos constituintes microestruturais
Entre
os
constituintes
microestruturais,
os
carbonetos
duros
desempenham um papel fundamental na melhoria da resistência ao desgaste.
A dureza dos carbonetos depende geralmente de sua estrutura cristalina, dos
elementos de liga e suas concentrações e das direções do cristal [36,37]
27
Figura 2.18. Perda de massa por abrasão a baixa tensão versus dureza para
vários depósitos de revestimento duro e aços e ferros para comparação [35].
Figura 2.19- Perda de massa versus percentual de carbono para várias ligas de
revestimento duro [35].
28
Embora seja aceito que a resistência ao desgaste aumente com a
dureza das partículas de carboneto, estudos experimentais mostraram que a
resistência ao desgaste se relaciona melhor com a diferença entre a dureza do
material e a do abrasivo, mencionada anteriormente. Como pode ser visto na
figura 2.20, a taxa de desgaste dos materiais aumenta significativamente
quando a dureza do abrasivo é aproximadamente 1,5 vezes maior do que a do
material. Em geral, se os abrasivos são mais moles do que os carbonetos,
pode não haver microtrincamento destes carbonetos, resultando numa boa
resistência ao desgaste. Por outro lado, se os abrasivos são mais duros do que
os carbonetos, pode ocorrer o microtrincamento destes carbonetos e,
subseqüentemente, o seu lascamento e remoção da matriz, produzindo uma
menor resistência ao desgaste.
O tamanho do carboneto também influencia no desgaste abrasivo. Junyi
et al. [39], examinaram o efeito do tamanho do carboneto sobre a resistência
ao
desgaste
pesquisadores
num
ferro
mediram
fundido
o
alto
cromo
espaçamento
(16,2Cr-3,35%C).
médio
entre
Estes
carbonetos,
representando a espessura média dos carbonetos em uma fração volumétrica
de carbonetos constante e, em conformidade com as observações de Shetty et
al [40] e Desai et al. [41], os mesmos mostraram que carbonetos finos não são
resistentes aos abrasivos e a resistência ao desgaste decresce devido ao
curvamento e deformação destes carbonetos. Por outro lado, observaram,
usando testes de roda de borracha com areia úmida, o lascamento dos
carbonetos espessos; o que resultou na diminuição da capacidade destes
carbonetos de proteger a matriz do desgaste. Assim sendo, sugeriram que há
um tamanho ótimo de carboneto abaixo do qual não são deformados e acima
do qual resistem ao lascamento. Sun [42], também usando teste de roda de
borracha com areia úmida em ferros fundidos alto cromo, verificou um aumento
na perda de massa por lascamento com a presença de carbonetos espessos.
Visto que a resistência ao desgaste é fortemente afetada pelo tamanho
dos carbonetos, a taxa de resfriamento aparentemente tem uma influência
significativa. Por exemplo, Kortelev et al [43] ,examinaram mudanças
microestruturais de ligas de revestimento duro Fe-(40-42)Cr-(4,0-4,3)C sob
29
diferentes taxas de resfriamento. Os autores verificaram um refinamento
significativo dos carbonetos com o aumento da taxa de resfriamento de 10 para
28,9 ºC/s e um aumento na resistência ao desgaste abrasivo de 30-35%.
Resultados de análise metalográfica quantitativa mostraram que em uma taxa
de 10 ºC/s, a área de 60% dos carbonetos excederam 2500 µm2 enquanto que
com uma taxa de resfriamento mais alta (28,9 ºC/s), a maioria dos carbonetos
tinha um área de 250–1500 µm2. Estes autores realizaram os testes de
desgaste abrasivo simulando as condições de trabalho de cortadores de
escavadeiras rotativos. Os resultados obtidos mostraram um aumento contínuo
da resistência ao desgaste com o aumento da taxa de resfriamento e isto foi
atribuído, principalmente, ao refinamento dos carbonetos. Visto que estes
autores não analisaram a superfície desgastada, não é viável correlacionar
diretamente a resistência ao desgaste abrasivo com a área do carboneto.
Figura 2.20. Diagrama idealizado da taxa de desgaste de vários materiais em
função da dureza abrasiva mineral [38]
Variações na taxa de resfriamento pode mudar também a fração
volumétrica de carbonetos, a microestrutura da matriz e, portanto, a resistência
ao desgaste. Isto sugere que a resistência ao desgaste abrasivo dos depósitos
de solda poderia ser razoavelmente controlada visto que a taxa de resfriamento
30
depende dos parâmetros de soldagem (ex: energia de soldagem, velocidade de
soldagem).
Um outro fator que afeta a resistência ao desgaste é o espaçamento
entre os carbonetos. A figura 2.21 ilustra a dependência da resistência ao
desgaste e da dureza do livre caminho médio entre os carbonetos em
diferentes aços ferramenta recozidos [44]. Como pode ser visto, a resistência
ao desgaste aumenta à medida que o livre caminho médio entre os carbonetos
diminui.
Fulcher et al [45], ao estudar ferros fundidos brancos hipoeutéticos,
observaram que carbonetos eutéticos perfeitamente espaçados suportam
melhor a matriz e evitam a penetração de partículas abrasivas. Além disso,
segundo Mello et al [46], a diminuição da deformação da matriz à medida que o
espaçamento entre carbonetos diminui, também contribui para o aumento da
resistência ao desgaste. No entanto, deve-se observar que uma dispersão
muito fina de carbonetos é indesejável devido a maior facilidade de remoção
dos carbonetos.
Figura 2.21- Dependência da resistência ao desgaste e dureza do livre
caminho médio entre os carbonetos [44]
A fração volumétrica é de fundamental importância para aumentar a
resistência ao desgaste abrasivo. Diversos autores verificaram que um
aumento da fração volumétrica até um valor ótimo tende a aumentar a
31
resistência ao desgaste. O valor ótimo depende dos parâmetros de processo,
do tamanho das partículas, etc. e pode variar com as características do
abrasivo e o tipo de teste usado.
Deve-se também observar que o tipo de abrasivo influencia no
comportamento de deformação dos depósitos de revestimento duro. A figura
2.22 mostra o efeito da fração volumétrica sobre a perda de volume de ferros
fundidos alto Cr e Mo. É mostrado que se a dureza do abrasivo (granada) é
menor do que a dos carbonetos, a resistência ao desgaste aumenta com a
fração volumétrica de carbonetos em ambas as matrizes austenítica e
martensítica. No entanto, ocorre o oposto quando abrasivos SiC são utilizados.
Isto se deve à alta dureza dos abrasivos SiC, os quais causam lascamento dos
carbonetos aumentando a vulnerabilidade da matriz a fratura. Com abrasivos
duros os carbonetos podem ser cortados em baixas tensões e lascados em
altas tensões de modo que as condições de teste devem ser consideradas [48,
49].
Figura 2.22: Efeito da fração volumétrica na perda de volume de um ferro
fundido alto Cr-Mo devido à abrasão com abrasivos de granada 150 mesh e
SiC 180 mesh. [47].
32
A figura 2.23 mostra a resistência ao desgaste abrasivo em função da
fração volumétrica de ferros para ferros fundidos brancos testados em roda de
borracha com abrasivo de alumina obtidos por Fulcher et al. [45]. Pode-se notar
que a resistência ao desgaste aumentou monotonicamente, não apresentando
um valor ótimo próximo da composição eutética. Por outro lado, resultados
similares aos observados na figura 2.22, foram obtidos quando foi usado
abrasivo de quartzo, mais macio, em vez de alumina, sendo o ponto ótimo da
fração volumétrica 30% de carbonetos [50]. Noble [9], trabalhando com ligas de
revestimento duro em várias energias de soldagem, encontrou um ponto ótimo
de fração volumétrica próximo de 40%.
Figura 2.23- Perda de massa de ferro fundido alto cromo em função da fração
volumétrica de carbonetos, para ensaios abrasivos em roda de borracha,
utilizando alumina como abrasivo [45]
Há muitos trabalhos relacionados com o efeito da microestrutura da
matriz sobre a resistência ao desgaste. Os resultados mostram que a
resistência ao desgaste abrasivo aumenta progressivamente da ferrita para a
perlita, bainita e martensita. A figura 2.24 ilustra este aumento na resistência ao
desgaste com a mudança do microconstituinte da matriz para aços [13]. No
entanto, a contribuição da matriz depende também de outros fatores tais como
sua dureza, tenacidade e quantidade de austenita retida.
33
Figura 2.24. Desgaste abrasivo de aços em função da dureza dos
microconstituintes [13]
Com relação especificamente aos ferros fundidos brancos, estudos
mostraram que a matriz de austenita é preferencialmente removida pelo
abrasivo em relação aos carbonetos eutéticos M7C3 duros que se sobressaem
em relevo na superfície [45].
Os carbonetos são os controladores da taxa de desgaste das ligas
hipoeutéticas, pois, a remoção da austenita é impedida ou minimizada pelo
menor livre caminho médio entre os carbonetos. O espaço entre os carbonetos
é da ordem de 50µm, enquanto que as partículas de abrasivo têm, em geral,
aproximadamente 250µm de diâmetro. As partículas do abrasivo não podem
penetrar na matriz devido ao espaço muito pequeno da região eutética que
contém os carbonetos. Quando aumentam os teores de cromo e carbono, o
resultado é que não somente aumenta a fração volumétrica dos carbonetos,
mas, a largura dos braços das dendritas de austenita diminui [45].
As ligas eutéticas agem de forma similar. No entanto, muitos carbonetos
primários trincam e a maioria sofre fragmentação, deixando a matriz mais
exposta à ação do abrasivo, aumentando a taxa de desgaste. Portanto,
carbonetos muito grandes não aumentam a resistência ao desgaste das ligas,
embora resistam melhor à abrasão do que a matriz até o ponto em que sofrem
trincamento [50].
34
Diversos autores relatam também a influência das interfaces matrizcarbonetos sobre a taxa de energia de deformação liberada (taxa de
crescimento de trinca) durante o desgaste, particularmente, em níveis de
frações volumétricas médios (0,4-0,6). Interfaces fortes são necessárias para
se evitar a propagação de trincas e se ter uma melhor resistência ao desgaste.
Diferenças nos coeficientes de expansão térmica entre os carbonetos e a
matriz causando concentração de tensão nesta região, além de segregação de
solutos nas interfaces, são fatores que também contribuem para a iniciação de
trincas [51].
A capacidade de endurecimento por deformação da matriz tem grande
influência na resistência ao desgaste. Uma matriz austenítica, geralmente
endurecível por deformação é preferível a uma matriz martensítica, devido à
sua capacidade de endurecimento superficial e devido à transformação
martensítica induzida por deformação nestas ligas. Estas ligas se endurecem,
mas, conseguem manter uma boa tenacidade [51].
2.1.3- Ligas ferrosas de revestimento duro
A operação de revestimento pode ser definida como a aplicação de uma
camada de material resistente ao desgaste em superfícies desgastadas (ou
vulneráveis ao desgaste) de um componente por um processo de soldagem
predominantemente [52]. Os materiais utilizados na operação de revestimento
por soldagem podem ser classificados em dois grupos: ligas de revestimento
duro (ligas de desgaste metal com metal e ligas de abrasão metal com terra) e
de construção (fabricação).
Componentes desgastados podem ser restaurados para as suas
dimensões originais com enchimento ou com uma combinação de fabricação e
operação de revestimento. Isto normalmente resulta em um componente
reconstruído com resistência ao desgaste superior à do componente original
[52, 53].
Para adicionar proteção ao novo equipamento, um revestimento
resistente ao desgaste é aplicado nos componentes mais susceptíveis ao
35
desgaste. A liga de revestimento oferece uma resistência ao desgaste muito
melhor do que o metal base original e pode dobrar ou triplicar a vida útil do
componente [53].
A seleção de uma liga de revestimento duro depende grandemente da
natureza do processo de desgaste encontrado, o qual pode ser causado por
um número de fatores tais como abrasão, impacto, erosão, alta temperatura e
corrosão atuando exclusivamente ou em combinação. Nesse sentido, várias
propriedades diferentes são requeridas das ligas de revestimento para que
estas possam resistir a estes diferentes mecanismos de desgaste e todas as
combinações possíveis. Os aspectos cruciais a serem considerados na seleção
são as condições de serviço (tipo de desgaste), método de aplicação do
revestimento e custo – benefício da liga de revestimento [7,24, 53].
Segundo Zollinger et al. [53], quatro questões básicas devem ser
respondidas:
1) Qual é o processo de soldagem adequado?
2) Qual é o metal base do componente?
3) Quais são os fatores de desgaste?
4) Qual o acabamento requerido?
Ligas de revestimento variam na dureza de 250 até acima de 1000 HV
enquanto
que
os
aços
estruturais
normais
apresentam
dureza
de
aproximadamente 150 HV. Existe, no entanto, muita confusão sobre a relação
entre resistência ao desgaste e dureza. Conforme já discutido anteriormente,
considera-se que durezas mais altas resultarão em alta resistência ao
desgaste. Isto, provavelmente, se deve ao fato de que sob condições de
abrasão simples, geralmente é verdade que resistências ao desgaste mais
altas são obtidas pelas ligas de revestimento mais duras.
No entanto, para o mesmo nível de dureza, as ligas de revestimento
terão uma vida muito mais longa do que a de aços ligados estruturais e a
diferença no comportamento está relacionada com as suas microestruturas.
36
Segundo Gregory [24], as ligas de revestimento podem ser geralmente
classificadas nos seguintes grupos: ligas a base de ferro que são separadas
naquelas contendo menos de 20% de adição e naquelas contendo mais de
20% de adição. As ligas não-ferrosas podem ser classificadas como ligas a
base de níquel, a base de cobalto, a base de cobre, ligas contendo carbonetos
de tungstênio e a pasta a base de cromo. A tabela 2.2 mostra a classificação e
composição típica das ligas de revestimento ferrosas para proteção contra o
desgaste, as quais serão consideradas neste trabalho.
As ligas ferrosas constituem-se no grupo mais utilizado devido ao seu
custo relativamente baixo e à facilidade de aplicação utilizando os processos
de soldagem mais comuns. Os aços ao carbono contendo até 0,5% de carbono
podem ser depositados por soldagem oxiacetilênica ou ao arco elétrico para
produzir um depósito com uma dureza de aproximadamente 240 HV, os quais
podem ser subseqüentemente tratados termicamente para obter durezas mais
altas, se necessário. A resistência à abrasão destes aços, geralmente
perlíticos, é consideravelmente baixa e sua principal aplicação dá-se na
restauração (reconstrução) de fundidos de composição similar [24].
Os aços baixa liga martensíticos são os mais largamente usados como
ligas de revestimento e são caracterizados pelo baixo custo e uma faixa ampla
de propriedades, dependendo da composição. Estes aços podem conter, além
do carbono (até 0,5%), quantidades variadas de cromo (até 10%), manganês,
molibdênio, níquel bem como pequenas adições de W e V. Mo, Mn e Ni
promovem o endurecimento do aço para formar uma matriz martensítica ou
bainítica; cromo, molibdênio, tungstênio e vanádio formam carbonetos
resistentes ao desgaste. A dureza do depósito muda com a composição e pode
variar de 250 a 800 HV. À medida que a dureza aumenta, há um aumento na
resistência a abrasão e uma diminuição da tenacidade ou resistência ao
impacto. Aplicações típicas destas ligas são em equipamentos de agricultura e
terraplanagem, máquinas de escavações, pontes de ferrovia, munhões de
cilindros, rodas de ponte rolante, etc. [7, 24].
Os aços inoxidáveis martensíticos que contêm aproximadamente 12%
de cromo têm resistências à corrosão e ao calor altas. A boa resistência à
37
abrasão destes aços sob desgaste metal-metal na faixa de 300 a 600º C tem
levado ao uso bem sucedido dos mesmos em rolos de laminação, rodas de
guindaste, etc.
Tabela 2.2- Classificação e composição de ligas de revestimento ferrosas
Composição típica, %
Grupo e
descrição
Dureza,
Fe
C
Cr Mn Mo
V
W Co Ni
B
HV
Especificação
AWS A5.13-70
Ligas ferrosas com menos de 20% de adição de elementos de liga (Grupo 1)
Aço carbono
bal
0.5
...
...
...
...
...
...
...
...
250
...
Aço martensítico
bal
0.1
1
0.7
...
...
...
...
...
...
250
...
Aço martensítico
bal
0.1 3.5
1
...
...
...
...
...
...
350
Aço martensítico
bal 0.25
1
1
0.3
...
...
...
...
...
350
Aço martensítico
bal 0.35
3
1
...
...
...
...
...
...
450
Aço martensítico
bal 0.45
5
1
5
0.75 ...
...
...
...
650
Aço inoxidável
bal
0.1
12
...
...
...
...
...
...
...
400
bal 0.25 13
...
...
...
...
...
...
...
450
6
...
...
...
650
Fe 5- A
...
martensítico
Aço inoxidável
martensítico
Aço rápido
bal
0.8
4
0.5
5
2
Aço rápido
bal
0.7
4
0.5
7
1
1.5 ...
...
...
650
Fe 5-B
Aço rápido
bal
0.4
4
0.5
7
1
1.5 ...
...
...
600
Fe 5-C
Aço Mn
bal
0.7 0.5 14
...
...
...
4
...
600
Fe Mn-A
...
austenítico
Aço Mn
(max)
bal
0.7 0.5 14
1
...
...
...
...
...
600
Fe Mn-B
(max)
austenítico
Ligas ferrosas com mais de 20% de adição de elementos de liga (Grupo 2)
Aço austenítico
bal 0.35 14
14
1
0.4
...
...
...
...
Cr - Mn
600
...
(max)
Aço rápido
bal
...
10
...
...
...
15
... 2.5 ...
750
...
Aço austenítico
bal
0.1
18
...
3
...
...
...
8
...
500
...
Ferro austenítico
bal
4
30
6
...
...
...
...
...
...
700
...
2.5
28
1
...
...
...
...
...
...
600
...
Ferro martensítico bal
Os aços rápidos são por definição aços ferramentas que podem ser
usados para usinar metais em altas velocidades e elevadas temperaturas (500600º C) sem sofrer amolecimento. As durezas mostradas na tabela 2.2 são
38
aquelas de soldas depositadas e podem ser reduzidas para aproximadamente
300 HV por um tratamento de recozimento adequado. São basicamente aços
martensíticos com adição de W, Mo e V para melhorar a dureza até cerca de
600º C. As ligas do grupo 1 são usadas principalmente em ferramentas de
corte, matrizes para trabalho a quente e outros componentes que requerem
resistência ao desgaste em altas temperaturas. As ligas do grupo 2 são usadas
principalmente para afiação de ferramentas de usinagem.
Os aços austeníticos ao Mn contêm de 12 a 14% de Mn e uma estrutura
austenítica que é mole (200HV). Na condição de depósitos de solda macios,
estes aços apresentam baixa resistência a abrasão a baixa tensão. No entanto,
sob condições de impacto pesado, o metal de solda deforma e encrua na
superfície, elevando a dureza neste local para aproximadamente 600HV e,
conseqüentemente, a resistência ao desgaste. Depósitos de aços ao Mn
podem desenvolver trincas em serviço que não necessariamente reduzirá a
vida útil do revestimento devido à boa resistência à propagação de trincas
desta liga. Estes aços são utilizados em revestimentos de britadores, pontes e
cruzamentos de ferrovias, equipamento de escavação de solos rochosos e em
condições de serviço onde ocorre impacto.
O aço austenítico cromo-manganês é usado em aplicações similares às
do aço austenítico ao Mn, mas, com certas vantagens que compensam o seu
maior custo. Dentre estas vantagens podemos destacar: maior resistência à
abrasão devido à presença de uma maior fração volumétrica de carbonetos de
cromo M7C3; podem ser depositados diretamente sobre os aços carbono sem a
necessidade de “almofada” e sem a formação de uma interface martensítica
frágil [7,24].
Aços inoxidáveis austeníticos que contêm aproximadamente 18% de Cr
e 8% de Ni têm boa resistência ao impacto e resistência à abrasão baixa. Sua
resistência ao impacto é inferior àquela dos aços manganês austeníticos e são
mais caros. Portanto, o seu principal uso é para “almofada” de aços carbono ou
ligados antes da deposição de aço manganês.
39
2.1.3.1 Ferros fundidos alto cromo
Estas ligas para revestimento duro contêm até 40% Cr e 6% C e mais
uma variedade de outros elementos (Si, Mn, Mo, Nb, V, W, etc). Avery et al.
[54], reconhecem duas categorias principais: os austeníticos e os alto Cr
endurecíveis (veja tabela 2.2). Os austeníticos são estáveis e não podem ser
endurecidos por tratamentos térmicos convencionais. Os ferros alto cromo
endurecíveis são austeníticos no estado como soldado, mas, podem se tornar
martensíticos com tratamento térmico.
Estas
ligas
dependem
essencialmente
de
carbonetos
duros
(predominantemente cromo) para ter uma boa resistência ao desgaste
abrasivo. Sob baixa tensão, estas ligas de revestimento duro são as mais
usadas devido a sua excelente resistência ao desgaste e ao seu baixo custo.
Avery et al [54] demonstraram que estes carbonetos primários
alongados
que
se
apresentam
em
soldas
de
revestimento
são
predominantemente Cr7C3 ou (Cr,Fe)7C3 com dureza de aproximadamente
1500
a
1780
HV
quando
medido
nas
faces
longitudinais
e
de
aproximadamente1960 HV quando medidos na seção transversal. A dureza
desses carbonetos está acima daquela do quartzo e, portanto, a abrasão a
baixas tensões por quartzo será branda se outros fatores são favoráveis. A
matriz austenítica possui uma dureza de aproximadamente 360 HV. Por outro
lado, sob alta tensão, estas ligas encontram menor aplicação devido à
possibilidade de fratura dos carbonetos. A figura 2.25 ilustra uma importante
aplicação destas ligas de revestimento duro que é recuperação de rolos
pulverizadores desgastados em serviço.
Transformação de fases em ligas Fe-C-Cr
Ferros fundidos alto cromo são baseados no sistema ternário Fe-C-Cr,
freqüentemente com a adição de pequenas quantidades de Si, Mn, Mo e Ni. A
superfície liquidus do diagrama Fe-C-Cr está bem estabelecida pela literatura
[55]. A projeção liquidus e as isotermas, mostradas na figura 2.26a até d,
40
mostram que a maioria das ligas de revestimento duro, com composições de 8
a 35%Cr e 0,6 a 6%C se solidificam dentro do campo da fase primária γ ou
M7C3, para composições hipo e hipereutética respectivamente. À medida que a
solidificação prossegue, estas fases primárias se formam até a temperatura
diminuir para um nível onde a reação eutética:
L → γ + M7C3
(1)
dada pela linha U1-U2 acontece e, todo líquido remanescente é transformado
num eutético destas fases.
Embora a maioria das soldas de revestimento duro de ligas Fe-C-Cr se
solidifique dentro da região eutética, uma reação “peritética” pode ocorrer se
metal líquido ainda estiver presente quando a temperatura atinge U2. A reação
peritética é descrita como:
L + M7C3 → M3C
(2)
Figura 2.25. Rolo pulverizador de ferro fundido branco com desgaste brando
nas interseções (A) e desgaste mais intenso nas áreas do segmento (B), a
espera da solda de revestimento [4].
41
Figura 2.26. Projeção liquidus e seções isotermas do sistema Fe-C-Cr [56].
Pode-se notar também pela projeção liquidus que quando o teor de
cromo cai abaixo de 10%, a reação eutética descrita na equação 1 não mais
ocorre dando lugar a uma formação massiva de M3C. Por outro lado, ligas com
alto teor de cromo se caracterizam pela presença de M7C3 na estrutura. Uma
outra observação importante a partir da projeção liquidus é que a medida que o
teor de cromo aumenta, o teor de carbono da composição eutética diminui.
Esta mesma tendência foi observada quando da adição de outros elementos de
liga além do cromo [57].
Embora a microestrutura de equilíbrio seja uma mistura de ferrita e
carbonetos M7C3 abaixo de 700ºC (veja figura 2.26d), uma matriz austenítica
42
metaestável é comumente retida na estrutura na temperatura ambiente.
Segundo Pearce [58], vários fatores favorecem para a manutenção de uma
matriz totalmente austenítica na temperatura ambiente:
a)
a temperatura de início de transformação martensítica está
abaixo da temperatura ambiente;
b)
a adição de elementos de liga suficiente para evitar a formação
de perlita durante o resfriamento;
c)
taxas de resfriamento suficientemente altas para evitar a
precipitação de carbonetos secundários na matriz. Esta
precipitação diminuiria o teor de elementos de liga na matriz
aumentando a temperatura de inicio de transformação
martensítica.
À medida que o teor de cromo aumenta, o teor de carbono necessário
para se produzir austenita retida na temperatura ambiente também aumenta.
Taxas de resfriamento mais altas permitem uma variação maior na composição
química dos ferros fundidos alto cromo (principalmente, o teor de carbono) para
a produção de austenita na temperatura ambiente.
Influência dos elementos de liga na microestrutura das ligas Fe-Cr-C
Ligas Fe-Cr-C com adição de Nb e Ti
A adição de nióbio nas ligas Fe-Cr-C altera consideravelmente a
microestrutura e há um interesse crescente no desenvolvimento de ligas com a
adição deste elemento por diversas razões, principalmente de custo.O nióbio
forma nestas ligas os carbonetos NbC, de elevada dureza, que passa a
coexistir com os outros carbonetos característicos do sistema Fe-Cr-C, M7C3
principalmente, e M3C, particularmente em ligas de teor de cromo mais baixo,
numa matriz austenítica ou martensítica.
43
Um aspecto importante sobre a influência do nióbio nestas ligas é que
este absorve grandes quantidades de carbono para formação do carboneto
NbC e diminui a possibilidade de se obter uma grande quantidade de
carbonetos M7C3. Além disso, resultados de microanálise realizados por
Atamert [51], em ligas Fe-Cr-C-Nb, mostraram que quase todo o nióbio
presente foi usado efetivamente na formação de carboneto tendo uma
concentração muito baixa na matriz e nos carbonetos M7C3.
A fim de compreender melhor as transformações de fase que ocorrem
em ligas Fe-Cr-C-Nb, Kesri et. al [59], trabalhando nas faixas de composição
(1,6-3,6% C, 3,6-15% Cr e 1-7% Nb), propôs projeções liquidus com base no
sistema pseudo-ternário (Fe-Cr)-C-Nb. É possível verificar que há uma redução
do campo de austenita e a ausência do campo de M3C quando o teor de Cr é
aumentado de 9 para 15% ( figuras 2.27a e b).
Figura 2.27a e b. Projeção liquidus do sistema pseudo-ternário (Fe-Cr)-Nb-C
[59]
O titânio tem uma solubilidade relativamente baixa no ferro líquido, como
pode ser visto qualitativamente a partir da seção isoterma do diagrama de fase
Fe-Ti-C em 1550ºC mostrada na figura 2.27c [60]. Esta característica do titânio
associado com o fato de que os carbonetos TiC e NbC possuem entalpias de
formação muito próximas [61], indica que o titânio se comporta exatamente
como o nióbio quando adicionado isoladamente em ligas Fe-Cr-C, porém,
formando carbonetos TiC mais duros (veja tabela 2.1).
44
Figura 2.27c. Seção isoterma do diagrama de fase Fe-Ti-C em 1500 ºC [60].
Por outro lado, a adição combinada de Ti e Nb nas ligas Fe-Cr-C é
pouco utilizada pelas semelhanças na influência de ambos na microestrutura e
por questão de custo. Vários autores, no entanto, sugerem que o titânio,
quando adicionado em ligas Fe-Cr-C-Nb é capaz de modificar a morfologia de
carbonetos NbC, por exemplo, de formas dendríticas ou hexagonais para um
formato tendendo a nodular [62].
Ligas Fe-Cr-C com adição de W e V
O tungstênio é geralmente adicionado em ligas de revestimento duro FeCr-C na forma de partículas de WC numa matriz ferrosa. Estes compósitos são
usados sob condições severas de desgaste abrasivo devido à alta dureza dos
carbonetos WC (2400 HV) [33]. Além disso, é uma prática comum na
elaboração destas ligas, a adição de tungstênio vir acompanhada da adição de
outros elementos formadores de carbonetos, principalmente nióbio. Atamert
[51], ao estudar a influência do tungstênio em ligas Fe-Cr-C-Nb com 0,8% W
verificou,
através
de
microanálises,
que
o
tungstênio
se
direciona
preferencialmente para os carbonetos NbC, M7C3 e em menor escala, para a
matriz.
A adição de vanádio em ligas de revestimento duro Fe-Cr-C é de grande
interesse. A alta resistência ao desgaste de ferros fundidos brancos contendo
vanádio é atribuída à alta dureza dos carbonetos de vanádio (2660 HV).
45
Borik et. al [63], estudo a microestrutura e a resistência ao desgaste
abrasivo de ligas de revestimento duro contendo vanádio e sem cromo e
comparou-as com ligas contendo alto cromo. A microestrutura da liga contendo
vanádio apresentou carbonetos dendríticos V4C3 numa matriz de austenita, a
qual
provavelmente
se
transformou
parcialmente
em
martensita.
As
comparações foram feitas com ligas alto cromo com uma fração volumétrica
alta de M7C3 (~0,5) e usando teste pino sobre disco com carga de 6,8Kg e
abrasivo de granada de 100µm. As ligas contendo vanádio apresentaram a
melhor resistência ao desgaste. Isto foi atribuído à alta fração volumétrica de
carbonetos V4C3 duros.
O efeito do vanádio sobre a seqüência de solidificação de ferros
fundidos alto cromo (1,6-3,6%C e 3,6-16,5%Cr) foi investigada por Durandcharre et al [64]. Segundo estes autores, a seqüência não mudou com o
aumento do teor de vanádio até 6%. Análises térmicas diferenciais mostraram
que a seqüência de solidificação foi a seguinte:
γ → γ +V6C5 → γ+ V6C5 +M7C3 → γ + V6C5 +M7C3 + M3C (para baixo
carbono e baixo cromo).
Por outro lado, quando o vanádio é adicionado em ligas que apresentam
outros elementos formadores de carboneto, como, por exemplo, ligas Fe-Cr-CNb, ele se comporta similarmente ao tungstênio, ou seja, se direciona
preferencialmente para os outros carbonetos e para a matriz, não formando
carbonetos primários de vanádio dependendo do teor [51, 65].
2.1.3.2- Microestruturas de ligas ferrosas de revestimento duro
Segundo Kotecki et. al. [66], as ligas ferrosas para revestimento duro por
soldagem podem ser classificadas de acordo com a microestrutura como:
1) ligas de enchimento ferríticas-bainíticas (FB)
2) ligas martensíticas (MS)
3) ligas martensíticas-austeníticas (MA)
4) ligas de manganês austeníticas (AM)
46
5) austenita primária em matriz eutética de carbonetos e austenita (PA)
6) próximo do eutético de carbonetos e austenita (NE)
7) carbonetos primários em matriz eutética carbonetos e austenita (PC)
Além disso, algumas ligas apresentadas podem ser subdivididas como
se segue:
Ligas martensíticas: martensíticas de baixa liga, aços martensíticos para
ferramentas
(com
capacidade
de
endurecimento
secundário) e
aços
inoxidáveis martensíticos (resistentes à corrosão).
Ligas austeníticas ao manganês: ligas comuns e ligas superiores (que
contêm elementos de liga suficientes para produzir austenita estável até
mesmo na primeira camada diluída sobre o aço carbono).
Ligas de carboneto primário: carbonetos de cromo comuns, carbonetos
de superiores (incluindo teores consideráveis de Mo, Nb, V, W e/ou Ti) e
carbonetos extra-altos (os quais produzem carbonetos primários ainda na
primeira camada diluída sobre o aço carbono) [66].
A figura 2.28 mostra um mapa de ligas de revestimento em função do
teor de ligas e carbono com faixas para a maioria das microestruturas
presentes em ligas de revestimento comerciais [66].
Kotechi et al. [66], trabalhando com diversas composições de ligas
ferrosas, também verificaram que a microestrutura, e não dureza, é o principal
fator na determinação da resistência ao desgaste a baixa tensão. Conforme
pode ser observado na figura 2.29, a dispersão dos dados quando se relaciona
a perda de massa com a dureza é muito grande. Esta dispersão também
ocorreu quando se relacionou a perda de massa com o teor de cromo das
ligas. Por outro lado, a dispersão dos dados foi bastante pequena quando se
relacionou a perda de massa com o teor de carbono (figura 2.30) evidenciando
que o carbono era o elemento mais importante na determinação da
microestrutura final e, portanto, na determinação da resistência ao desgaste. A
faixa na figura indica os teores de carbono encontrados em ferros brancos de
componentes de moinhos. A melhor resistência a abrasão foi obtida com ligas
contendo cerca de 4% de carbono e 16% de cromo, resultando em
47
microestruturas de carbonetos primários em matriz eutética de austenita e
carbonetos.
Figura 2.28- Mapa de microestruturas e composições de ligas de revestimento
duro ferrosas, incluindo Cr, Mn, Mo, Ni, Nb, V, W, Ti, Al [66].
Figura 2.29- Perda de massa versus dureza do depósito [66]
48
Figura 2.30- Perda de massa versus % de carbono depositado.
2.2- Processos de soldagem utilizados para revestimento duro.
A aplicação de revestimento duro por soldagem pode ser feita utilizando
vários processos tais como o processo Eletrodo Revestido, Arco submerso e
Arame tubular. Estes processos são capazes de produzir camadas livres de
defeitos tais como porosidade e falta de fusão em vários tipos de substratos. O
processo Eletrodo Revestido, no entanto, tem sido utilizado cada vez menos
devido à sua baixa produtividade. Os processos Arco submerso e Arame
Tubular são responsáveis pela maioria das deposições de revestimento duro
devido à suas altas taxas de deposição. Estes processos, no entanto, exigem a
utilização de fluxos caros e equipamentos mais complexos, tornando a sua
utilização mais dispendiosa. Portanto, constantemente, procura-se processos
de deposição de revestimento por soldagem mais baratos e capazes de
produzir camadas de boa qualidade.
2.2.1. Processo de soldagem arco aberto (Open-Arc)
É um processo de soldagem por fusão que utiliza o calor gerado pelo
arco elétrico para depositar camadas de material num substrato. As principais
49
vantagens deste processo são: alta taxa de deposição e de produtividade,
disponibilidade de arames de várias composições, não requer habilidade
manual do soldador e dispensa a utilização de gás de proteção ou fluxos. A
ionização e manutenção do arco são feitas com a adição de pequenas
quantidades de substâncias ionizantes juntamente com a mistura de pós de
metal de adição.
É aplicável essencialmente com arames tubulares e atualmente é a
técnica mais utilizada na recuperação de componentes desgastados de
moinhos devido ao seu baixo custo e simplicidade.
Como desvantagens deste processo, pode-se citar: dificuldade de se
produzir cordões de solda livre de defeitos tais como porosidade e falta de
fusão, a necessidade de múltiplas camadas, velocidades de resfriamento mais
altas em relação ao processo Arco submerso e Arame Tubular auto-protegido
devido à ausência de escória e a seleção do material se torna difícil pela alta
energia de soldagem deste processo. É um processo normalmente automático
e mecanizado e requer apenas uma fonte de energia padrão e um sistema de
alimentação de arame. A figura 2.31 apresenta a representação esquemática
do processo Arco Aberto.
Figura 2.31- Representação do processo Arco Aberto. Adaptado de [67]
50
51
3. MATERIAIS E MÉTODOS
3.1. Desenvolvimento das ligas
O desenvolvimento de diversos arames para solda de revestimento duro
a base de Fe-Cr-C com adição de um ou mais elementos fortemente
formadores de carboneto tais como Nb, Ti, V e W é uma prática constante na
empresa Welding Alloys, Inglaterra, com o intuito de atender requisitos
específicos de resistência ao desgaste.
Está bem estabelecido que variações no teor dos elementos de liga têm
um efeito significativo sobre a natureza e fração volumétrica de carbonetos e
austenita retida durante a solidificação e que estas diferenças micro-estruturais,
por sua vez, têm uma influência fundamental sobre a susceptibilidade do metal
de solda a trincas e sobre as propriedades de desgaste.
Considerar estes efeitos sobre as propriedades de desgaste da liga
ainda na fase de desenvolvimento de arames de revestimento duro é um dos
grandes problemas enfrentados pelos engenheiros. Para solucionar isto, a
modelagem da solidificação se tornou uma ferramenta essencial durante a fase
de desenvolvimento. Através desta modelagem é possível investigar a
solidificação, isto é, prever, com uma boa precisão, as fases que se formarão a
cada etapa da solidificação do metal de solda e resolver questões que
eventualmente possa surgir durante o desenvolvimento, como, por exemplo,
otimizar a fração volumétrica de carbonetos de cromo de um revestimento que
está se fragmentando ou se desgastando rapidamente em uma aplicação de
campo.
Considerando que normalmente o metal de solda se solidifica em altas
taxas de resfriamento (~30K/s), a microestrutura obtida está longe do equilíbrio
e, portanto, os modelos termodinâmicos devem ser escolhidos levando em
conta esta solidificação fora do equilíbrio para assegurar resultados realistas.
Tendo isto em mente, foi escolhido o modelo de simulação Scheil do MTDATA
(Metallurgical and Thermodynamic Data), desenvolvido no National Physical
52
Laboratory (NPL), Inglaterra, em conjunção com os bancos de dados “Source e
Sub_sgte” [68]. Além disso, como sistemas mais simples (menos elementos)
são mais precisamente previstos pelo MTDATA, somente os elementos de
maior quantidade foram levados em conta nas simulações. É importante
ressaltar também que a confiabilidade das simulações depende dos
parâmetros presentes nos bancos de dados.
Numa simulação Scheil, os cálculos são feitos assumindo que não
ocorre difusão no sólido, que o líquido é totalmente homogêneo (mistura
perfeita) devido à homogeneização eficiente e que a difusão no mesmo é
infinitamente rápida; o que é adequado para resfriamento rápido de metal de
solda. O apêndice A mostra um exemplo da simulação Scheil/MTdata realizada
para uma das ligas com os respectivos dados de entrada e mais detalhes sobre
a simulação Scheil-Gulliver do módulo “Aplication” do MTdata.
3.2- Materiais
3.2.1. Fabricação dos consumíveis
Os consumíveis usados na deposição das soldas de revestimento duro
foram arames tubulares com diâmetro de 2,8mm. Para a fabricação dos
arames das ligas comerciais denominadas HCO, CNO e da liga experimental
denominada 750 foram usados pós-metálicos convencionais tais como Fe-Cr,
Fe-Nb, Si-Mn, etc.
Para a fabricação da liga denominada 700 foi usado, além dos pósmetálicos Fe-Cr, Fe-Si, Fe-Mn, Fe-Nb e pó de grafita, o pó de carboneto
complexo FeWTiC obtido por um método de síntese a alta temperatura autopropagadora, na London & Scandinavian Metallurgical Co. Ltd (Londres)
[69,70]. A composição química destes pós de carboneto é mostrada na tabela
3.1. Os pós FeWTiC contém ~25% de Fe e uma razão W/Ti de 54:46. O teor de
carbono da tabela 3.1 indica o teor de carbono total; dos quais
aproximadamente 2% existem na forma de carbono livre. A grande maioria das
partículas de FeWTiC apresenta um tamanho entre 20 e 40 µm. Somente uma
pequena quantidade apresenta um tamanho de aproximadamente 100 µm [70].
53
As misturas de pós foram processadas num misturador vibratório
girando em 42 rpm por 1 hora e, em seguida, inseridas para dentro de uma fita
metálica, como ilustrado na figura 3.1, para a fabricação do arame tubular.
Tabela 3.1- composição química do pó de carboneto usado (% em peso)
Pó de carboneto
Fe
W
Ti
C
FeWTiC
Balanço
34,79
29,63
10,26
Figura 3.1- Princípio básico de fabricação do arame tubular.
Primeiramente, a tira metálica é conformada na forma de “U”, e que para
dentro da qual é inserida a mistura de pó (taxa de carregamento de
aproximadamente 30% para arame de diâmetro de 2,8 mm). Em seguida, após
passar por vários conjuntos de rolos, a mesma é fechada em um formato de
“O” para o diâmetro desejado do arame. A tabela 3.2 lista as frações em peso
por quilograma de mistura de vários pós inseridos dentro do arame 700.
Tabela 3.2-Fração em peso dos elementos da mistura de pó
Fração de Pós (%)
Fe-Cr
9,6
Fe-Nb
9,5
Fe-Mn
1,8
Fe-Si
1,4
FeWTiC
24,0
Grafita
Aço Inoxidável 430
Fina + grossa
*(cascas de 16 x 0,3 mm)
2,50
51
54
3.2.2. Metal base e metal de referência para ensaio de desgaste roda de
borracha
O metal de base (substrato) utilizado para deposição dos cordões de
solda de revestimento foi um aço SAE 1025 e sua composição química,
determinada por espectrometria de emissão ótica, pode ser vista na tabela 3.3.
Cada chapa de metal base apresentou dimensões de 150mm de largura
260mm de comprimento e 40mm de espessura, permitindo a retirada de um
número suficiente de corpos de prova de uma mesma chapa para todos os
testes propostos para cada liga estudada.
Para assegurar resultados reproduzíveis e evitar que mudanças nas
condições abrasivas invalidassem as comparações entre os resultados de
desgaste que seriam obtidos nas soldas de revestimento duro durante os
testes de desgaste ASTM G65 – Procedimento A, foi utilizado o metal de
referência padrão “AISI D-2 Tool Steel” temperado e revenido de dureza
variando entre 59 e 62 HRC. A composição típica deste material também pode
ser vista na tabela 3.3.
Tabela 3.3. Composição química do metal base e do metal de ref. D-2 Tool
C
Metal Base
0,23
Metal de
1,53
Si
0,22
0,3
Mn
0,93
0,5
P
S
0,011 0,014
Cr
0,02
0,027 0,001 11,8
Mo
0,89
Ni
0,02
0,27
W
V
-
0,07
Co
-
0,77
0,03
Referência.
3.3. Soldagem arame tubular arco aberto
Foram realizadas as soldas de revestimento duro para cada liga sobre o
substrato de aço utilizando o processo automatizado arame tubular arco aberto.
Os cordões de solda foram depositados sobre o substrato de tal forma a se
produzir um revestimento duro de oito camadas (aproximadamente 20 mm de
altura). A obtenção de um revestimento duro com oito camadas teve duas
finalidades: 1) garantir que não houvesse nenhum efeito da diluição do metal
55
base sobre a microestrutura nas camadas superiores do revestimento duro; 2)
reproduzir, com a maior fidelidade possível, a aplicação de solda de
revestimento duro em componentes de moinhos verticais em situação real. A
tabela 3.4 mostra os parâmetros de soldagem utilizados par as soldas de
revestimento duro.
Tabela 3.4- Parâmetros de soldagem para solda de revestimento duro
Voltagem
28 a 31 V
Corrente de soldagem
450 a 500 A
Polaridade do eletrodo
positiva
Velocidade de alimentação do arame
4,5 m/min
Velocidade de soldagem
1,5 m/min
Pré-aquecimento
não
Ângulo do eletrodo
≅ 10 da superfície da chapa
Stick-out
30 mm
Distância entre os cordões (step over)
6 mm
Tipo de cordão
Reto (sem oscilação)
Taxa de deposição
≅ 7,5 kg/h
o
A tabela 3.5 mostra a composição química das camadas superiores das
soldas de revestimento duro obtida por espectrometria de emissão ótica sendo
que os valores apresentados são valores médios de 6 medidas realizadas para
cada liga. Estas composições químicas foram utilizadas para realizar os
cálculos e a simulação da solidificação com o MTdata.
Tabela 3.5. Composição química do metal de solda (balanço: Fe) nas camadas
superiores do revestimento duro.
Arame
%C
% Si
% Mn
% Cr
% Ni
% Nb
% Ti
%V
%W
700
5,50
1,15
1,25
15,30
0,16
7,6
4,20
0,20
7,80
750
4,50
1,10
1,13
8,50
2,4
10,20
0,13
2,64
-
HCO
4,85
0,83
1,1
24,50
-
-
-
-
-
CNO
4,80
0,86
0,67
21,62
-
6,40
-
-
-
56
3.4. Caracterização microestrutural e testes de dureza
Os corpos de prova das soldas de revestimento para a avaliação microestrutural e testes de dureza foram retirados na seção transversal do metal de
base, perpendicularmente à direção de soldagem e próximo de onde foram
retirados os corpos de prova de desgaste. Os corpos de prova, após serem
lixados e polidos usando pasta de diamante de 1 µm, foram atacados com
reagente de “Villela” por um tempo que variou de 10 a 30s.
Em seguida, os mesmos foram examinados por microscopia ótica antes
e depois do ataque. A fração volumétrica das fases foi determinada a partir de
imagens digitalizadas capturadas no microscópio ótico e processadas no
programa de análise de imagem “Analyses”. Foram capturadas e analisadas 15
imagens em regiões aleatórias da amostra com aumentos de 100, 200 e 500
vezes.
Os corpos de prova das ligas experimentais 700 e 750 foram
caracterizados por difração de raio X para identificação de fases numa faixa
angular de 10º<2θ<120º.
As ligas foram examinadas com microscópio eletrônico de varredura
para a visualização de fases com diferentes números atômicos (fases com
número atômico alto apareceram mais claras em contraste com fases de
número atômico baixo). Espectrometria por energia dispersiva (EDS) disponível
no MEV permitiu a obtenção de micro-análise química qualitativa de fases
individuais presentes. Linhas de emissão EDS para os elementos presentes
nas ligas são mostradas na figura 3.2. Além disso, alguns corpos de prova de
abrasão foram escolhidos para terem suas superfícies de desgaste avaliadas
no MEV numa tentativa de se ter um melhor entendimento dos mecanismos de
desgaste
Testes de dureza Vickers usando uma carga de 30 kg foram realizados
para a obtenção do perfil de dureza para cada liga estudada. Testes de microdureza utilizando cargas variando de 10 a 100g também foram realizados
dando destaque para determinação da dureza da matriz e de fases individuais
para cada liga.
57
Figura 3.2. Linhas de emissão de Raio X dos elementos presentes nas ligas.
3.5. Testes de desgaste
3.5.1. Ensaio pino sobre lixa Abrasiva
Testes de desgaste abrasivo a alta tensão (pino sobre lixa) foram
realizados a seco para cada liga utilizando corpos de prova cilíndricos de 6mm
de diâmetro retirados perpendicularmente das camadas superiores do
revestimento através de eletro-erosão. Os corpos de prova foram retirados do
revestimento de tal forma que a superfície de teste fosse paralela às camadas
da solda de revestimento. Durante o teste, os corpos de prova foram
carregados verticalmente e por gravidade com uma massa de 320g e movidos
sobre um disco com velocidade de rotação de 45 rpm e revestido com uma lixa
de SiC de 180 mesh. Para todos os ensaios foi adotado um número máximo de
revoluções de 600 rpm (tempo de ensaio correspondente: aproximadamente 15
minutos). O comprimento do caminho de desgaste utilizado foi 64mm e a
velocidade de deslocamento de aproximadamente 9mm/s. A cada 200 voltas a
perda de massa era determinada e a lixa abrasiva trocada para evitar efeitos
adversos no resultado devido à degradação do abrasivo durante os testes.
58
3.5.2. Ensaio roda de borracha
Testes de resistência à abrasão a baixa tensão foram realizados para
cada liga pelo método de roda de borracha de acordo com o procedimento A
da norma ASTM G65-00e1 – Procedimento A. Os corpos de prova foram
cortados nas dimensões de 25x70x16mm paralelamente as camadas
superiores e acabados por retificação. O abrasivo utilizado foi areia de sílica
AFS 50/70. Os testes foram realizados a seco e na temperatura ambiente. Os
corpos de prova foram desgastados pelo contato com a areia entre a roda de
borracha sob uma força de 130 N. A rotação da roda de borracha foi mantida
em 200 rpm quando em movimento e sob pressão de ensaio. O número de
rotações da roda para interromper o ensaio foi fixado em 6.000 revoluções.
Antes da realização dos ensaios de roda de borracha com as ligas
estudadas, foram feitos vários ensaios utilizando o material de referência AISI
D2-Tool, recomendado pela norma, para aferição do equipamento de desgaste.
Após os ensaios foi verificado que a perda de volume obtida estava dentro da
faixa recomendada pela norma para este material que é de 36±5 mm3.
3.6. Ensaios de compressão cíclica
Os revestimentos duros foram também submetidos aos testes de
compressão cíclica usando máquina de teste servo-hidráulica Mayes de
capacidade de 100 KN da Universidade de Cambridge, Inglaterra. Este teste
visou determinar, qualitativamente, qual liga apresentava maior resistência à
ruptura quando submetida a cargas de compressão cíclicas. Para estes testes,
foram confeccionados, utilizando eletro-erosão a fio, corpos de provas
cilíndricos de 5,88mm de diâmetro para cada liga de revestimento duro.
Os corpos de prova foram submetidos a um carregamento cíclico com
uma carga mínima de 10KN (figura 3.3). A freqüência utilizada foi de 5Hz. Cada
corpo de prova foi inicialmente solicitado por 1 hora numa tensão de pico de
1,5 KN/mm2. Se o corpo de prova não fraturasse neste tempo, a tensão de
compressão era aumentada em 0,25 KN/mm2 e o corpo de prova exposto ao
carregamento cíclico por 30 minutos. A última parte do procedimento foi
59
repetida com incrementos de 0,25 KN/mm2 até a fratura do corpo de prova. A
tabela 3.6 mostra a metodologia adotada nos ensaios e as características dos
corpos de prova.
Figura 3.3- Ciclo de compressão utilizado (exemplo: liga HCO)
Tabela 3.6- Características dos corpos de prova e cargas cíclicas aplicadas
Corpo
D
de prova (mm)
Área
2
(mm )
Carga
Carga
(KN) em
(KN) em (KN) em (KN) em (KN) em (KN) em
1,5
1,75
KN/mm
2
KN/mm
Carga
Carga
2,0
2
KN/mm
Carga
2,25
2
KN/mm
Carga
2,5
2
KN/mm
2,75
2
KN/mm
HCO
5,88
27,24
40,86
47,67
54,48
61,30
68,10
74,91
CNO
5,88
27,24
40,86
47,67
54,48
61,30
68,10
74,91
750
5,88
27,24
40,86
47,67
54,48
61,30
68,10
74,91
700
5,88
27,24
40,86
47,67
54,48
61,30
68,10
74,91
2
60
61
4. RESULTADOS E DISCUSSÕES
4.1. Liga HCO
4.1.1. Solidificação da liga
A seqüência de solidificação da liga HCO calculada assumindo
condições fora do equilíbrio é mostrada na figura 4.1. Ignorando os efeitos do
Mn, Si nas camadas superiores não diluídas, a primeira fase sólida a se
precipitar no líquido é o carboneto primário M7C3 a uma temperatura de
aproximadamente 1367 ºC. A partir desta temperatura a fração em peso de
M7C3 cresce consideravelmente até que a liga atinge 1231 ºC. A solidificação
então
prossegue
com
a
formação
de
austenita
e
mais
M7C3 em
aproximadamente 70% de líquido remanescente. De acordo com a projeção
liquidus para as ligas Fe-C-Cr mostradas na figura 2.26, esta formação de
austenita e mais M7C3 a partir do líquido em aproximadamente 1231 ºC é
resultado da reação eutética dada pela linha U1-U2 do diagrama e descrita
L→ γ + M7C3 (eutético)
como:
(1)
Traços de M23C6 é previsto aparecer na fase final da solidificação
quando a temperatura atinge 1037 ºC e quando a fração em peso de líquido
remanescente é de apenas 0,2%. É importante observar que não foi objeto de
interesse validar a ocorrência desta fase uma vez que a sua fração em peso é
claramente negligenciável e requer uma análise minuciosa (Ex: por difração de
raio x). Além disso, nos diagramas de fase mostrados na figura 2.26 não é
esperada a presença desta fase em ligas com composição semelhante a da
liga HCO. Abaixo de 1037 ºC não é esperado o surgimento de outras fases e
as fases formadas permanecem estáveis até a temperatura ambiente.
A partir dos resultados obtidos na simulação Scheil, a solidificação da
Liga HCO pode ser resumida da seguinte forma:
L
1367 ºC
L + M7C3
1231 ºC
L + M7C3
+γ
1037 ºC
L + M7C3 + γ + M23C6(desprezível)
62
Figura 4.1. Simulação Scheil mostrando a solidificação da liga HCO sob
condições fora do equilíbrio.
A figura 4.2 mostra a proporção das fases termodinamicamente estáveis
após a solidificação da liga HCO e por esta podemos observar que, ao término
da solidificação, a fração em peso de carbonetos M7C3 é de aproximadamente
47% e de austenita 53%, sendo a fração de M23C6 desprezível.
Figura 4.2. Fração em peso das fases calculada na liga HCO após a
solidificação.
63
4.1.2. Microestrutura
As figuras 4.3(a) a 4.3(c) são micrografias obtidas por microscopia ótica
mostrando, em diversos aumentos, a microestrutura da seção transversal das
camadas superiores não-diluídas da liga de revestimento duro HCO. Como
pode ser visto, a microestrutura resultante é consistente com a projeção
liquidus do sistema Fe-Cr-C e com a seqüência de solidificação prevista para
esta liga no item anterior mostrando grandes carbonetos M7C3 primários, na
sua maioria na forma de agulhas (que podem medir acima de 400µm no
comprimento) e algumas partículas hexagonais agrupadas regularmente (veja
figura 4.3a).
A fase matriz consiste numa mistura eutética de finos carbonetos M7C3 e
austenita retida. Apesar do fato de que a microestrutura de equilíbrio abaixo de
700 ºC devesse ser uma mistura de ferrita e uma grande fração volumétrica de
M7C3, esta microestrutura metaestável está presente na temperatura ambiente
devido às altas taxas de resfriamento no processo de soldagem arco aberto.
Resultados
de
micro-análise
obtidos
anteriormente
por
outros
investigadores em ligas de revestimento duro do sistema Fe-C-Cr confirmaram
que os carbonetos M7C3 primários e eutético são carbonetos tipo (Fe,Cr)7C3 e
apresentam composições similares tendo estes dissolvido aproximadamente
26% de ferro, 30% de carbono e 44% de Cr [71]. O valor obtido para a
dissolução do ferro é consistente com o fato de que estes carbonetos
dissolvem até 55% de ferro aproximadamente [56].
Como pode ser visto nas figuras 4.3a a 4.3c, as agulhas de M7C3
primários estão geralmente orientadas perpendicularmente à direção de
soldagem ao longo da direção de fluxo de calor. No entanto, em algumas
poucas regiões da seção transversal analisada foi verificada uma mudança na
direção destas agulhas. Isto pode ocorrer, por exemplo, devido à presença de
heterogeneidades microestruturais e/ou devido ao efeito da soldagem
multicamadas na solidificação da poça de fusão [73].
As fases presentes na liga HCO foram determinadas quantitativamente
usando um analisador de imagens e a fração volumétrica de cada fase é
64
mostrada na tabela 4.1. Os resultados mostram que a fração volumétrica média
da fase carboneto M7C3 é aproximadamente 45%; o que apresenta uma boa
aproximação com os valores teóricos apresentados na figura 4.2.
Figura 4.3 (a). Micrografia ótica da secção transversal da liga HCO mostrando
carbonetos M7C3 primários largos (fase clara) numa matriz eutética (fase
escura).
Figura 4.3(b). Mesma seção anterior em aumento maior.
65
Figura 4.3(c). Mesma secção anterior em aumento maior. Destaca-se a
presença das fases γ e M7C3 finos no eutético e agulhas de carboneto M7C3
primário da liga HCO.
Visando identificar com maior clareza as fases presentes, foram feitas,
também, medidas de microdureza de cada fase ou região microestrutural da
liga. O valor de dureza médio obtido para a fase carboneto foi de 1507 HV;
valor este em concordância com valores de dureza encontrados para
carbonetos ricos em cromo [9]. Já o valor de microdureza médio obtido na
região eutética foi de 753 HV. Considerando que o valor de dureza médio da
fase individual austenita esperado para estas ligas é de no máximo 350 HV,
este valor mais alto obtido indica que o penetrador abrangeu também a fase
M7C3. (veja figura 4.3d)
Tabela 4.1- Resultados de análise de imagem da liga HCO
Função Estatística
Unidade
contagem
Média
Fase: M7C3
µm²
15
129680,96
Area
%
15
44,78
Fase: Austenita
µm²
15
159884,50
Area
%
15
55,22
Desvio Padrão
8177,54
2,82
8177,54
2,82
66
Figura 4.3(d). Micrografia ótica mostrando a indentação de microdureza na
região eutética da liga HCO.
4.2. Liga CNO
4.2.1 Solidificação da liga
Figura 4.4. Simulação Scheil mostrando a solidificação do CNO sob condições
fora do equilíbrio.
67
A figura 4.4 mostra a seqüência de solidificação da liga CNO calculada
pelo MTDATA assumindo condições fora do equilíbrio. Pela figura, pode-se
notar que a solidificação começa em 1971 ºC com a precipitação de carbonetos
NbC, muito provavelmente, nucleados heterogeneamente a partir de impurezas
presentes no líquido (ex. alumina). É importante mencionar que um aumento no
teor de nióbio e de carbono eleva a temperatura na qual o NbC se torna estável
bem como a sua fração volumétrica.
A solidificação prossegue com o aumento gradativo da fração
volumétrica de NbC até que a liga atinge a temperatura de aproximadamente
1347 ºC. A partir desta temperatura inicia-se uma precipitação massiva de
M7C3 primários e esta precipitação permanece até aproximadamente 1235 ºC.
A formação de austenita junto com a precipitação de mais M7C3 para a
formação do eutético começa em aproximadamente 1235 ºC, com a fração de
líquido remanescente em aproximadamente 65%. Abaixo desta temperatura, a
formação de NbC não é mais esperada. A fase M3C é prevista formar entre
1135 ºC e 935ºC (fração de líquido restante: ~2%) junto com mais austenita e
M7C3. Pelos mesmos motivos citados com relação à presença da fase M23C6 na
liga HCO, a validação posterior da fase M3C prevista nesta liga não foi tema de
interesse. A partir dos resultados obtidos na simulação Scheil, a solidificação
da Liga CNO pode ser resumida da seguinte forma:
L
1971 ºC
L + NbC
L + NbC + M7C3 + γ
1347 ºC
1135 ºC
L + NbC +M7C3
1235 ºC
L + NbC + M7C3 + γ + M3C (Traços)
Não é prevista nenhuma transformação do estado sólido abaixo da
temperatura de 935 ºC e a austenita permanece retida até a temperatura
ambiente juntamente com as outras fases estáveis formadas durante a
solidificação. A figura 4.5 ilustra a proporção das fases termodinamicamente
estáveis após a solidificação da liga CNO e por esta podemos observar que, ao
término da solidificação, a fração em peso aproximada de carbonetos NbC é de
7%, de M7C3 total de 39% e de austenita 53%, sendo a fração de M3C de
apenas 1%.
68
Figura. 4.5 Fração em peso das fases calculada para liga CNO após
solidificação
4.2.2. Microestrutura
Uma análise microestrutural da superfície polida da liga CNO através de
microscopia ótica revelou a presença, em grande quantidade, de uma fase fina
denominada
A,
distribuída
aleatoriamente
na
matriz
(figura
4.6).
O
aparecimento destas fases finas é relativamente comum em soldas de
revestimento de grandes equipamentos tais como mesas e rolos de moinhos,
pois a taxa de resfriamento é suficientemente alta para favorecer a nucleação
de fases em detrimento do seu crescimento. Resultados da análise de energia
dispersiva indicaram que a fase nucleia a partir de inclusões de alumina e que
a mesma é uma fase rica em Nb. A figura 4.7 e a tabela 4.2 mostram o
resultado da análise química semiquantitativa da fase A identificada na figura
4.6.
Resultados de micro-dureza destas partículas apresentaram valores de
aproximadamente 2350 HV. Este resultado de microdureza juntamente com o
resultado da análise química semiquantitativa e, associando, o alto teor de
carbono da liga (~5 %) e o diagrama de fase Fe-Cr-C-Nb mostrado na figura
2.27, permite confirmar que estas partículas são carbonetos NbC primários.
69
Figura 4.6- Micrografia ótica da superfície polida da liga CNO. Destaca-se a
presença de partículas finas distribuídas aleatoriamente na matriz (fase A).
Tabela 4.2- Composição química obtida para fase A, Liga CNO
Elemento
%
Nb
78,77
Ti
2,67
V
0,05
Cr
10,85
Fé
6,43
Figura 4.7- Gráfico EDS obtido da fase A da liga CNO
70
Após o ataque químico, pode-se ver, a partir das figuras 4.8a e 4.8b, a
presença
de
uma
grande
fração
volumétrica
de
partículas
claras
predominantemente em forma de agulhas (Fase B).
Resultados de microdureza desta fase deram um valor médio de 1403
HV e juntamente com o resultado da análise química semiquantitativa (figura
4.9 e tabela 4.3), pôde-se confirmar que estas partículas são carbonetos M7C3
primários ricos em cromo.
A fase NbC, distribuída aleatoriamente, pode ser distinguida em
aumento maior (figura 4.8c). É importante notar que estas partículas estão
predominantemente rodeadas pela matriz, mas, no entanto, podem também ser
encontradas ao longo ou dentro da fase carboneto M7C3 primário (fase B).
Figura 4.8 a – Micrografia ótica da liga CNO mostrando carbonetos primários
M7C3 em forma de longas agulhas claras e a matriz eutética escura
71
Figura 4.8b. Mesma seção anterior em maior aumento. Presença de alguns
carbonetos primários M7C3 na forma hexagonal (indicados por setas)
Figura 4.8c Mesma seção anterior em maior aumento. Note a presença de
partículas de carboneto MC (fase A) e as agulhas de M7C3 (fase B) na matriz
(M).
A matriz eutética (M) indica a presença de duas fases sendo uma fase
mais resistente ao ataque (provavelmente M7C3 eutéticos finos) e a outra
72
intensamente atacada (provavelmente austenita). O valor de microdureza
médio desta região foi de 781 HV. As fases mencionadas acima estão
identificadas na figura 4.8c.
A figura 4.10 mostra a micrografia da liga CNO observada utilizando
microscópio eletrônico de varredura. Esta observação teve como intuito
identificar com melhor contraste as fases presentes e tentar identificar fases
finas como carbonetos M3C, por exemplo. Como a observação utilizando
elétrons secundários proporcionou um contraste inadequado, foi feita a análise
microestrutural utilizando elétrons retroespalhados que, por sua vez, produziu
um bom contraste.
Não foi detectada a presença da fase M3C, o que já era esperado devido
ao alto teor de cromo da liga, embora tenha sido prevista na simulação a sua
presença em pequena quantidade.
Tabela 4.3-Composição química obtida da fase B, liga CNO
Elemento
%
Nb
0,49
Cr
60,01
Fe
38,34
Figura 4.9- Gráfico EDS obtido da fase B da liga CNO
73
Figura 4.10 Micrografia via MEV da liga CNO mostrando as fases em melhor
contraste.
Pode-se observar que a matriz apresenta duas fases distintas
confirmando as observações feitas anteriormente para a figura 4.8c. As
partículas NbC aparecem claras indicando a presença de um ou mais
elementos com número atômico alto, no caso nióbio, e traços de Ti, Cr e Fe
(veja figura 4.7). Pode-se ainda observar que algumas destas partículas NbC
estão dentro dos carbonetos M7C3 .
Com relação aos carbonetos M7C3, apesar de majoritariamente se
apresentarem na forma de agulha, pode-se notar pela figura 4.8b a sua
presença, mesmo que pequena, na forma hexagonal; o que indica o
crescimento destes carbonetos também na direção longitudinal da amostra.
Os resultados da análise de imagem para determinação da fração
volumétrica de cada fase presente na liga CNO é mostrada na tabela 4.4. Os
resultados mostram que a fração volumétrica média da fase carboneto M7C3 é
aproximadamente 40%; da fase NbC é de 6,8% e da fase austenita
aproximadamente 53% e apresenta uma boa concordância com os valores
teóricos apresentados na figura 4.5.
74
Tabela 4.4- Fração volumétrica das fases presentes na liga CNO.
Função
Fase
Estatística
M7C3
Austenita
Unidade
µm
%
µm
Contagem
15
15
Média
114837,26
Desvio
8427,55
2
Area
Fase
Area
Fase
Area
NbC
%
µm
15
15
15
15
39,66
155127,72
53,57
4997,96
6,77
2,91
8427,55
2,91
636,29
0,89
2
2
%
Padrão
4.3. Liga 750
4.3.1. Solidificação da liga
A seqüência de solidificação da liga 750 é mostrada na figura 4.11. Por
esta figura pode-se notar que a primeira fase sólida a aparecer durante o
resfriamento da liga é a fase MC; a qual precipita do líquido em
aproximadamente 2302 ºC. A fração volumétrica de MC aumenta gradualmente
numa faixa de temperatura de quase 990 ºC até a liga atingir a temperatura de
1316 ºC. A solidificação prossegue com a formação de austenita a partir de
1316ºC e juntamente com a fase MC permanece como fases sólidas presentes
no líquido até 1201 ºC onde se inicia a formação de M7C3.
A partir de 1201ºC, com a fração volumétrica de líquido remanescente
em aproximadamente 85%, ocorre uma precipitação intensa de austenita e
mais M7C3 segundo a reação eutética citada anteriormente e não é esperada a
formação de mais MC abaixo desta temperatura.
Em 1141ºC, com a fração em peso do líquido remanescente em
aproximadamente 25%, é prevista a formação de M3C junto com mais
austenita. De acordo com as projeções liquidus mostradas nas figuras 2.26 e
2.27, esta formação de M3C e mais austenita em aproximadamente 1141 ºC
até aproximadamente 980 ºC é resultado da reação peritética em U2 e descrita
como:
L + M7C3→ M3C
(2)
75
Figura 4.11- Resultado da simulação Scheil mostrando a solidificação da liga
750 sob condições fora do equilíbrio.
Na simulação ilustrada na figura 4.11, não foi prevista a formação de
qualquer fase carboneto contendo vanádio, embora este elemento seja um
forte formador de carboneto e o seu teor na liga (~2,4%) considerável. Isto é,
provavelmente, devido à presença de um teor elevado de Nb (~10 %) no
líquido que, por ser um formador de carboneto mais forte, absorve uma grande
quantidade de carbono durante uma faixa grande de temperatura, diminuindo a
possibilidade de se formar carbonetos de vanádio. Além disso, o vanádio tende
a apresentar alguma solubilidade na austenita e em carbonetos ricos em Nb e
Cr. Isto pode ser confirmado através análises químicas semiquantitativas por
microscopia eletrônica de varredura.
A partir dos resultados obtidos na simulação Scheil, a solidificação da
Liga 750 pode ser resumida da seguinte forma:
L
2302 ºC
L + MC
L + MC + γ + M7C3
1316 ºC
1141 ºC
L + MC + γ
L + MC + γ + M7C3 + M3C
1201 ºC
76
A figura 4.12 ilustra a proporção das fases termodinamicamente estáveis
após a solidificação da liga 750 e por esta pode-se observar que, ao término da
solidificação, a fração em peso calculada de carbonetos MC é de
aproximadamente 11%, de M7C3 total de 17%, de austenita 60,5% e de M3C
11,5%.
Figura 4.12- Fração volumétrica das fases de equilíbrio calculada da liga 750
em função da temperatura.
4.3.2. Microestrutura
A figura 4.13 mostra o perfil de difração de Raio X da liga 750 (veja
Apêndice- tabela B1). Embora o pico de maior intensidade (2θ ≅ 44,5º) tenha
sido detectado como uma liga Fe-Cr, ao analisar as distâncias interplanares
desta liga e da austenita comum, pode-se sugerir que esta fase é a austenita
“alto cromo” que compõe a matriz. A fase M7C3, prevista na simulação também
não foi detectada no difratograma. No entanto, há a ocorrência de um pico
também identificado como uma liga Fe-Cr (2θ ≅ 82º) e que dentre as fases
possíveis de acordo com a distância interplanar, se acha a fase M7C3. Note
também que não foi detectada a presença de VC. Provavelmente, o vanádio foi
distribuído na matriz e em outros carbonetos presentes na microestrutura, não
77
formando carbonetos primários. Todas estas observações podem ser
confirmadas na avaliação microestrutural e com microanálises via MEV.
Figura 4.13. Difratograma de raio X da camada superior da liga 750.
A avaliação microestrutural da superfície polida da liga 750, por
microscopia ótica, revelou a presença de partículas distribuídas aleatoriamente
na matriz na forma de pequenas dendritas e de partículas bem finas mais
arredondadas (veja figura 4.14). A fim de se ter uma avaliação microestrutural
mais minuciosa destas partículas foi feita também uma observação desta
mesma superfície polida utilizando microscopia eletrônica. A micrografia é
mostrada na figura 4.15. A imagem revelou a presença de três fases: uma fase
clara denominada A na figura, a qual é enriquecida com um ou mais elementos
de número atômico alto; uma fase mais fina cinza escuro, denominada B na
figura e a fase matriz C cinza claro.
Após o ataque, a característica mais importante observada na liga 750 é
a presença de ilhas de eutético distribuídas na matriz. O eutético pode ser visto
na micrografia ótica mostrada na figura 4.16 e, mais claramente, nas
micrografias obtidas por MEV apresentadas na figura 4.17 (fase denominada
D) e na figura 4.18.
78
Figura 4.14. Micrografia ótica da superfície polida da liga 750. Note partículas
distribuídas aleatoriamente pela matriz.
Figura 4.15. Micrografia eletrônica da superfície polida da liga 750 mostrando
três fases distintas. (A) NbC, (B) M3C e (C) matriz austenítica
79
4.16. Micrografia ótica da liga 750 após o ataque. Presença de ilhas de um
eutético.
Figura 4.17. Micrografia eletrônica mostrando a presença da Fase D na matriz
da liga 750
80
Figura 4.18. Micrografia eletrônica mostrando a fase D em detalhe. Liga 750
Pelas microestruturas observadas por MEV pode-se assumir que a fase
mais clara “A” são carbonetos NbC devido ao contraste atômico (o Nb é o
elemento com maior coeficiente para elétrons retroespalhados) e devido às
diferenças morfológicas da fase. Embora microanálises EDS não permitam
uma medida quantitativa confiável do carbono, os resultados obtidos
mostraram que estas partículas contem aproximadamente 64% Nb, sugerindo
que as mesmas são realmente carbonetos NbC (veja tabela 4.5 e figura 4.19).
Pode-se verificar também que uma quantidade considerável de vanádio é
dissolvida nestas partículas além da presença de traços de cromo, ferro e
titânio.
As
áreas
cinza
escuro
e
cinza
claro,
denominadas
B
e
C
respectivamente (veja figura 4.15 e 4.18), provavelmente representam a fase
M3C e a matriz austenítica. Esta consideração está de acordo com a posição
da liga nas curvas liquidus mostradas nas figuras 2.26 e 2.27. Resultados de
microanálise mostrados na figura 4.20 e na tabela 4.6 indicam que a fase B
contém aproximadamente 13% Cr e uma alta concentração de ferro (~ 65%); o
que sugere que esta fase é mesmo M3C. Deve-se também notar que a máxima
solubilidade de cromo no M3C é 15%, suportando a consideração acima. Os
resultados também mostraram que o vanádio foi dissolvido nesta fase em
81
quantidade considerável embora menor do que aquela dissolvida nos
carbonetos NbC. Resultados mostrados na figura 4.21 e tabela 4.6 sugere que
a fase C é austenita com um alto teor de cromo (aproximadamente 20%).
Resultados de microanálise obtidos para a fase eutética D (veja figura
4.22 e tabela 4.6), mostraram que esta fase contém uma grande quantidade de
cromo (~50%) e ferro (~36%) sugerindo a presença de carbonetos M7C3.
Novamente, pode-se notar a presença de vanádio nesta fase.
A partir dos resultados de análise semiquantitativa EDS mostrados
pode-se observar que o vanádio preferencialmente se distribuiu para as fases,
principalmente para as fases carboneto NbC e M3C.
Devido à dificuldade de se obter um bom contraste entre todas as fases
após ataque das amostras com os reagentes recomendados (reagente de
Villela e de Marble), realizou-se somente a determinação da fração volumétrica
da fase ou fases visíveis sem ataque a partir de micrografias óticas
semelhantes à figura 4.14.
Avaliações da amostra em diversos aumentos e análises EDS sugeriram
que duas fases estavam presentes com o mesmo contraste distribuídas numa
matriz cinza claro, sendo estas a fase MC (fase A) e fase M3C (fase B). Nesse
sentido, o valor obtido de fração volumétrica seria para as duas fases somadas.
Tabela 4.5-Composição química da fase A, da liga 750
Elemento
%
Nb
63,71
Ti
2,53
V
25,42
Cr
3,76
Fe
3,0
82
Figura 4.19 – Curva EDS obtido para a fase A da liga 750
Tabela 4.6-Composição química obtida da fase B, C e D, da liga 750
Fase
B
C
D
(%)
(%)
(%)
Si
1,66
1,90
1,10
Nb
1,75
0,96
0,87
V
20,68
4,69
9,98
Cr
13,29
21,81
49,68
Mn
1,28
2,27
-
Fe
60,36
67,21
36,27
Ni
0,98
1,16
0,32
Figura 4.20 – Curva EDS da fase B
83
Figura 4.21 – Curva EDS da fase C
4.22 – Curva EDS da fase D
Tabela 4.7-Fração volumétrica das fases presentes na liga 750
Função
Fase
Fase
Estatística
M7C3 + Austenita
MC + M3C
%
µm
15
15
15
15
Média
58717
79,55
14945,07
20,45
Desvio
1231,95
1,67
975,24
1,32
Unidade
µm
Contagem
2
2
%
Padrão
Os resultados mostram que a fração volumétrica média total das fases
carboneto MC e M3C somadas é de aproximadamente 20,5%. Ao se somar os
84
resultados teóricos obtidos para estas duas fases, na figura 4.15 (~22,5%),
pode-se
constatar
que
os
valores
estão
razoavelmente
próximos.
Considerando-se este resultado, a composição química da liga e que para as
ligas anteriores os valores teóricos e práticos apresentaram uma boa
concordância, é razoável assumir que as frações volumétricas reais de cada
fase individual acompanham os valores teóricos obtidos na figura 4.12.
4.4. Liga 700
4.4.1. Solidificação da liga
A seqüência de solidificação da liga 700, calculada assumindo
condições fora do equilíbrio, é mostrada na figura 4.23. A primeira fase a se
tornar termodinamicamente estável é MC; a qual precipita do líquido em
aproximadamente 2270 ºC. A fração em peso de MC cresce gradualmente até
aproximadamente 1866 ºC. A partir desta temperatura é prevista a precipitação
gradual de uma outra fase MC’, de composição diferente daquela calculada
para a fase MC, juntamente com a formação de mais MC durante uma grande
faixa de temperatura (515ºC) até que a liga atinge a temperatura de 1351ºC. A
solidificação prossegue com a precipitação massiva de M7C3 entre 1351ºC e
aproximadamente1191ºC.
A formação de austenita começa em aproximadamente 1191ºC, com
58% de líquido remanescente, e abaixo desta temperatura não é mais prevista
a formação de carbonetos MC e MC’. É prevista a formação de M3C entre
1175ºC e 1070ºC juntamente com mais alguma fração de M7C3 e mais
austenita. Vale a pena mencionar que o diagrama mostrado na figura 2.27 não
prevê a formação de M3C para ligas Fe-Cr-C contendo nióbio e 15% de Cr.
A partir dos resultados obtidos na simulação Scheil/MTDATA, a
solidificação da liga 700 pode ser resumida da seguinte forma:
85
L
2270 ºC
L + MC
L + MC + MC’ + M7C3
1866 ºC
1191 ºC
L + MC + MC’
L + MC + MC’ + M7C3+ γ
1351 ºC
1775 ºC
L + MC + MC’ + M7C3+ γ + M3C
Figura 4.23- Resultado da simulação Scheil mostrando a solidificação da liga
700 sob condições fora do equilíbrio.
A figura 4.24 mostra as frações volumétricas calculadas para as fases
termodinamicamente estáveis após a solidificação da liga 700 e por esta
podemos observar que, ao término da solidificação, a fração em peso calculada
de carbonetos MC é de aproximadamente 14%, de MC’ 2,0%, de M7C3 25,5%,
de austenita 56% e de M3C 2,5%.
86
Figura 4.24- Fração volumétrica das fases de equilíbrio calculada da liga In700
em função da temperatura.
4.4.2. Microestrutura
A- Microestrutura do carboneto complexo FeWTiC
Para se ter uma melhor compreensão da microestrutura presente na liga
700 é importante conhecer, primeiramente, a microestrutura dos pós de
carboneto complexos utilizados como reforço nesta liga; a qual foi estudada por
Choo et al [72].
A figura 4.25 é uma micrografia obtida por MEV mostrando o formato do
pó destes carbonetos complexos. As características físicas deste pó podem ser
encontradas no item 3.2.1. A figura 4.26 mostra o perfil de difração deste pó
FeWTiC e pode ser visto que as fases presentes são TiC, WC, W e Ferro α.
Embora o perfil de difração mostre que uma das fases formadas seja TiC,
resultados de microanálises realizadas por Jiang et al [60], em pós
semelhantes mostraram que o carboneto mais provável seja (TiW)C.
87
Figura 4.25- Micrografia via MEV do pó FeWTiC.
Figura 4.26- Perfil de difração de Raio X do pó FeWTiC.
A figura 4.27 (a) e (b) mostram a microestrutura do pó de carboneto
FeWTiC em dois aumentos diferentes e por estas podemos notar em várias
partes queum núcleo cinza escuro (indicado por setas na figura 4.27a) está
rodeado por áreas cinza claro (figura 4.27b). Resultados de microanálise
nestes pontos mostraram que a área do núcleo é um carboneto rico em titânio
e que a área externa é um carboneto contendo mais tungstênio do que titânio.
88
Segundo Jiang et al [60], provavelmente, durante a síntese do pó, a fase TiC
formou-se primeiro e agiu como um sítio de solidificação do carboneto (TiW)C
mais rico em W nos arredores.
Figura 4.27- Micrografia via MEV mostrando a microestrutura do pó FeWTiC
em diferentes aumentos.
B- Microestrutura da Liga 700
A figura 4.28 mostra o perfil de difração de Raios X da liga 700 (veja
apêndice-tabela B2). Além dos picos de austenita e M7C3, pode-se notar
também picos de alta intensidade de NbC e TiC muito próximos e a ausência
de WC. O W, tal como o V, tende a se distribuir na matriz e nos outros
carbonetos presentes, não formando assim carbonetos primários. Embora os
picos mostrem a presença de NbC e TiC puros, isto é pouco provável, e estes
deverão ser distinguidos através de microanálise por MEV. Pode-se observar
também que a fase M3C, aparentemente, aparece em um pico muito próximo
ao da austenita em 2θ ≅ 89º (veja Apêndice- tabela B2).
As figuras 4.29 e 4.30 mostram micrografias óticas da superfície polida
da liga 700 e por estas pode-se notar a presença de dendritas finas e
pequenos “esferolitos” distribuídos aleatoriamente na matriz bem como a
presença de partículas relativamente grandes.
89
Figura 4.28. Difratograma de raios X da camada superior da liga 700.
Resultados de microanálise destas partículas grosseiras (figuras 4.31a e
b e na tabela 4.8), revelaram que estas são carbonetos TiWC não dissolvidos
na matriz durante a fusão. Estas partículas (Fase A na figura 4.30)
apresentaram as mesmas características apresentadas pelo pó e citadas
anteriormente no item A, ou seja, o Ti aparece em maior quantidade no centro
da partícula enquanto que o W é detectado em maior quantidade na
extremidade. Além disso, pode-se notar que algumas destas partículas
apresentam um formato similar ao do pó de FeWTiC antes da fusão por
soldagem mostrado na figura 4.25.
Ao se comparar a composição calculada teoricamente para fase MC’
(veja Apêndice -tabela B3) e a composição obtida para fase A, pode-se sugerir
que a fase A corresponde a fase MC’ prevista na solidificação. Esta fase,
provavelmente, já estava presente no líquido em temperaturas acima daquela
prevista no modelo para sua precipitação (1866 ºC) e para a precipitação de
MC.
O ataque da liga 700 (veja figura 4.32) revelou a presença de grandes
dendritas de cor clara (fase B) e de uma matriz eutética mais escura (fase M).
Pode-se notar também, as pequenas dendritas (Fase C) e os esferolitos (fase
D), vistos na figura 4.29, distribuídos aleatoriamente.
90
Figura 4.29. Micrografia ótica da superfície polida da liga 700. Presença de
partículas em forma dendritas finas e pequenos esferolitos
Figura 4.30. Micrografia ótica da superfície polida da liga 700. Note a presença
de partículas grandes (fase A)
91
Tabela 4.8- Composição química da fase A da liga 700
Fase A
Centro da partícula
Periferia da partícula
W
33,02
42,39
P
1,05
0,45
S
0,68
0,73
Ti
62,95
43,04
Cr
0,19
3,34
Fe
1,95
9,79
Figura 4.31 a. Curva EDS da região central da partícula A da liga 700.
Figura 4.31 b. Curva EDS da região externa da partícula A da liga 700
92
Apesar destes esferolitos terem se apresentado, na maioria das vezes,
distribuídos na matriz, em alguns pontos, foram detectados a presença de
“clusters” (figura 4.33) desta fase, sugerindo uma falta de homogeneização da
poça de fusão e, conseqüentemente, do metal de solda.
Figura 4.32- micrografia ótica mostrando as principais fases presentes após
ataque da liga 700
Com o intuito de identificar as fases presentes citadas nas figuras 4.30 e
4.32 e investigar mais minuciosamente a presença ou não de outras fases,
foram feitas várias observações utilizando MEV.
A micrografia no modo de elétron retro-espalhado da liga 700 (figura
4.34) revelou que a fase C é enriquecida com elementos de número atômico
alto; o que foi confirmado por EDS (figura 4.35 e tabela 4.9). Pode ser visto que
a fase C é extremamente rica em Ti e Nb e apresenta traços de Cr, Fe e W.
Novamente, embora microanálises EDS não permitam uma medida quantitativa
confiável dos elementos (principalmente carbono), pode-se assumir que a fase
mais clara “C” são carbonetos (TiNb)C devido ao contraste atômico (Nb e Ti
são elementos com alto coeficiente para elétrons retroespalhados) e devido às
diferenças morfológicas da fase [51]. A comparação qualitativa dos resultados
obtidos com a microanálise e a composição química teórica obtida na
93
seqüência de solidificação (veja tabela B2- Apêndice) permite afirmar que esta
fase é a fase MC prevista na simulação da solidificação.
Figura 4.33- Micrografia ótica mostrando a segregação de partículas de
carboneto (clusters) em algumas regiões da liga 700.
Resultados de EDS mostrados na figura 4.36 e na tabela 4.9 indicam
que a fase B é austenita primária com um teor de cromo de aproximadamente
20%. Resultado de microdureza desta fase deu um valor de aproximadamente
365 HV; o que confirma que a mesma é austenita primária. A composição
química da fase M (figuras 4.37a e b e tabela 4.9) obtida em 2 pontos da
mesma região mostra que a mesma consiste largamente de Cr e Fe. Estes
resultados e a morfologia indicam que esta se trata da matriz eutética γ/M7C3.
Ao se comparar os resultados da análise química semiquantitativa da região
rica em ferro da matriz e da austenita primária (tabela 4.9) pode-se verificar que
a austenita presente no eutético apresenta um teor de cromo mais elevado do
que aquele da austenita primária.
A figura 4.38a mostra os esferolitos (fase D) presentes na liga. Pode-se
notar que o interior e o exterior da partícula são diferentes e mostram um perfil
semelhante ao do pó FeWTiC da figura 4.27. O mapeamento EDS destes
esferolitos é mostrado nas figuras 4.38b até 4.38g.
94
Figura 4.34. Micrografia via MEV da liga 700 mostrando um melhor contraste
entre as fases e a presença das fases D, E e F
Tabela 4.9- Composição química das fases presentes na liga 700.
Fases
B
C
E
F
M (γ)
M (M7C3)
W
2,70
12,38
5,12
25,32
3,60
4,53
Nb
0,80
21,79
1,45
1,12
0,71
1,17
Ti
-
58,86
0,46
0,44
-
0,15
Cr
20,38
2,58
50,28
18,76
28,31
49,05
Fe
75,8
2,94
41,00
52,82
67,72
42,43
Ni
0,32
-
-
-
-
-
Assim como no pó de carboneto FeWTiC, titânio é detectado mais
intensamente no interior da partícula. No entanto, diferentemente do esperado
devido à constituição do pó, pode-se notar que em vez de W, o Nb é detectado
mais largamente nos arredores da partícula. O W aparece distribuído mais
homogeneamente no próprio esferolito e mais largamente nas dendritas de
carboneto TiNbC (fase C) ficando a matriz eutética (M) com uma pequena
parte. Provavelmente, durante a fusão, ocorreu uma substituição do W pelo Nb
95
na constituição do esferolito uma vez que o Nb é um formador de carboneto
mais forte do que o W e apresenta uma menor solubilidade no líquido.
Além disso, o núcleo estável de TiC da partícula, provavelmente, atuou
como um sítio de solidificação de NbC absorvendo parte do Nb presente no
líquido e o W, por sua vez, por apresentar maior solubilidade no líquido,
difundiu-se para este e a medida que a solidificação prosseguia se redistribuía
para as fases sólidas termodinamicamente estáveis já presentes no líquido,
dentre estas, os carbonetos NbC.
Figura 4.35- Gráfico EDS da fase C da liga 700
Figura 4.36- Gráfico EDS da fase B da liga 700.
96
Figura 4.37 a – Gráfico EDS da fase M (ponto rico em Fe) da liga 700.
Figura 4.37b- Gráfico EDS da fase matriz (ponto rico em cromo) da liga 700.
Figura 4.38 a- Micrografia mostrando um partícula de carboneto (fase D)
97
Figura 4.38b. Mapeamento EDS do Ti
Figura 4.38c. Mapeamento EDS do Nb
98
Figura 4.38d. Mapeamento EDS de W
Figura 4.38e. Mapeamento EDS do Cr
99
Figura 4.38f. Mapeamento EDS do Fe
Figura 4.38 g. Mapeamento EDS do C
Na análise microestrutural com MEV foram identificadas também duas
fases muito finas denominadas E e F, conforme mostradas na figura 4.34.
Resultados de microanálise mostrados na figura 4.39 e tabela 4.9 indica que a
100
fase E tem composição semelhante à da fase M exceto que esta apresenta
mais W em solução. A composição química obtida e a morfologia da fase
sugerem que a fase E seja M7C3 primário fino. Chen et al [74], ao comparar
ferros fundidos brancos 15% Cr com e sem Nb verificou que o tamanho dos
carbonetos primários passou de aproximadamente 50 µm em 0% Nb para 20
µm com a adição de 1,4% de Nb e concluiu que o Nb produz o refinamento dos
carbonetos de cromo primários.
A figura 4.40 e tabela 4.9 mostra o resultado de microanálise da fase F.
Por este resultado podemos ver que a fase apresenta uma grande quantidade
de Fe e W e um teor de cromo de aproximadamente 18%. Embora o limite de
solubilidade do Cr em carbonetos M3C seja de 15% segundo o diagrama de
fases Fe-C-Cr e que a mesma não é prevista na projeção liquidus mostrada na
figura 2.27, Berns et al [75], trabalhando com ligas de revestimento duro Fe-CrC com adições de Nb, Ti e B, identificaram a presença da fase M3C com um
teor de cromo variando de 18 a 22%.
Jiang et al [60] verificaram, recentemente, que o carboneto TiC é um
núcleo de solidificação ativo de carbonetos M3C em compósitos TiC/Aços
Hadfield e que tal habilidade favoreceria o refinamento de reforços TiWC em
compósitos de matriz ferrosa. Nesse sentido, é possível sugerir, a partir dos
resultados de Berns et al e das observações de Jiang et al que a fase F muito
fina encontrada na liga 700 seja M3C.
A fração volumétrica das principais fases identificadas na liga 700 é
mostrada na tabela 4.10. É importante ressaltar que o valor de fração
volumétrica, apresentado na tabela para as fases “MC e outras fases finas”, foi
obtido a partir de micrografias semelhantes a da figura 4.29 e 30. Análises EDS
confirmaram que a maioria das partículas vista nesta figura são carbonetos
MC. No entanto, observando-se o valor obtido, a composição da liga e os
cálculos teóricos mostrados na figura 4.24 (a soma das fases MC, MC’e M3C é
aproximadamente 18,5%), aparentemente, além dos carbonetos MC, outras
fases foram incluídas. Durante esta caracterização, foi identificada uma fase
que apresentou um contraste semelhante ao dos carbonetos MC e que pode
ser M3C (fase F). No entanto, devido esta fase ser muito fina e, portanto, de
101
difícil detecção por microscopia ótica mesmo em maiores aumentos, não é
possível garantir que esta fase foi contada no resultado da fração volumétrica.
Figura 4.39- Gráfico EDS da fase E da liga 700.
Figura 4.40- Gráfico EDS da fase F da liga 700.
4.5- Dureza das soldas de revestimento duro
As figuras 4.41a até 4.41d mostram o perfil de dureza Vickers ao longo
da seção transversal das ligas de revestimento. A dureza das ligas HCO, CNO
e 700 permanece razoavelmente constante ao longo da superfície e,
principalmente até 5 mm da superfície. Estas ligas apresentaram uma matriz
eutética austenita/M7C3.
102
Tabela 4.10- Fração volumétrica das principais fases presentes na liga In 700
Função
Fase
Area
Fase
Estatística
γ/M7C3
γ primária
Unidade
µm
%
µm
Contagem
15
15
Média
39566,03
Desvio
432,17
Area
Fase
Area
MC e outras
fases finas
2
%
µm
15
15
15
15
53,60
18215,76
24,68
16030,61
21,72
0,82
2852,98
3,86
941,12
1,28
2
2
%
Padrão
Com relação à liga 750, pode-se notar que até aproximadamente 5 mm
da superfície a dureza permanece constante em valores médios de 710 HV e
caindo em seguida para valores médios de 534 HV onde passa a apresentar
um comportamento razoavelmente constante.
Esta liga apresentou uma matriz majoritariamente austenítica com a
presença de carbonetos M3C finos. Considerando a dureza média das ligas até
5 mm de profundidade, ou seja, nas camadas superiores que estarão
efetivamente submetidas a um desgaste severo, a dureza das ligas decresce
na seguinte ordem : HCO (793 HV), CNO (763 HV), 700 (747) e 750 (708) HV.
Cabe ressaltar que na maioria das aplicações de revestimento, somente
2 ou 3 camadas de metal de solda são necessárias para se obter as
propriedades desejadas. Em tais condições, a última camada de solda ainda
sofre pequenas alterações microestruturais devido ao efeito da diluição do
metal base.
No entanto, na recuperação de grandes componentes de moinhos
verticais, por exemplo, a deposição ocorre em multicamadas e a dureza da liga
nestas condições é relativamente maior devido ao efeito nulo da diluição. Este
é o caso das ligas estudadas neste trabalho, as quais são depósitos
multicamadas.
103
(a)
(b)
(c)
(d)
Figura 4.41. Perfil de dureza das ligas estudadas.
4.6. Efeito da microestrutura sobre a resistência ao desgaste abrasivo
As figuras 4.42 e 4.43 fornecem os resultados de desgaste das ligas em
baixa tensão (BT) e alta tensão (AT) (apêndice-tabela B4) e a figura 4.44
mostra um gráfico correlacionando o teor de cromo de cada liga com a sua
dureza e resistência ao desgaste. O teor de cromo, em vez da fração
volumétrica, será a variável utilizada para avaliar a influência dos carbonetos
M7C3 nas ligas haja vista que não foi possível determinar a fração volumétrica
real destes carbonetos nas ligas 700 e 750. Apesar da maior dureza, a liga
hipereutética HCO com aproximadamente 25% de Cr (47% M7C3) apresentou a
menor resistência ao desgaste. Isto pode ser atribuído ao lascamento de largos
carbonetos M7C3 primários duros e frágeis da matriz mais mole, deixando-a
vulnerável ao desgaste abrasivo mais severo (mecanismo de micro-usinagem)
[75].
Outros
autores
[45,77]
identificaram
outros
mecanismos
104
de desgaste que podem atuar na degradação microestrutural destas ligas tais
como formação de pites e a ação de sulcamento pelos próprios fragmentos dos
carbonetos.
Dados compilados de [7] e [73]. Densidade média das ligas em estudo: 0,007595 g/mm3.
Figura 4.42. Resultados de teste de abrasão em roda de borracha ASTM G65.
Figura 4.43. Resultados do teste de desgaste pino sobre lixa.
105
A liga hipereutética CNO com aproximadamente 22%Cr (38% M7C3),
apresentou a melhor resistência ao desgaste a baixa tensão entre as ligas
estudadas. Isto se deve a presença de carbonetos NbC finos duros
(aproximadamente 7%) distribuídos uniformemente na matriz e a uma menor
fração de carbonetos M7C3 primários do que a liga HCO. Segundo Berns et al.
[75], a presença destes carbonetos MC mais finos é mais efetivo na melhoria
da resistência ao desgaste do que o aumento na fração de carbonetos M7C3
primários ou a largura das partículas de carbonetos eutéticos M7C3. No entanto,
se as partículas de carbonetos MC não estiverem distribuídas uniformemente e
finamente espaçadas, partículas abrasivas poderão facilmente penetrar na
matriz devido ao tamanho relativamente pequeno das partículas MC se
comparadas com as partículas M7C3.
Figura 4.44. Gráfico de correlação entre resistência ao desgaste abrasivo com
o teor de cromo e a dureza das ligas.
Resultados de desgaste à baixa tensão, apresentados por Fulcher et al.
[45] e Zum Gahr et al. [48], ao estudar o efeito da fração volumétrica de
carbonetos sobre o desgaste de ferros fundidos brancos, mostraram que a
partir de um dado valor crescente de fração volumétrica de carbonetos M7C3
(~30%), a resistência ao desgaste começa a inverter a tendência e apresentar
106
uma diminuição. Esta queda na resistência ao desgaste, mesmo em baixa
tensão, foi atribuída a pites e fragmentações dos carbonetos não devidamente
suportados pela matriz.
De Mello [46] identificou um comportamento similar em ferros fundidos
brancos com adição de 2 a 3% Mo. Tal afirmação é reforçada ao comparar o
resultado do desgaste a baixa tensão da liga HCO com os das outras ligas em
função da % de cromo na figura 4.44. Nota-se que para as ligas 700, 750 e
CNO há uma tendência de melhoria da resistência ao desgaste à medida que o
teor de cromo aumenta e, bruscamente, há uma inversão desta tendência para
a liga HCO de maior teor de cromo. Isto sugere que a fração de M7C3 na liga
HCO ultrapassou o valor ótimo para a melhoria da resistência ao desgaste que
pode ser, a partir dos resultados, um valor próximo da fração volumétrica da
liga CNO (~ 40%). Cabe ressaltar que este valor está bem próximo do valor
ótimo obtido por Noble [9] para ligas semelhantes em diversos aportes
térmicos.
A
liga
750
se
diferencia
microestruturalmente
da
liga
CNO
principalmente pela ausência completa de carbonetos de cromo primário e por
apresentar uma matriz composta de austenita e carbonetos mais finos M3C em
vez de um eutético γ + M7C3. O eutético γ + M7C3 aparece nesta liga somente
na forma de pequenas “ilhas” distribuídas na matriz. As figuras 4.45 e 4.46,
mostram gráficos correlacionando a fração de carbonetos finos (carbonetos
NbC e M3C) e de austenita com a dureza e resistência ao desgaste das ligas.
A liga 750 apresentou uma resistência ao desgaste a baixa tensão bem
superior ao da liga HCO, levemente superior ao da liga 700 e levemente inferior
ao da liga CNO. Este bom desempenho pode ser atribuído às partículas finas
de carbonetos NbC distribuídas uniformemente e mantidas firmemente na
matriz devido à sua morfologia favorável e, também, à presença de finos
carbonetos M3C bem como de Nb na matriz, os quais contribuíram para o
aumento da resistência ao desgaste a baixa tensão da matriz austenítica rica
em cromo [74]. Isto está em conformidade com o valor médio de dureza obtido
para a matriz austenítica de 810 HV; bem acima da dureza da austenita
comum.
107
Figura 4.45. Gráfico de correlação entre resistência ao desgaste abrasivo com
a fração volumétrica de carbonetos finos e a dureza das ligas.
Figura 4.46. Gráfico de correlação entre resistência ao desgaste abrasivo com
a fração volumétrica de austenita e a dureza das ligas.
Pode-se notar também pela figura 4.43 que, em altas tensões, o
desempenho contra o desgaste da liga 750 foi inferior ao da liga 700 e
108
CNO e bem próximo do desempenho das ligas convencionais HCO. Isto pode
ser atribuído à maior fragmentação dos carbonetos NbC devido ao maior atrito
com as partículas abrasivas da lixa. A matriz austenítica, mais mole, se
desgasta rapidamente deixando estes carbonetos expostos e tornando-os
susceptíveis à fratura. Com a deterioração dos carbonetos, a matriz austenítica
fica completamente desprotegida e o desgaste se torna mais severo.
A liga 700 caracteriza-se por apresentar uma matriz eutética γ + M7C3
com carbonetos bem finos e dispersos, a presença significativa de dendritas de
austenita e, principalmente, o reforço de partículas de TiWC. Pode-se notar
também a completa ausência de carbonetos de cromo primários grosseiros,
apesar do teor de cromo da liga ser de 15%. Segundo Chen et al. [74], a
ausência de carbonetos de cromo primários largos em ligas com 15% Cr pode
ser devido à influência do Nb no ponto eutético da liga. Foi observado que o Nb
desloca o ponto eutético para a direita e, conseqüentemente, a liga pode conter
mais carbono e cromo sem o aparecimento de fases primárias frágeis [74].
Esta microestrutura da liga 700 proporcionou um desempenho ao
desgaste superior ao da liga comercial HCO e ligeiramente inferior ao da liga
CNO e 750 em baixas tensões. Por outro lado, em altas tensões, esta liga
apresentou um desempenho superior a todas as outras.
Pode-se atribuir a presença dos reforços de carboneto TiWC numa
matriz eutética mais resistente a principal causa para melhoria da resistência
ao desgaste desta liga 700 a alta tensão (veja figura 4.38a). De certa forma, as
partículas reforço, relativamente grandes e bem aprisionadas na matriz,
compensaram o efeito de eventuais fragmentações de partículas mais finas de
carbonetos TiNbC, e protegeu a matriz eutética de um desgaste mais severo.
Resultados de microdureza mostraram que a dureza média da matriz da
liga 700 foi 825 HV; o que confirma a sua maior resistência em relação à liga
750. Pode-se observar também que a presença de pequenas quantidades de
nióbio na matriz ajuda no aumento da sua resistência.
A presença de dendritas de austenita (~25%), de dureza menor (365
HV), influenciou de forma positiva na resistência ao desgaste desta liga
proporcionando mais tenacidade a matriz e suporte aos carbonetos finos. Isto
109
está em concordância com estudos realizados por Watson et al [78] que
verificou um bom desempenho de soldas de revestimento com uma matriz
austenítica, se comparadas com outras matrizes mais frágeis, em ensaios de
desgaste a alta tensão.
Por outro lado, a menor resistência ao desgaste em baixa tensão desta
liga 700 em relação à liga CNO e, principalmente, à liga 750 pode ser atribuída
ao efeito das partículas abrasivas de areia na matriz e aos defeitos de
soldagem (poros e falta de fusão) presentes nos corpos de prova de desgaste
desta liga. Provavelmente, o espaçamento entre as partículas de reforço e
entre os carbonetos finos na matriz se mostrou relativamente grande,
facilitando a penetração das partículas de areia. Estas partículas de areia, de
aproximadamente 200 µm e 950 HV, arrancaram estes reforços deixando a
matriz γ + M3C totalmente desprotegida, aumentando o desgaste da liga.
Pode-se ressaltar que no ensaio de alta tensão, embora a pressão sobre
a superfície de desgaste fosse maior, o tamanho do abrasivo da lixa era bem
menor e, por isso, mesmo com um espaçamento grande entre as partículas, a
penetração na matriz e a remoção de carbonetos deve ter sido menor,
minimizando o desgaste. As saliências provocadas pelas porosidades e pela
falta de fusão em alguns pontos na superfície de desgaste (veja figura 4.47c),
provavelmente, também contribuíram para uma maior taxa de desgaste a baixa
tensão desta liga uma vez que estas saliências facilitam a penetração de
partículas abrasivas pontiagudas na superfície do revestimento.
Apesar do número de dados da figura 4.45 ser pequeno para se
considerar uma tendência, a curva de desgaste a baixa tensão x fração de
carbonetos finos (MC, M3C, etc) sugere, tal como para a fração de M7C3
primários grosseiros, que a partir de um dado valor de fração volumétrica de
carbonetos finos, a resistência ao desgaste pode parar de aumentar ou até
mesmo diminuir. Cabe observar que o tamanho, a morfologia e distribuição
destes carbonetos na matriz são completamente diferentes daquela dos
carbonetos M7C3 primários. Por sua vez, a curva de desgaste a alta tensão
sugere que a resistência ao desgaste aumenta gradativamente com o aumento
dos carbonetos finos.
110
O
mesmo
comportamento
também
pode
ser
notado
quando
comparamos a resistência ao desgaste das ligas com a fração de austenita na
figura 4.46. Até um certo valor (~58,5 % austenita), ocorre uma tendência de
melhora na resistência ao desgaste a baixa e alta tensão. Acima deste valor
ocorre uma diminuição brusca da resistência ao desgaste. A melhora da
resistência ao desgaste das ligas com o aumento da fração de austenita até um
certo limite, pode ser atribuída à capacidade da austenita, mais tenaz, de
absorver mais facilmente a tensão gerada durante o desgaste, reduzindo a
formação de trincas e minimizando o crescimento das trincas já formadas,
conseqüentemente, diminuindo o lascamento superficial. Além disso, a
austenita suporta os carbonetos mais eficazmente minimizando o seu
arracamento. Por outro lado, quando a quantidade de austenita torna-se
elevada na matriz, ocorre uma redução significativa da dureza da matriz,
facilitando a penetração das partículas abrasivas e o mecanismo de microusinagem, acentuando o desgaste, principalmente a alta tensão.
Contudo, pode-se concluir que o desempenho contra o desgaste das
ligas 700 e 750 foram, de um modo geral, satisfatório se comparados com o
desempenho das ligas comerciais HCO (a mais usada) e da liga CNO.
4.7. Efeito da microestrutura sobre a tenacidade
Todas estas ligas de revestimento duro são susceptíveis às trincas de
solidificação (relief check-cracks); as quais aliviam as tensões residuais de
soldagem e evitam o desprendimento em camadas (spalling) do revestimento.
No entanto, em muitas aplicações onde o componente estará sujeito a algum
impacto ou vibração, a presença destas trincas, combinada com a pobre
resistência ao impacto destas ligas, muitas vezes, leva à fragmentação
completa do revestimento deixando o substrato (componente) exposto ao
desgaste severo e reduzindo consideravelmente a sua vida útil.
Por isso, se buscam cada vez mais, ligas que apresentem um
desempenho adequado ao desgaste e que apresentem alguma tenacidade
para absorver impactos leves e/ou vibração. Embora as ligas Fe-Cr-C sejam
raramente modificadas com V e W por razão de custo, a adição destes
111
elementos, de forma controlada, pode proporcionar uma boa combinação entre
tenacidade e resistência ao desgaste juntamente com Ti e/ou Nb; o que
justificaria o uso destes elementos em certas aplicações. Pode ser visto que o
V e W, além de formarem carbonetos, podem se dissolver numa matriz
austenítica mais tenaz aumentando a sua resistência ao desgaste.
As figuras 4.47a até 4.47d mostram a macrografia das seções
transversais das ligas em estudo e as figuras 4.48a até 4.48d dos corpos de
prova de desgaste das ligas estudadas. Pode-se notar nitidamente a presença
das trincas de solidificação em todas as amostras e a presença de defeitos de
soldagem mais acentuados na liga 700.
A liga HCO (figura 4.47a), com alta fração volumétrica de carbonetos
M7C3 primários, apresenta uma maior quantidade de trincas interligadas. Estas
trincas aparecem geralmente na interface matriz/carboneto, provavelmente,
devido às altas concentrações de tensão nestas regiões [51] (veja figura 4.49).
A presença destas trincas combinada com a baixa resistência ao impacto
destas ligas, facilita enormemente a fragmentação do revestimento. A liga CNO
(figura 4.48b), por sua vez, embora, aparentemente, apresente redução no
número de trincas interligadas se comparada com a liga HCO, pode apresentar
problemas de fragmentação devido à presença de carbonetos M7C3 grosseiros
duros e frágeis, em quantidade relativamente alta, numa matriz eutética.
As ligas 700 e 750 (figuras 4.48c e d respectivamente) apresentaram
uma menor quantidade de trincas de solidificação do que as ligas comerciais
bem como uma menor interligação entre estas, sugerindo uma maior
tenacidade. Na liga 750, isto pode ser atribuído à presença de uma matriz
austenítica com carbonetos M3C finos e à ausência de carbonetos de cromo
primários largos frágeis e quebradiços. Isto está em concordância com
Hongsug et al [76] que atribuiu à fratura e remoção de carbonetos M7C3
primários, a redução na tenacidade de ferros fundidos brancos. Em geral, os
carbonetos submetidos à abrasão são vulneráveis ao trincamento e formam
microtrincas, mesmo em baixas concentrações de tensão. Estas microtrincas
se propagam ao longo dos carbonetos vizinhos e reduz a tenacidade à fratura
do material [76].
112
Por
outro
lado,
a
presença
de
carbonetos
eutéticos
finos
homogeneamente distribuídos na matriz melhoraram tanto a resistência ao
desgaste quanto a tenacidade a fratura. Hongsung et al atribuíram isto à maior
dificuldade de trincamento destes carbonetos. Também verificaram que não
houve redução da tenacidade a fratura de um ferro fundido branco com 2 a 3%
Mo devido à formação adicional de M2C finos na matriz [76].
(a) Liga HCO
(b) Liga CNO
(c) Liga 750
(d) Liga 700
Figura 4.47. Macrografia da seção transversal das ligas mostrando as trincas
de alívio de tensão.
113
(a)
Liga HCO
(b)
(c)
liga 700
(d)
Liga CNO
liga 750
Figura 4.48. corpos de prova de desgaste mostrando as trincas de alívio de
tensão.
Com relação à influência da austenita, Lee et al [79], estudando ligas FeCr-C, verificaram que à medida que a fração de austenita aumenta na matriz, a
tenacidade aumenta substancialmente enquanto que a resistência ao desgaste
permanece razoavelmente constante.
114
Figura 4.49. Trinca de solidificação na interface matriz-carboneto da liga HCO
Grande parte do que foi mencionado anteriormente pode explicar a
menor quantidade de trincas de solidificação na liga 700 sugerindo uma maior
tenacidade desta liga em relação às ligas comerciais. No entanto, analisando a
microestrutura da liga 700, a presença de partículas de reforço podem
contribuir para uma diminuição da tenacidade, se a matriz não for
suficientemente tenaz. Neste caso, as partículas de reforço agiriam como sítios
de nucleação de trincas na matriz [72].
Além da necessidade de apresentar uma certa tenacidade para resistir a
algum impacto e/ou vibração durante serviço, as ligas de revestimento duro
devem ser capaz também de resistir às variações de esforços de compressão
durante o processamento de material. Em moinhos verticais, esta variação dos
esforços de compressão está diretamente ligada à variação do tamanho e
densidade do material a ser triturado.
Em indústrias de cimento, por exemplo, se faz necessário a moagem de
pedras calcarias porosas ou densas que podem atingir cerca de 30 a 40 cm de
diâmetro ou superior. Ensaios de compressão realizados nestas rochas
mostraram que as rochas “porosas” podem apresentar uma resistência a
compressão máxima de aproximadamente 0,04KN/mm2 enquanto que as
densas podem apresentar uma resistência à compressão de 0,11 KN/mm2 [80].
115
A tabela 4.11 mostra os resultados de ensaio de compressão cíclica das
ligas estudadas.
Tabela 4.11. Resultados do carregamento cíclico das ligas
* Faixa de carga /
Ciclos cumulativos até a fratura
Tensão de compressão
HCO
CNO
750
700
31 KN / 1,50 KN/mm
2
17620
17620
17620
17620
38 KN / 1,75 KN/mm
2
27621
27621
27621
27621
45 KN / 2,00 KN/mm
2
36691
36691
36691
27921
52 KN / 2,25 KN/mm
2
45701
45701
45701
-
58 KN / 2,50 KN/mm
2
54711
46171
53431
-
64 KN / 2,75 KN/mm
2
57521
-
-
-
* Faixa de carga = Pmax - Pmin
Com relação a estes testes de compressão, é importante destacar que:
a)
os corpos de prova foram retirados de regiões onde não havia
trincas de solidificação e, portanto, a influência das mesmas
não foi considerada;
b)
Embora não apresentasse trincas de solidificação, os corpos
de prova da liga 700 apresentavam defeitos como pequenas
porosidades e falta de fusão uma vez que houve uma maior
dificuldade de soldar esta liga nos parâmetros especificados ; o
que não se verificou de forma significativa nos corpos de prova
das outras ligas. A maior dificuldade em soldar estas ligas pode
ser atribuída à diferença de densidade e condutibilidade
térmica pela presença das partículas de carboneto FeWTiC.
Pela tabela 4.11 pode-se notar que todas as ligas apresentam uma
resistência à compressão cíclica suficiente para suportar as cargas cíclicas
envolvidas na trituração de rochas calcárias, por exemplo, na indústria de
cimento. Note que a liga 700, aparentemente de menor resistência, suportou
116
tensões de compressão cíclicas quase 20 vezes maiores do que as tensões
suportadas pelas rochas densas mais duras.
A menor resistência desta liga, embora contenha uma microestrutura
mais tenaz, pode ser atribuída à presença das partículas grandes de reforço
que atuaram como sítios de nucleação de trincas e, principalmente, ao maior
número de defeitos presentes (porosidades e falta de fusão).
A liga 750, embora de menor dureza, se mostrou mais resistente à
compressão cíclica do que a liga CNO, também com Nb. Já o melhor
desempenho da liga HCO pode ser atribuído, não a sua microestrutura, mas
principalmente à sua maior resistência à compressão e à ausência quase que
completa de defeitos nos corpos de prova desta liga uma vez que esta
apresentou uma melhor homogeneização do metal de solda com os
parâmetros utilizados.
Cabe ressaltar que todas as ligas apresentaram ruptura extremamente
frágil durante os testes a ponto de sofrerem total esmagamento, o que sugere
que as mesmas nuclearam as trincas e fraturaram em tensões próximas dos
seus limites de resistência. Isto pode ser reforçado, se tomarmos a liga HCO
como exemplo. Ensaios de compressão monotônicos realizados por Tailoka et
al [80] nesta liga HCO, mostraram que a carga de ruptura foi de 62 KN
aproximadamente. Este valor é bem próximo do valor da faixa de carga de
ruptura desta liga no teste de compressão cíclica.
O bom desempenho da liga 750 confirma a boa tenacidade de ligas com
a matriz predominantemente austenítica verificada por outros autores e
capacita esta liga em aplicações onde envolva impacto e flutuações de carga
durante serviço.
Embora o seu custo seja bem superior, diante do exposto acima, é
possível que a liga 700 tenha uma melhor combinação entre resistência ao
desgaste, resistência ao impacto e às cargas cíclicas do que as ligas
comerciais desde que haja uma redução nos defeitos de soldagem.
117
4.8. Avaliação dos mecanismos de desgaste
A micrografias obtidas por MEV da superfície desgasta da liga HCO são
mostradas nas figuras 4.50 e 4.51 revelam que os abrasivos cortam os
carbonetos primários. Além disso, não há indícios de qualquer mudança na
largura dos sulcos em toda a sua extensão, indicando que os carbonetos se
desgastam quase no mesmo nível da matriz eutética nas condições adotadas
de teste de desgaste pino sobre lixa abrasiva. Pode-se notar a presença de
pites na matriz (figura 4.50) e de micro-trincas interligadas nos carbonetos
primários (figura 4.51). Estas micro-trincas nos carbonetos levam à sua
deterioração em pequenos fragmentos que, subseqüentemente, agirão como
abrasivos, acelerando o desgaste da liga.
A superfície desgastada da liga CNO (figuras 4.52 e 4.53) mostram que
o abrasivo da lixa corta os carbonetos NbC, aparentemente, em menor
extensão do que na matriz uma vez que o sulco reduz ligeiramente a largura
quando corta estes carbonetos. A fragmentação dos carbonetos NbC ocorre de
forma gradativa até arrancá-los ou levá-los a uma total desintegração. Pode ser
observado também microtrincas em carbonetos M7C3 primários e pites tal como
na liga HCO. Alem disso, as micrografias sugerem que os carbonetos NbC se
sobressaem na superfície ficando mais expostos e protegendo a matriz de um
desgaste mais severo.
A superfície desgastada da liga 750 (figuras 4.54 e 4.55) mostra que os
mecanismos de desgaste predominantes são sulcamento e microusinagem da
matriz, provocados pela alta pressão do abrasivo, além da fragmentação de
carbonetos NbC. Pode-se notar também micro-trincas na matriz dentro e nas
regiões próximas aos sulcos mais profundos; o que sugere que a tenacidade
da matriz não foi suficiente para absorver a deformação plástica durante a
formação do sulco na mesma pelo abrasivo.
Os mecanismos identificados na liga 700 (figuras 4.56 e 4.57) foram
formação de pites grandes e bem pequenos na matriz, provavelmente, devido
ao arrancamento de partículas de carboneto e sulcamento. Pode ser visto que
as partículas de carboneto foram cortadas pelo abrasivo, porém, em menor
118
extensão do que na matriz, haja vista que a largura do sulco diminui quando
passa da matriz para uma região de maior concentração de partículas de
carboneto. Aparentemente, as partículas de carboneto ficam expostas na
superfície devido ao desgaste mais rápido da matriz.
Figura 4.50. Superfície de desgaste da liga HCO
Figura 4.51. Idem a anterior em maior aumento. Note a presença de
microtrincas no carboneto primário M7C3
119
.
Figura 4.52. Superfície de desgaste da liga CNO
Figura 4.53. Mesma superfície em maior aumento. Pode-se notar microtrincas
nos carbonetos M7C3 primários (canto inferior esquerdo) e carbonetos NbC fragmentados, liga CNO
120
Figura 4.54. Superfície de desgaste da liga 750
Figura 4.55. Idem a anterior em aumento maior. Nota-se carbonetos NbC
fragmentados, sulcamento profundo da matriz com pequenas trincas nos
arredores. Liga 750
121
Figura 4.56. superfície de desgaste da liga 700. Presença de pites grandes e
pequenos indicando remoção de partículas e ligeira descamação
Figura 4.57. Idem a anterior em maior aumento. Estreitamento do sulco quando
passa da matriz para uma região de maior concentração de partículas.
122
123
5- CONCLUSÕES
1- O presente estudo mostrou que a liga 750 apresentou uma melhor
combinação entre tenacidade e resistência ao desgaste abrasivo,
principalmente a baixa tensão, em relação às ligas comerciais HCO e
CNO. Isto pode ser atribuído à presença de carbonetos NbC finos
distribuídos uniformemente numa matriz eutética composta de austenita
e M3C bem como a ausência de carbonetos de cromo primários
grosseiros. Devido a isto, esta liga se torna promissora para aplicações
em componentes de moinhos verticais que, em serviço, apresentem
condições de impacto leve e vibrações. Além disso, o custo de
fabricação desta liga é relativamente mais baixo do aquele para a
fabricação da liga CNO e 700.
2- A liga 750, por outro lado, apresentou como desvantagem, uma
resistência ao desgaste a alta tensão relativamente baixa em relação às
ligas CNO e 700, devido ao efeito de lascamento e deterioração dos
carbonetos NbC, deixando a matriz desprotegida de um desgaste mais
severo. É interessante buscar um ajuste fino da composição para se ter
uma melhora da resistência ao desgaste à alta tensão.
3- A utilização de carbonetos complexos FeWTiC como reforço numa
matriz eutética γ + M7C3 na liga 700 resultou numa microestrutura com
boa resistência ao desgaste abrasivo a baixa tensão e alta tensão,
sendo esta última bem superior ao das outras ligas, nas condições de
teste adotadas.
4- Análises microestruturais da liga 700 mostraram que carbonetos
arredondados
(esferolitos),
com
um
núcleo
de
TiC
rodeado
predominantemente por NbWC estavam distribuídos aleatoriamente na
matriz e protegeram a matriz de um desgaste mais severo. Embora
estes carbonetos tenham apresentado uma morfologia semelhante à do
124
pó, houve uma substituição de W por Nb na distribuição dos elementos
no carboneto. Pôde-se observar também a presença de partículas não
dissolvidas
de
carboneto
FeWTiC
que
apresentou
a
mesma
característica do pó adicionado.
5- Embora as partículas de reforço tenham melhorado a resistência ao
desgaste da liga 700, o mesmo não ocorreu qualitativamente com a
tenacidade. Estas partículas, provavelmente, atuaram como sítios de
iniciação e propagação de trincas, e contribuíram negativamente para
uma melhoria da tenacidade da liga. No entanto, as cargas cíclicas
suportadas pela liga 700 são bem maiores do que a resistência à
compressão de rochas densas.
6- É possível sugerir também que há uma fração ótima de carbonetos
complexos para se ter uma boa combinação entre tenacidade e
resistência ao desgaste. Cabe ressaltar que a liga 700, potencialmente,
pode apresentar tenacidade maior do que as ligas HCO devido à maior
presença de austenita (56%) na sua microestrutura tanto na forma de
grandes dendritas quanto na matriz eutética além da presença dos
carbonetos MC finos distribuídos aleatoriamente na matriz.
7- O fraco desempenho da liga 700 sob compressão cíclica pode ser
atribuído, principalmente, a maior presença de defeitos de soldagem tais
como porosidade e falta de fusão nestas ligas.
125
6- SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS
1-
Retirar o Nb da liga 700 uma vez que este elemento tem
um comportamento similar ao Ti. Aumentar a quantidade
de pó de carboneto adicionado de 20% para 50% de tal
forma a se ter uma maior fração deste pó na liga bem como
aumentar o teor de Ti do pó de 29 para 32 %. Também,
reduzir o teor de carbono da liga (4 a 5%). Isto pode
proporcionar também uma redução de custo de ligas
elaboradas com este pó.
2-
Substituir parte da adição de cascas de arame de aço
inoxidável por pó de ferro na liga 700 para melhorar a
homogeneização da poça de fusão e do metal de solda,
bem como diminuir a falta de fusão.
3-
Com relação à liga 750, aumentar ligeiramente o teor de
cromo de 8,5 para 10 a 12% a fim de se ter uma maior
fração de carbonetos de cromo eutéticos finos na matriz
visando uma melhoria da resistência ao desgaste a alta
tensão. Pode-se também diminuir o teor de carbono da liga
para se ter uma matriz martensítica; o que pode contribuir
para um aumento da resistência ao desgaste a alta tensão.
4-
Fazer o depósito da liga 700 com diferentes parâmetros de
soldagem a fim de determinar os valores ótimos de
corrente, tensão e velocidade de soldagem para se ter uma
melhor fusão e homogeneização do metal de solda da liga
700 e reduzir a segregação de partículas.
126
127
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134
135
APENDICE A
Simulação termodinâmica da solidificação utilizando o modelo ScheilGulliver / MTdata
O modelo Scheil é uma ferramenta útil para verificar mudanças nas
composições do sólido e do líquido a medida que o material se solidifica. A
distribuição dos componentes durante a solidificação para o líquido e para o
sólido pode ser facilmente prevista. Os resultados podem ser mostrados tanto
em função de mudanças na concentração de fases quanto em função da
temperatura ou a fração do líquido solidificado.
Para utilização deste módulo no Mtdata o usuário tem de definir o
tamanho do passo de cálculo em termos de quantidade de líquido solidificado.
Portanto, se o parâmetro escolhido for 10%, a macro calcula a temperatura na
qual 10% da solidificação já ocorreu, e as composições do sólido e do líquido
nesta temperatura. Em seguida, elimina-se a composição do sólido e usa a
nova composição do líquido para calcular em qual temperatura os próximos
10% do líquido irá se solidificar. Novamente calcula a nova composição do
líquido nesta temperatura e assim por diante. Os cálculos continuam até a
solidificação estar completa.
O exemplo abaixo ilustra o uso da macro para estudar a solidificação
da liga HCO:
-
Define-se o sistema usando o banco de dados para soluções
e substâncias puras:
Application option? Def sy ‘Fe,Cr, C’ source plus sub_sgte!
Nota: À medida que a solidificação prossegue, o líquido fica mais rico e
deve-se ter mais atenção para assegurar que os banco de dados são
confiáveis para uso.
-
Então,
abre-se
a
macro;
Application
c:/opt/mtdata/bin/tscheil.mac (sem exclamação)
option?
136
-
Agora a macro requer do usuário os dados de entrada:
Enter temperature step size (eg 1)?
:1
Enter number of liquid phase?
:2 ( número da fase líquida gerado automaticamente pelos bancos de dados)
Enter number of terminating phase
:0 ( Implica no término da solidificação
Enter terminating % loss of liquid?
:99,99
Enter maximum number de steps?
:100
Enter <minimum, maximum, tolerance> for temperature/K?
:500 1600 0.1
application option? set w 100! (fração em peso: 100%)
application option? set w( )
amount/Kg of Fe:u
amount/Kg of Cr:24.5
amount/Kg of C:4.85
set what?!
Application option? comp! (cálculo das temperaturas e das fases formadas)
Application option? plot go (geração do gráfico de solidificação)
Application option? utc! (muda a temperatura de Kelvin para Celsious)
Application option? abs temp sys! (plotar temperatura no eixo x)
Application option? ord user solid_mass! (ter a % sólido no eixo y)
Application option? Ord user all(mass)! (ver as mudanças nas concentrações
totais de fases a medida que a solidificação prossegue)
Application option? ret (finalizar a macro).
137
APENDICE B
TABELAS
Tabela B1 – Comparação entre os espaçamentos d{h,k,l} das fases presentes e
possíveis na liga 750 (valores de 2θ e d{h,k,l} aproximados adotados)
Liga 750
2θ
d{h,k,l}
d{h,k,l}
d{h,k,l}
d{h,k,l}
d{h,k,l}
d{h,k,l}
d{h,k,l}
d{h,k,l}
d{h,k,l}
(grau)
(Å)
NbC
γ
α
M7C3
M3C
Fe-Cr
Fe-Cr-Ni
M2C
35,40
2,5375 2,54034
…
…
…
…
…
…
…
37,35
2,4094
…
…
…
…
2,38818
…
…
2,42500
41,00
2,2029
2,2000
…
…
…
…
…
…
…
42,90
2,1090
...
43,50
2,0819
...
2,0800
43,80
2,0684
...
...
44,50
2,0375
2,0800
50,70
1,8019
1,8000
59,40
1,5571
64,90
1,4378
71,30
1,3237 1,32665
74,60
1,2731 1,27017 1,2700
82,20
1,1736
82,45
2,10737
2,1130
2,06777
2,06700
2,0400
2,03500 2,0280
1,4600
1,4380
1,4341
1,1780
1,1743
1,1706
1,1707
1,1780
1,1743
1,1706
98,50
2,0367
2,0400
2,03500 2,0280
116,40
0,9083
2,0268
1,5556
1,32993
0,9095
0,9068
Obs: valores em negrito foram adotados em função das proximidades dos
valores de d {h,k,l} ou pela maior intensidade relativa ou ambos
138
Tabela B2 – Comparação entre os espaçamentos d{h,k,l} das fases presentes e
possíveis na liga 700 (valores de 2θ e d{h,k,l} aproximados)
Liga 700
2θ
d{h,k,l}
d{h,k,l}
d{h,k,l}
d{h,k,l}
d{h,k,l}
d{h,k,l}
d{h,k,l}
d{h,k,l}
d{h,k,l}
(grau)
(Å)
NbC
γ
α
M7C3
M3C
Fe-Cr
TiC
Grafita
26,30
3,3912
35,30
2,5445 2,54034
36,00
2,4966
39,40
2,2942
41,00
2,2029
41,80
2,1626
42,80
2,1144
44,45
2,0375
2,0800
50,45
1,8119
1,8000
52,10
1,7536
59,30
1,5595
60,40
1,5337
64,50
1,4458
71,40
1,3221
72,30
1,3078
74,20
1,2789
75,30
1,2630 1,27017
76,20
1,2503
82,00
1,1759
88,90
1,1017
89,80
1,0929
94,90
1,0464
98,40
1,0192
1,0170
116,10
0,9092
0,9095
3,3950
2,49866
2,3000
2,2000
2,1639
2,1200
2,0268
2,03500
2,0400
1,7400
1,5556
1,53011
1,4372
1,4380
1,3266
1,3048
1,2700
1,2593
1,2493
1,1743
1,1780
1,10757
1,0830
1,10757
1,0370
Obs: valores em negrito foram adotados em função das proximidades dos
valores de d {h,k,l} ou pela maior intensidade relativa ou ambos
139
Tabela B3- Composição química teórica das fases MC e MC’ – Liga 700
próximo das temperaturas de precipitação calculada pelo MTDATA.
Phase
CTiW (Mass)
CTiW (Mole)
CTiNb (Mass)
CTiNb (Mole)
Component
MC’
MC’
MC
MC
Fe
3.3300590E-04
5.9628252E-03
6.6798889E-03
1.1961052E-01
Cr
0.0000000E+00
0.0000000E+00
2.3988420E-03
4.6135125E-02
W
9.3280856E-03
5.0737478E-02
6.4361658E-03
3.5007700E-02
Nb
0.0000000E+00
0.0000000E+00
9.3769127E-02
1.0092860E+00
C
2.5549237E-02
2.1271532E+00
2.5578120E-02
2.1295579E+00
Ti
5.0194389E-02
1.0483372E+00
6.0696014E-02
1.2676694E+00
Mn
0.0000000E+00
0.0000000E+00
8.3137423E-05
1.5132954E-03
Si
0.0000000E+00
0.0000000E+00
3.1158859E-07
1.1094287E-05
Tabela B4 Valores médios de perda de massa, perda de volume e densidade
das ligas
Desgaste Abrasivo Roda de Borracha
Liga
Perda de massa
Densidade
Perda de volume
3
3
Média (g)
g/mm
Média (mm )
HCO
0,13
0,00755
17,2
CNO
0,09
0,00755
11,9
750
0,10
0,00758
13,2
700
0,11
0,00770
14,3
Desgaste Abrasivo Pino sobre Lixa
Liga
Perda de massa média (g)
Densidade
3
3
Perda de volume média (mm )
200
400
600
(g/mm )
200
400
600
HCO
0,0040
0,0070
0,0097
0,00755
0,53
0,93
1,29
CNO
0,0031
0,0056
0,0078
0,00755
0,41
0,74
1,03
750
0,0039
0,0080
0,0097
0,00758
0,52
1,06
1,28
700
0,0020
0,0035
0,0046
0,00770
0,26
0,46
0,60