Desenvolvimento Microestrutural de Ferro Fundido Branco e Vermicular com Tratamento
de Superfície por Laser
(Microstructural Development of White and Vermicular Cast Irons after Laser Surface Treatment)
Milton Sergio Fernandes de Lima1, Hélio Goldenstein2
Instituto de Estudos Avançados/CTA, São José dos Campos, SP, [email protected]
2
Departamento de Engenharia Metalúrgica e de Materiais, São Paulo, SP, [email protected]
1
Resumo
Duas amostras de ferros fundidos, Fe-4,30Si-2,06C e Fe-0,97Si-4,16C (porcentagens em peso) chamadas aqui de Fe4Si2C e Fe1Si4C,
respectivamente, foram tratadas superficialmente por laser. Foram realizados tratamentos de refusão utilizando-se um laser CW de CO2
com potência máxima de 1500W. A superfície dos corpos de prova foi inteiramente tratada com trilhas laser em linhas paralelas, com
sobreposição parcial. A velocidade de deslocamento do feixe laser foi variada no intervalo 0,5 – 200 mm/s, objetivando impor diferentes
taxas de resfriamento e observar o efeito microestrutural por metalografia óptica e eletrônica e difração de raios-X. A microestrutura
inicial da amostra Fe4Si2C, composta por placas de carbonetos numa matriz perlítica, é austenitizada. A amostra Fe1Si4C inicialmente
composta de grafita vermicular e esferoidal, torna-se ledeburítica com o tratamento laser. No presente estudo são apresentados a
evolução das fases nas superfícies refundidas, a dissolução dos núcleos de grafita sob o laser e possíveis implicações do processo.
Palavras-chave: Soldagem a laser; refusão a laser; ferros fundidos; difração de raios-X.
Abstract: Laser remelting was employed to study microstructural transitions in two Fe-C-Si alloys: Fe-4.30Si-2.06C e Fe-0.97Si-4.16C
(weight percent). Laser equipment was a 1.5 kW CO2-laser with beam velocities on the range 0.5 - 200 mm/s. The entire surface of the
coupons was laser treated using consecutive parallel tracks. Optical and electron microscopy and X-ray diffraction methods were used
to investigate the effects of laser beam speed on the surface microstructure. The sample Fe-4.30Si-2.06C, which is initially pearlitic, was
re-austenitized by the treatment. The Fe-0.97Si-4.16C alloy, which was initially composed by spheroidal and vermicular graphite,
developed a ledeburitic structure. The phase evolution, the graphite dissolution and some particularities of the process were discussed.
Key-words: Laser beam welding; laser refusion; cast irons; X-ray diffraction.
1. Introdução
Para um grande número de aplicações práticas é interessante
obter peças apresentando propriedades diferentes na superfície,
exposta a fenômenos de desgaste e de corrosão, necessitando de
dureza e de estabilidade química, e internamente capazes de
suportar as tensões mecânicas as quais o material é submetido.
Um método, freqüentemente utilizado, consiste em partir de um
material homogêneo e modificar a camada superficial por um
tratamento térmico localizado ou por depósito de uma camada de
um novo material, para obter as propriedades desejadas.
A aptidão do laser em efetuar aquecimentos locais com
versatilidade de utilização e a variedade de tratamentos que são
possíveis, tornaram-no uma ferramenta importante para o tratamento
superficial dos materiais. Para o tratamento de peças metálicas, o
domínio de aplicações do laser está principalmente relacionado à
formação de regiões tratadas de 1 a 200 µm sobre peças submetidas
à altas solicitações mecânicas. Ainda que existam inúmeros
processos para esta gama de aplicações (indução, tocha, plasma
spray, TIG, bombardeio eletrônico, etc...), o laser possui vantagens
exclusivas:
• ligação metalúrgica perfeita entre a camada superficial e o
substrato, devido ao crescimento epitaxial;
(Recebido em 19/12/2004; Texto Final em 08/03/2005)
Trabalho baseado em versão apresentada no XXX CONSOLDA –
Congresso Nacional de Soldagem de 13 à 16 de setembro de 2004.
Soldagem & Inspeção, Vol. 10, No. 1, Jan/Mar 2005
• zona afetada termicamente muito pequena, permitindo limitar as
distorções na peça;
• velocidades de resfriamento elevadas, permitindo o aparecimento
de microestruturas extremamente finas e o aparecimento de novas
fases;
• excelente qualidade de superfície, com nenhum ou pequeno
serviço de usinagem posterior;
• ausência de contaminação química, nenhum líquido de
resfriamento é necessário para a têmpera da peça.
O processo é melhor realizável a atmosfera normal e facilmente
automatizável, o que permite alta produtividade e versatilidade de
utilização. Toda a gama de tratamentos e de formatos de peças a
tratar podem ser escolhidas pela simples modificação do programa
de pilotagem da estação de trabalho.
Os processos de tratamento superficial por laser, que envolvem
fusão localizada, podem ser divididos em três categorias:
• Refusão a laser (laser remelting): onde a superfície do material é
fundida e, devido a alta difusividade térmica do substrato,
solidificada rapidamente. A geometria do banho líquido, bem como
a homogeneidade do banho, podem ser controladas pelos
parâmetros do processo.
• Adição de elementos de liga por laser (laser alloying): é idêntico
ao processo anterior, com a diferença de alterar a composição
química do líquido pela deposição de um material sobre a superfície
antes da fusão.
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Desenvolvimento Microestrutural de Ferro Fundido Branco e Vermicular com Tratamento de Superfície por Laser
Tabela 1 - Composição química (% peso) das ligas produzidas no trabalho e o carbono equivalente calculado.
• Deposição a laser (laser cladding): é a deposição de um material
com composição e propriedades diferentes do substrato. Este
processo envolve a injeção de um pó sobre um pequeno banho
líquido gerado pelo laser sobre o substrato.
A refusão a laser de ferros fundidos tem recebido
considerável interesse pela importância industrial e, também,
devido as vantagens do processamento a laser [1]. Estas
vantagens incluem a possibilidade de aumentar a resistência
ao desgaste e à corrosão nos ferros fundidos nodulares,
através da formação de uma camada ledeburítica na
superfície [2]. Outras vantagens do processamento a laser
incluem a baixa penetração térmica, o que provoca
diminuição da distorção na peça e as facilidades de
automação, velocidade e eliminação de efluentes.
A importância do material e da técnica de processamento
fez com que vários pesquisadores estudassem a refusão à
laser dos ferros fundidos, com destaque para os trabalhos de
Bergmann (Institut für Wekstoffwissenschaften II) [3-5], Steen
et al. [2] e Tomlinson et al. [6, 7]. Apesar do volume de pesquisa
na área, ainda existem dúvidas quanto a cinética de formação
de fases quando a superfície dos ferros fundidos é tratada por
feixes de alta energia.
O presente trabalho pretende dar uma contribuição ao
estudo das microestruturas observadas quando da refusão
superficial a laser de ferros fundidos. O objetivo deste trabalho
é a caracterização de duas ligas Fe-C-Si refundidas a laser, em
um intervalo de velocidades de refusão entre 0,5 a 200 mm/s.
estabelecendo uma superfície reprodutível em todas as
amostras a serem tratadas. A rugosidade superficial medida
é cerca de 1 µm Rz (DIN 4768).
Os ensaios de refusão superficial foram realizados por
um laser de CO2 com potência nominal máxima de 1500 W
em regime contínuo (CW). Para a translação horizontal da
amostra em relação ao laser, existe uma mesa de processo.
As características do laser e da mesa são apresentadas na
Tabela 2. Todas as funções do laser e da mesa são
comandadas por um computador central IBH.
Tabela 2 - Características do equipamento para refusão
superficial
2. Materiais e Métodos
Duas composições de ferros fundidos foram obtidas para
o presente estudo. As composições químicas dos lingotes
Fe4Si21C e Fe1Si42C são apresentadas na Tabela 1. O carbono
equivalente (CE) é calculado segundo Chiaverini [8].
A microestrutura como solidificada das ligas é a seguinte:
• Fe4Si21C: placas de carbonetos com um comprimento
médio de 20 µm em uma matriz perlíitica.
• Fe1Si42C, caracterizada pela solidificação segundo o
sistema ferrita-grafita. Verifica-se que existe uma quantidade
expressiva de grafita em forma de veios e uma pequena
densidade de esferóides e vermículos. A porcentagem
volumétrica média de grafita total, vermículos, nódulos e
veios, é de cerca de 18 ± 4%.
A fim de eliminar possíveis heterogeneidades e obter
amostras reprodutíveis para os ensaios laser, os lingotes
foram reduzidos a uma seção de 8 mm de espessura por 40
mm de largura e 90 mm de comprimento por eletro-erosão.
Amostras prismáticas de 8 x 8 x 40 mm foram então
produzidas a partir desse bloco. As amostras prismáticas a
serem processadas por laser foram lixadas em papel SiC 1000,
16
O tratamento de superfície foi realizado pelo deslocamento
do feixe laser sobre a amostra formando trilhas. A parcial
sobreposição destas trilhas permitiu o tratamento de toda a
superfície. A trilha laser foi realizada em uma extensão de 8
mm e o deslocamento lateral foi fixo em 0,4 mm.
As análises por microscopia óptica foram realizadas em
microscópios Zeiss. As observações em superfície eram
realizadas por um leve lixamento (SiC 600-1000) e polimento
em diamante (até 0,5 µm). Foram utilizados dois tipos de
ataques químicos das microestruturas: Nital 2% (2 % de
ácido nítrico em metanol) e ataque erosivo colorido (12 %
NaOH, 1,7 % KOH, 1.7 % ácido pícrico, 85 % água destilada).
As análises por microscopia eletrônica de varredura (MEV)
foram realizadas em um microscópio Cambridge S-360 com
fonte de LaB6, com resolução de 4 nm em 30 kV.
As análises por difração de raios-X (DRX) nas amostras
refundidas superficialmente foram realizadas em um difratômetro
Siemens Diffrac 500 (configuração Bragg-Brentano) utilizando
um tudo de Cobre com porta-amostras rotativo.
Soldagem & Inspeção, Vol. 10, No. 1, Jan/Mar 2005
Lima, M. S. F.; Goldenstein, H.
As análises químicas nos traços refundidos foram
medidas por WDS em uma microssonda Cambridge, com
tensão de aceleração de 12 kV e corrente do feixe de 30 nA.
O feixe era pontual de 0,5 µm de diâmetro na superfície.
Como padrão, foi utilizado uma amostra EURO-STANDARD
No. 481-1 Cast Iron. Para obter-se um valor reprodutível de
composições, o feixe foi desfocalizado para 2 µm e uma
estatística de vinte pontos sobre o padrão era feita a cada
sessão de trabalho. Assim, com a análise química automática
no sentido transversal do traço obtém-se um perfil de
composições de carbono e silício para a experiência realizada.
sobreposição para a liga Fe4Si21C. A faixa escura é composta
por carbonetos do tipo Fe3C.
Na figura 4 são mostrados os resultados quanto a
composição química das superfícies após a passagem do
feixe laser em diferentes velocidades. A amostra Fe4Si21C
sofre uma modificação expressiva na sua composição
química após a passagem do feixe laser, em relação à
composição analisada antes da refusão.
3. Resultados e Discussão
Tanto as amostras de composição Fe4Si21C quanto
Fe1Si42C foram submetidas as condições experimentais
dadas na Tabela 3. Na tabela, V b é a velocidade de
deslocamento do feixe laser, P e Pef são as potências nominal
e efetiva (medida por potenciômetro) do laser,
respectivamente, e n é o número de passes laser paralelos.
Tabela 3 – Variáveis do processo de tratamento de superfície.
Figura 1 – Micrografia de uma secção longitudinal da solda.
Vb=5 mm/s.
3.1 Liga Fe4Si21C
A perlita rapidamente se austenitiza sob o laser. A
microestrutura nas trilhas laser é formada por dendritas de
austenita com ledeburita interdendrítica. A figura 1 apresenta
uma micrografia típica de um corte transversal, ao centro da
solda, mostrando a região refundida, e o material base
composto por plaquetas de Fe3C e re-austenitizado. A seta
aponta para a direção onde o feixe se propagou. Na superfície,
ficam evidentes as dendritas orientadas cristalograficamente,
Figura 2.
Uma vez que o tratamento envolve a composição de várias
trilhas paralelas de refusão para tratar a superfície inteira,
existe uma superposição parcial. Esta sobreposição parcial
causa o reaquecimento das regiões laterais provocando
algumas importantes reações de estado sólido. Entre as
reações observadas estão: a maleabilização (crescimento
de núcleos de grafita em estruturas ledeburíticas), a
perlitização e a transformação martensítica. Os fenômenos
que ocorrem durante a sobreposição parcial em ferros
fundidos foram discutidos por Wang e Bergmann [3]. Na
figura 3 é apresentada uma região onde houve esta
Soldagem & Inspeção, Vol. 10, No. 1, Jan/Mar 2005
(a)
(b)
Figura 2 – Vista superior da zona refundida, mostrando o
crescimento dendrítico a partir da borda da zona refundida para
a liga Fe4Si21C. (a) Vb = 0,5 mm/s, (b) Vb = 2 mm/s.
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Desenvolvimento Microestrutural de Ferro Fundido Branco e Vermicular com Tratamento de Superfície por Laser
apresentadas micrografias que revelam com mais detalhes a
microestrutura da liga Fe1Si42C após as trilhas laser em baixa
velocidade (0,5 mm/s). As placas acinzentadas são cementita,
enquanto a regiões lamelares são compostas por perlita fina.
A austenita oriunda da solidificação se transforma em perlita
durante o resfriamento e, ainda, alguma grafita é verificada
(Figura 7b).
Figura 3 – Micrografia óptica mostrando região de
sobreposição das trilhas de refusão laser causando uma
região transformada (escura).
O teor de carbono passa de 2,07 para cerca de 1,7 % peso.
Esta amostra apresenta certas impurezas e, provavelmente,
uma quantidade importante de oxigênio em solução. Esse
oxigênio não sofreu refino durante a produção do lingote,
pois esta liga foi produzida ao ar. Assim, a diminuição do teor
de carbono após a refusão está ligada à oxidação deste pelo
gases dissolvidos no volume da amostra. Existe ainda uma
pequena diminuição no teor de carbono para velocidades
mais altas de refusão. Esta diminuição é verificada entre as
velocidades de 0,05 e 0,2 m/s na Figura 4. Nestas velocidades,
a potência é maior e portanto a temperatura do banho líquido
também aumenta em relação as anteriores. Assim, é bastante
provável que exista uma queima de carbono parcial durante o
processo em altas velocidades.
A evolução da distribuição de fases sobre a superfície
tratada a laser é apresentada na Figura 5. Os difratogramas
estão arranjados de tal forma que a velocidade de
processamento aumenta com a altura relativa, portanto o
espectro mais inferior representa a velocidade de 0,5 mm/s
enquanto o superior representa 200 mm/s. Três fases são
aparentes, seja: γ - austenita, α - ferrita e Fe3C - cementita. A
relação entre fases indica que o processamento laser induz a
retenção de austenita (em altas velocidades) ou a
decomposição da austenita solidificada em perlita. A perlita é
uma estrutura eutectóide de ferrita e cementita.
3.2 Liga Fe1Si42C
A principal característica da liga Fe1Si42C é a solidificação
segundo o diagrama Fe-Fe3C, formando um eutéctico chamado
ledeburita. A figura 6 apresenta uma micrografia eletrônica de
varredura da estrutura ledeburítica obtida pelo tratamento
laser a 5 e 200 mm/s. Enquanto se verifica uma estrutura
eutéctica mais regular na velocidade de 5 mm/s, a estrutura
eutéctica mostra uma característica celular a 200 mm/s. Isto se
deve ao fato que, em altas velocidades de crescimento, a
distribuição de soluto a frente da estrutura eutética começa a
ficar mais difícil [9]. A estrutura eutéctica então começa a
experimentar uma certa curvatura que se traduz pela formação
de leques como aqueles da figura 6b. Na figura 7 são
18
Figura 4 – Composição química média das trilhas refundidas na
amostra Fe4Si21C. Círculos cheios representam a composição
média de carbono e quadrados vazios o mesmo para o silício.
A figura 8 apresenta a composição química média de
carbono e silício para a liga Fe1Si42C após a refusão. Assim
como foi visto na liga anterior, é verificado um decréscimo no
teor de carbono em relação ao inicial, de 4,2 para cerca de 3,3
% peso. Neste caso, no entanto, outro fator é importante para
explicar esta diminuição. As partículas de grafita, presentes
na liga, tiveram apenas uma dissolução parcial durante o
processamento [10]. Assim, uma parte do carbono não foi
adicionado ao líquido, diminuindo o teor de carbono analisado.
A Figura 9 apresenta uma micrografia típica do processo onde
uma parte da grafita não foi dissolvida e encontra-se nas bordas
da trilha laser. Similarmente ao que ocorre na composição
anterior, verifica-se uma diminuição do teor de carbono em
altas velocidades, devido a alta potência do laser.
No que concerne o desenvolvimento das fases, a Figura
10 apresenta um difratograma da superfície em diferentes
velocidades de varredura do feixe laser. Nos espectros, cinco
fases estão presentes: α - ferrita, γ - austenita, Gr – grafita,
Fe3C – cementita e ε - fase epsilon. A fase ferrita está presente
em todos os espectros, mas em especial em baixas velocidades
onde praticamente toda a austenita se decompos em perlita.
A cementita também advém desta decomposição e, em maior
quantidade, da própria solidificação da liga, portanto está
presente em todos os espectros. A austenita se encontra retida
em pequena quantidade. A grafita é esperada pela parcial
dissolução dos módulos, conforme mostrou a figura 9.
Finalmente, uma fase epsilon é verificada em altas velocidades
de processamento, 100 - 200 mm/s. Esta fase está associada à
deformação da célula da austenita quando supersaturada, no
caso em C e Si, por um mecanismo parecido com a
transformação martensitica convencional [11].
Soldagem & Inspeção, Vol. 10, No. 1, Jan/Mar 2005
Lima, M. S. F.; Goldenstein, H.
Figura 5 – Difratogramas de raios-X das amostras refundidas a laser segundo a velocidade de varredura do feixe
(à direita em mm/s). Liga: Fe4Si21C.
(a)
(b)
Figura 6 – Estrutura ledeburítica obtida na superfície da liga Fe1Si42C após refusão laser.Velocidades: (a) 5 mm/s e (b) 200 mm/s
(a)
(b)
Figura 7 – Micrografias eletrônicas de varredura da amostra Fe1Si42C mostrando estrutura ledeburítica,
onde (a) austenita é decomposta em perlita. Na micrografia (b) verifica-se grafita residual.
Soldagem & Inspeção, Vol. 10, No. 1, Jan/Mar 2005
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Desenvolvimento Microestrutural de Ferro Fundido Branco e Vermicular com Tratamento de Superfície por Laser
Figura 8 - Composição química média das trilhas refundidas na
amostra Fe1Si42C. Círculos cheios representam a composição
média de carbono e quadrados vazios o mesmo para o silício.
Figura 9 – Trilha laser sobre a superfície da liga mostrando, nas
borda do laser, o acúmulo de partículas de grafite que não foram
dissolvidas no líquido.
Figura 10 - Difratogramas de raios-X das amostras refundidas a laser
segundo a velocidade de varredura do feixe (à direita em mm/s). Liga: Fe1Si42C.
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Soldagem & Inspeção, Vol. 10, No. 1, Jan/Mar 2005
Lima, M. S. F.; Goldenstein, H.
4. Comentários
O processamento laser das superfícies de ambas as ligas
promoveu mudanças substanciais nos materiais. Para a liga
Fe4Si21C, o tratamento é notavelmente austenitizante. Esta
austenita possui um quantidade bastante elevada de
carbono e silício, este último um elemento conhecidamente
ferritizante. Portanto, esta austenita é instavel do ponto de
vista termodinâmico e um tratamento conveniente deve
promover a formação de ferrita e carbonetos complexos. Isto
já é verificado na região de intersecção entre duas trilhas,
Figura 9, mostrando a formação de uma região escura. No
caso da liga Fe1Si42C, a solidificação é ledeburítica o que
representa uma melhoria do ponto de vista das propriedades
mecânicas na superfície. Alguns aspectos mais detalhados
desta transformação, foram evidenciados pela análise
realizada aqui. A perlitização rápida da austenita, a formação
de ilhas de grafita parcialmente insolubilizadas e uma fase
épsilon foram verificadas. Embora não tenha havido uma
caracterização do ponto de vista mecânico/tribológico das
regiões tratadas, é possível conjeturar sobre modificações
sensíveis na performance e no tempo de vida das peças de
ferro fundido. No momento, uma parceria para o
desenvolvimento de aplicações desta tecnologia está em
curso.
5. Conclusões
A microestrutura das ligas depois do tratamento a laser é
predominantemente austenita na liga Fe4Si21C e
predominantemente ledeburita na liga Fe1Si42C. A austenita
obtida em ambas as ligas rapidamente se decompõe em
perlita. Nas amostras analisadas foi verificado que uma parte
dessa grafita não é dissolvida quando o laser efetua uma
trilha na superfície. Este fato causa uma diminuição no teor
de carbono no líquido, em relação à composição de carbono
total do ferro fundido (como analisado no estado bruto de
fundição). Na liga Fe1Si42C, foi verificada a presença da
fase hexagonal épsilon devido à deformação da rede da
austenita supersaturada em carbono e silício.
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16, n. 2, p. 127-130, 2000.
6. Agradecimentos
Este estudo foi realizado no Swiss Federal Institute of
Technology sob orientação do Prof. Wilfried Kurz. O autor
agradece ao Engenheiro Jean-Daniel Wagnière pelo auxílio
nos ensaios de soldagem laser. Este trabalho recebeu
financiamento da FAPESP – Fundação de Amparo à Pesquisa
do Estado de São Paulo.
7. Referências Bibliográficas
[1].ROESSLER, D.M., The Industrial Laser Annual
Handbook, 1a. ed., UK, Pennwell Books, p. 16-30, 1986.
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Soldagem & Inspeção, Vol. 10, No. 1, Jan/Mar 2005
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