8º CONGRESSO IBEROAMERICANO DE ENGENHARIA MECANICA Cusco, 23 a 25 de Outubro de 2007

DESENVOLVIMENTO DE UMA LIGA NO SISTEMA Fe-Cr-C-Nb PARA SOLDA DE REVESTIMENTO DURO PELO PROCESSO ARCO ABERTO (OPEN ARC)

Correa, E.O.*, Alcântara, N.G. 1, Tecco, D.G. 2 e Kumar, R.V. 3

* Universidade Federal de Itajubá, Av. BPS 1303, Pinheirinho, Itajubá, Minas Gerais, Brasil 37500.903

1 Universidade Federal de São Carlos, Departamento de Materiais, Rod. Washington Luis, Km 235, CP 676, São Carlos, 13565-905 São Paulo, Brasil.

2 Welding Alloys Ltd Company, The way, Fowlmere, Royston, Herts, UK 3 Department of Materials Science and Metallurgy, University of Cambridge, Pembroke Street, Cambridge, UK

*ecotoni@unifei.edu.br RESUMO Este trabalho tem como objetivo avaliar a resistência ao desgaste abrasivo de uma liga no sistema Fe-Cr-C-Nb para solda de revestimento duro depositada pelo processo Arco Aberto (Open Arc) e fazer uma correlação desta propriedade com a microestrutura presente na liga. Esta liga foi desenvolvida para revestir componentes sujeitos a um desgaste abrasivo severo tais como rolos pulverizadores e mesas de moinhos de trituração. O trabalho inclui a modelagem termodinâmica da solidificação da liga, caracterização microestrutural e testes de abrasão. Resultados da avaliação microestrutural da liga mostraram que a sua microestrutura consiste de carbonetos primários finos NbC distribuídos aleatoriamente numa matriz eutética γ/M7C3 bem como de grandes agulhas de carbonetos M7C3 primários. Testes de abrasão em baixa e em alta tensão mostraram que esta microestrutura proporcionou uma resistência ao desgaste superior àquela da ligas convencionais Fe-C-Cr com maior fração volumétrica de carbonetos M7C3 primários em forma de agulhas. PALAVRAS CHAVE: Desenvolvimento de liga, Solda de revestimento duro, Resistência ao desgaste abrasivo

Código 550

INTRODUÇÃO

As ligas Fe-Cr-C, com uma concentração substancial de cromo (até 40%) e de carbono (até 6%) e uma microestrutura composta de uma grande fração volumétrica de carbonetos duros M7C3 numa matriz de austenita retida, são freqüentemente usadas para solda de revestimento duro de superfícies sujeitas à abrasão, devido ao seu baixo custo e boa resistência ao desgaste [1].

No entanto, a aplicação destas ligas para revestir componentes expostos a um impacto leve e/ou vibração é muito limitada devido principalmente à presença de grandes carbonetos de cromo duros e frágeis em formas de agulha em sua microestrutura. Em geral, a fragilização do revestimento devido à presença massiva destes carbonetos combinado com a presença de trincas de solidificação podem conduzir a uma fragmentação total do revestimento em condições de serviço sob impacto leve ou vibração.

Uma forma viável de melhorar a resistência ao desgaste destas ligas, sem sacrificar totalmente a tenacidade necessária para resistir aos repetidos impactos leves, é adicionar elementos formadores de carbonetos tais como Nb e Ti. [2]. A adição destes elementos permite a obtenção de carbonetos do tipo MC, os quais são bem mais duros, porém, mais finos do que os carbonetos de cromo. Em geral, se há uma distribuição uniforme destes carbonetos e se os mesmos estão proximamente espaçados, as partículas abrasivas não podem penetrar efetivamente na matriz mais tenaz, levando a uma maior resistência ao desgaste e a uma melhoria na tenacidade [2].

O objetivo do presente trabalho, portanto, foi fazer uma correlação entre a microestrutura e a resistência ao desgaste de uma liga de revestimento duro baseada no sistema Fe-Cr-C-Nb desenvolvida para revestir, pela técnica de soldagem “arco aberto”, componentes sujeitos ao desgaste abrasivo severo. Simulação termodinâmica da solidificação bem como microscopia ótica e de varredura foram usadas para este fim. Os resultados obtidos foram, então, comparados com aqueles obtidos para as ligas convencionais Fe-Cr-C

PROCEDIMENTO EXPERIMENTAL

Estudo da solidificação

Devido às altas taxas de resfriamento envolvidas nos processos de soldagem arco aberto (20-30K/s), a microestrutura do metal de solda obtida está fora do equilíbrio termodinâmico. Portanto, o fato da solidificação da liga ocorrer nesta condição, deve ser levado em consideração, a fim de se assegurar que as simulações da solidificação apresente resultados realísticos [3].

Um modelo de solidificação muito útil, que leva em consideração a ocorrência da solidificação fora do equilíbrio termodinâmico, pode ser obtido utilizando o módulo de simulação Scheil do MT-DATA juntamente com os bancos de dados para ligas ferrosas plus e sug-sgte [4]. A caracterização microestrutural, incluindo microanálise química EDS e análise de imagem, foi utilizada para validar o resultados obtidos na simulação da liga. Tais simulações têm dado resultados bem precisos no caso de solidificação de soldas de revestimento de outras ligas no sistema Fe-Cr-C-Nb [3].

Fabricação dos consumíveis

Os consumíveis usados na deposição das soldas de revestimento duro foram arames tubulares com diâmetro de 2,8 mm. Para a fabricação dos arames das ligas experimental e convencional foram usados os pós Fe-Cr, Fe-Nb, Fe-Si, Fe-Mn, etc.

As misturas de pós foram processadas num misturador vibratório em 42 rpm por 1 hora e em seguida, inseridas para dentro de uma fita metálica para a fabricação do arame tubular. O processo de fabricação dos arames é bastante versátil. Primeiramente, a tira metálica é conformada na forma de “U” e que para dentro da qual é inserida a mistura de pó de forma automática. Em seguida, após passar por vários conjuntos de rolos, a mesma é fechada em um formato de “O” para o diâmetro desejado do arame.

Soldagem Arco Aberto

A soldagem arco aberto é aplicável essencialmente com arames tubulares e é o processo de soldagem mais simples e barato utilizado na deposição de cordões de solda de revestimento duro. Este processo dispensa a utilização de gás de proteção ou fluxos externos, apresenta taxas de deposição altas, não produz escória e é facilmente automatizado. A ionização e manutenção do arco voltaico é mantida pela queima de elementos ionizantes presentes na mistura de pó. Desvantagens deste processo em relação aos processo Arame tubular convencional e Arco submerso é a maior presença de defeitos tais como porosidades e falta de fusão e a maior velocidade de resfriamento.

Foram realizadas soldas de revestimento duro sem pré-aquecimento para cada liga sobre o substrato de aço 1020 de acordo com os parâmetros mostrados na tabela 1. Os cordões de solda foram depositados sobre o substrato de tal forma a se produzir um revestimento duro com 4 camadas (aproximadamente 8 mm de altura).

Tabela 1. Parâmetros de soldagem para todas as camadas de solda de revestimento duro

Voltagem 28 a 31 V

Corrente 450 a 500 A

Polaridade do eletrodo positiva

Velocidade de alimentação do arame 4,5 m/min

Velocidade de soldagem 1,5 m/min

Ângulo do eletrodo ≅ 10 o da superfície da chapa

Stick-out 30 mm

Distância entre os cordões (step over) 6 mm

Tipo de cordão Reto (sem oscilação)

A faixa de composição química média, obtida por espectrometria de emissão ótica, das camadas superiores das

soldas de revestimento duro estudadas é mostrada na tabela 2. A liga denominada HCO é uma liga convencional Fe-Cr-C e a liga denominada CNO é a liga experimental Fe-Cr-C-Nb.

Tabela 2. Composição química média (% em peso) do metal de solda nas camadas superiores do revestimento

Arame (liga) C Si Mn Cr Nb Fe HCO 4,9 0,8 1,1 24,5 … BalançoCNO 4,8 0,9 0,7 21,5 6,4 Balanço

Caracterização microestrutural e testes de dureza

Os corpos de prova para avaliação microestrutural foram retirados na seção transversal do metal base, perpendicularmente à direção de soldagem. A avaliação microestrutural dos corpos de prova foram realizadas utilizando microscopia ótica, analisador de imagem e microscopia eletrônica de varredura (MEV). Todos os corpos de prova foram atacados com reagente de Villela. Espectrometria por energia dispersiva disponível no MEV permitiu a obtenção de micro-análise qualitativa de fases individuais presentes.

Testes de dureza e microdureza Vickers usando cargas de 30 Kg e 200g foram realizados para a determinação da dureza do material depositado e de fases presentes.

Testes de desgaste

Testes de resistência à abrasão a baixa tensão foram realizados para cada liga utilizando o ensaio de roda de borracha de acordo com o procedimento A da norma ASTM G65-00e1. Os corpos de prova foram cortados nas dimensões de 25x70x16mm e acabados por retificação. O abrasivo utilizado foi areia de sílica Ottawa AFS 50/70 seca. Os corpos de prova foram desgastados pelo contato com a areia entre a roda de borracha sob a força de 130N. A rotação da roda foi mantida em 200 rpm quando em movimento e sob pressão de ensaio. O número de rotações da roda de borracha para interromper o ensaio foi fixado em 6.000 revoluções.

Testes de desgaste abrasivo a alta tensão (pino sobre lixa) foram realizados a seco para cada liga usando corpos de prova cilíndricos de 6mm de diâmetro x 6 mm de comprimento, retirados perpendicularmente às 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 de solda de revestimento. Durante o teste, os corpos de prova foram carregados verticalmente e por gravidade com uma carga 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. O comprimento da trilha de desgaste utilizado foi de 64mm e a velocidade de

deslocamento de aproximadamente 9mm/s. A cada 200 voltas, a perda de volume era determinada e a lixa abrasiva trocada para evitar efeitos adversos no resultado devido à degradação do abrasivo durante os testes. RESULTADOS E DISCUSSÕES

Estudo da solidificação da liga

A figura 1 mostra a sequência de solidificação da liga experimental CNO calculada pelo programa MTDATA assumindo condições fora do equilíbrio. Por esta figura pode-se notar que a solidificação começa a partir da temperatura de 1971ºC com a precipitação de carbonetos NbC; muito provavelmente nucleados a partir de impurezas presentes no líquido (ex: Al2O3). A medida que a solidificação prossegue, a fração volumétrica de NbC aumenta gradativamente numa faixa de temperatura de quase 630ºC até a liga atingir a temperatura de 1347ºC. A partir desta temperatura inicia-se uma precipitação massiva de M7C3 primários e esta precipitação permanece até ~1235ºC. A formação de austenita junto com a precipitação de algum M7C3 para a formação do eutético começa a partir desta temperatura, com a fração de liquido remanescente em aproximadamente 65%. Abaixo de 1235ºC, a fomação de NbC não é mais esperada. A fase M3C é prevista formar entre 1135ºC e 935ºC (fração de liquido restante: ~2%) junto com mais austenita e M7C3. De acordo com as projeções liquidus encontradas na literatura [5, 6], a formação de M3C nesta faixa de temperatura é resultado da reação peritética descrita como: L + M7C3 → M3C.

Figura 1: Simulação Sheil/MTDATA mostrando a solidificação da liga CNO sob condições fora do equilíbrio.

A partir dos resultados obtidos na simulação Scheil/MTDATA, a solidificação da liga CNO pode ser resumida da

seguinte forma:

L 1971 ºC L + NbC 1347 ºC L + NbC +M7C3 1235 ºC

L + NbC + M7C3 + γ 1135 ºC L + NbC + M7C3 + γ + M3C (Traços)

A figura 2 mostra a proporção das fases formadas durante a solidificação da liga calculadas e por esta podemos observar que, ao término da solidificação, a fração em peso aproximada de carbonetos NbC é de 7%, de M7C3 39% e de austenita retida 53%, sendo a fração de M3C de apenas 1%.

Microestrutura

Uma análise microestrutral da superfície polida da liga CNO revelou a presença de uma fase fina denominada A distribuída aleatoriamente na matriz (figura 3). A presença destas fases finas é relativamente comum em soldas de revestimento pois a taxa de resfriamento é suficientemente alta para favorecer a nucleação das mesmas em detrimento do seu crescimento. Resultados de análise química indicaram que a fase A é uma fase rica em Nb (tab. 3).

Figura 2: Fração em peso das fases calculada para a liga CNO após solidificação

Figura 3: Micrografia ótica da superfície polida da liga CNO. Fase A- partículas finas distribuídas aleatoriamente

Tabela 3 Composição química (%) obtida das fases presentes na liga, ignorando o teor de carbono

Fase A B M (region 1) M (region 2)

Si - - 1,20 0,87 Nb 78,77 0,49 0,51 1,10 V 0,05 - - - Cr 10,85 60,01 28,31 53,60 Mn - - 2,26 - Fe 6,43 38,34 67,72 44,43 Ti 2,67 - - -

Resultados de microdureza das partículas (fase A) apresentaram valores de ~2350 HV. Este resultado juntamente

com o resultado da microanálise permite confirmar que estas partículas são carbonetos primários NbC. Após o ataque químico pode-se notar, a partir da figura 4, a fase NbC (fase A), a presença de uma grande

quantidade de partículas claras em formato de agulhas (fase B). Resultados de microdureza desta fase deram um valor médio de 1403 HV e juntamente com os resultados da análise química (tab. 3) e sua morfologia pode-se confirmar que estas partículas são M7C3 primários ricos em cromo. É importante notar também que as partículas de NbC estão predominantemente rodeadas pela matriz e,em menor grau, ao longo ou dentro da fase M7C3 (fase B).

A matriz eutética (região M) indica a presença de duas fases sendo uma mais resistente ao ataque e uma outra atacada mais intensamente. Resultados de análise química em dois pontos diferentes da região mostraram que as fase

mais resistente ao ataque é M7C3 eutéticos finos ricos em cromo e a fase mais escura, mais rica em ferro é austenita retida.

Figura 4: Micrografia ótica da liga CNO após ataque. Note a presença de partículas NbC (fase A) e agulhas de M7C3

(fase B) na matriz (fase M).

A figura 5 mostra a micrografia da liga CNO observada utilizando microscópio eletrônico de varredura. Esta observação foi feita para identificar com melhor contraste as fases presentes e tentar identificar a fase M3C prevista na simulação termodinâmica. Pode-se notar que as partículas NbC aparecem claras indicando a presença de elementos com numero atômico alto, no caso o nióbio. A matriz apresenta duas fases bem distintas confirmando as observações feitas anteriormente. Como já era esperado, devido ao alto teor de cromo da liga, não foi detectada a presença da fase M3C.

Figura 5: micrografia eletrônica da liga CNO mostrando as fases em melhor contraste.

Resultados da análise de imagem mostrados na tabela 4 mostram que a fração volumétrica média da fase M7C3 foi

de ~40%; da fase NbC de 6,8% e da fase austenita 53%. Estes valores apresentam uma boa concordância com os valores teóricos mostrados na figura 2; o que mostra que modelo Sheil usado para as simulações da solidificação da liga apresenta resultados bastantes realísticos e pode ser uma ferramenta útil durante o desenvolvimento de ligas para solda de revestimento duro.

Tabela 4. Resultados de análise de imagem

Liga CNO

Função estatística fase A (NbC)

fase B (M7C3)

fase γ (Austenita)

Unidade % % %

Contagem 15 15 15

Média 6,77 39,66 53,57

Desvio Padrão 0,89 2,82 2,82

Correlação da microestrutura com a resistência ao desgaste

As figuras 6 (a) e 6 (b) fornecem os resultados de desgaste das liga experimental e convencional em baixa tensão

(BT) e alta tensão (AT). Apesar de sua menor dureza média (763 HV), a liga CNO apresentou uma maior resistência ao desgaste se comparado com a liga convencional HCO, cuja dureza foi de 793 HV.

(a) (b) (*) Valores de desgaste de ligas de referência

Figura 6. Resultados de desgaste: (a) baixa tensão (BT) e (b) alta tensão (AT)

Isto pode ser atribuído à presença dos carbonetos NbC finos e duros dispersos uniformemente na matriz e a uma

menor fração (~38%) de carbonetos M7C3 primários do que a liga HCO (~47%). Segundo Berns et al. [2], a presença de carbonetos MC finos é mais efetivo na melhoria da resistência ao desgaste devido à sua maior dureza e a sua morfologia. Estas características permitem que os mesmos sofram um desgaste gradativo e se mantenham firmemente aprisionados na matriz, protegendo-a de um desgaste mais severo. Portanto, para um melhor desempenho contra o desgaste abrasivo, o aumento da fração volumétrica dos carbonetos MC até um certo limite é preferível do que o aumento da fração volumétrica de carbonetos M7C3 largos. No entanto, se as partículas de carbonetos MC não estiverem uniformemente distribuídas e finamente espaçados, as partículas abrasivas poderão facilmente penetrar na matriz devido ao tamanho relativamente pequenos destas partículas MC se comparadas com as partículas M7C3 [3].

A menor resistência da liga convencional HCO pode ser atribuído também ao “lascamento” mais intenso dos largos carbonetos M7C3 presentes na microestrutura, o que deixou a matriz mais vulnerável a penetração das partículas duras do abrasivo (micro-usinagem) [1]. Segundo Prasad et al. [7], o lascamento ocorre de forma mais

intensa quando a fração volumétrica de carbonetos M7C3 ultrapassa o limite de 40%. Além disso, os próprios fragmentos dos carbonetos podem produzir sulcos na matriz e acelerar o desgaste abrasivo. A figura 7 mostra a seção transversal da superfície de desgaste da liga HCO onde nota-se a presença de microtrincas sub-superficiais, as quais são responsáveis pelo lascamento do carboneto M7C3 bem como lascas de carbonetos sendo removidos da superfície.

Figura 7: Micrografia da superfície desgastada da liga HCO. Microtrincas e lascamento de carbonetos M7C3 CONCLUSÕES 1- O presente estudo mostrou que a liga experimental CNO apresentou uma melhor resistência ao desgaste abrasivo em baixa e alta tensão. Isto pode ser atribuído principalmente à presença de carbonetos NbC finos distribuídos uniformemente e finamente espaçados na matriz eutética γ/M7C3. Estes carbonetos mais duros sofrem desgaste gradativo e, provavelmente, permanecem mais tempo aprisionados na matriz, protegendo-a da ação das partículas abrasivas. 2- A menor fração de carbonetos primários M7C3 da liga CNO também contribui para o seu melhor desempenho contra o desgaste uma vez que estes carbonetos sofrem lascamento e são removidos facilmente da matriz desprotegendo-a; o que facilita a penetração de partículas abrasivas dentro da mesma e, consequentemente, a aceleração da remoção de material por microusinagem (desgaste severo) tal como ocorreu com a liga HCO. 3- As simulações termodinâmicas mostraram ser uma ferramenta útil no desenvolvimento de ligas de revestimento.

REFERÊNCIAS

1. S. Atamert e H.K.D.H Bhadeshia, Microstructure and Stability of Fe-Cr-C Hardfacing Alloys. Materials Science and Engineering A, 130, pp. 101-111, 1988.

2. H Berns e A. Fischer, Microstructure of Fe-Cr-C Hardfacing Alloys with Additions of Nb, Ti and B. Metallography, 20, pp. 401-429, 1987.

3. F. Scandela, e R. Scandela, Development Hardfacing Material in Fe-Cr-C-Nb System for Use under Highly Abrasive Conditions, Materials Science and Technology, Vol. 20, pp. 93-105, 2004.

4. User’s Guide MT-DATA 4.70, National Physical Laboratory, Teddington, UK, 2004. 5. Metals Handbook, Phases diagrams. vol. 4, ASM, USA, 1983. 6. R. Kesri e M. Durand-Charre, Phase Equilibria, Solidification and Solid-state Transformation of White Cast

Irons Containing Niobium, Journal of Materials Science, 22, pp. 2959-2964, 1987. 7. S.V. Prasad e T.H. Kosel, A Study of Carbide Removal Mechanisms during Quartz Abrasion I: In situ Scratch

Tests Studies, Wear, 80, pp. 374-376, 1982.