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

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1 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 Universidade Federal de São Carlos, Departamento de Materiais, Rod. Washington Luis, Km 235, CP 676, São Carlos, 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/m 7 C 3 bem como de grandes agulhas de carbonetos M 7 C 3 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 M 7 C 3 primários em forma de agulhas. PALAVRAS CHAVE: Desenvolvimento de liga, Solda de revestimento duro, Resistência ao desgaste abrasivo Código 550

2 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 M 7 C 3 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.

3 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 Corrente Polaridade do eletrodo Velocidade de alimentação do arame Velocidade de soldagem Ângulo do eletrodo Stick-out Distância entre os cordões (step over) Tipo de cordão 28 a 31 V 450 a 500 A positiva 4,5 m/min 1,5 m/min 10 o da superfície da chapa 30 mm 6 mm 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 Balanço CNO 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 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

4 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: Al 2 O 3 ). 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 M 7 C 3 primários e esta precipitação permanece até ~1235ºC. A formação de austenita junto com a precipitação de algum M 7 C 3 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 M 3 C é prevista formar entre 1135ºC e 935ºC (fração de liquido restante: ~2%) junto com mais austenita e M 7 C 3. De acordo com as projeções liquidus encontradas na literatura [5, 6], a formação de M 3 C nesta faixa de temperatura é resultado da reação peritética descrita como: L + M 7 C 3 M 3 C. 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 +M 7 C ºC L + NbC + M 7 C 3 + γ 1135 ºC L + NbC + M 7 C 3 + γ + M 3 C (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 M 7 C 3 39% e de austenita retida 53%, sendo a fração de M 3 C 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).

5 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, Cr 10,85 60,01 28,31 53,60 Mn - - 2,26 - Fe 6,43 38,34 67,72 44,43 Ti 2, 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 M 7 C 3 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 M 7 C 3 (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

6 mais resistente ao ataque é M 7 C 3 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 M 7 C 3 (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 M 3 C 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 M 3 C. 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 M 7 C 3 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.

7 Tabela 4. Resultados de análise de imagem Liga CNO Função estatística fase fase fase A (NbC) B (M 7 C 3 ) γ (Austenita) Unidade % % % Contagem 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) (*) Valores de desgaste de ligas de referência (b) 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 M 7 C 3 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 M 7 C 3 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 M 7 C 3 [3]. A menor resistência da liga convencional HCO pode ser atribuído também ao lascamento mais intenso dos largos carbonetos M 7 C 3 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

8 intensa quando a fração volumétrica de carbonetos M 7 C 3 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 M 7 C 3 bem como lascas de carbonetos sendo removidos da superfície. Figura 7: Micrografia da superfície desgastada da liga HCO. Microtrincas e lascamento de carbonetos M 7 C 3 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/m 7 C 3. 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 M 7 C 3 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 , H Berns e A. Fischer, Microstructure of Fe-Cr-C Hardfacing Alloys with Additions of Nb, Ti and B. Metallography, 20, pp , 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 , User s Guide MT-DATA 4.70, National Physical Laboratory, Teddington, UK, Metals Handbook, Phases diagrams. vol. 4, ASM, USA, 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 , 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 , 1982.