REDEMAT UFOP CETEC UEMG. Dissertação de Mestrado. Estudo sobre o desprendimento do revestimento de zinco em materiais galvanizados com liga de Fe-Zn

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1 REDEMAT REDE TEMÁTICA EM ENGENHARIA DE MATERIAIS UFOP CETEC UEMG UFOP - CETEC - UEMG Dissertação de Mestrado Estudo sobre o desprendimento do revestimento de zinco em materiais galvanizados com liga de Fe-Zn MESTRANDO: RONALDO RODRIGUES VIEIRA Orientador: Prof. Antônio Claret Soares Sabioni Dissertação apresentada ao Programa de Pós-Graduação da REDEMAT Ouro Preto, Maio de

2 REDEMAT REDE TEMÁTICA EM ENGENHARIA DE MATERIAIS UFOP CETEC UEMG UFOP - CETEC - UEMG Ronaldo Rodrigues Vieira Estudo sobre o desprendimento do revestimento de zinco em materiais galvanizados com liga de Fe-Zn Dissertação de mestrado apresentada ao Programa de Pós-Graduação em Engenharia de Materiais da REDEMAT, como parte integrante dos requisitos para a obtenção do título de Mestre em Engenharia de Materiais. Área de concentração: Engenharia de Superfícies Orientador: Prof. Antônio Claret Soares Sabioni Ouro Preto, maio

3 V657e Vieira, Ronaldo Rodrigues. Estudo sobre o desprendimento do revestimento de zinco em materiais galvanizados com liga de Fe-Zn [manuscrito] / Ronaldo Rodrigues Vieira x, 108f.: il., grafs., tabs. Orientador: Prof. Dr. Antônio Claret Soares Sabioni. Dissertação (Mestrado) - Universidade Federal de Ouro Preto. Escola de Minas. Rede Temática em Engenharia de Materiais. Área de concentração: Análise e seleção de materiais. 1. Zinco - Revestimentos - Teses. 2. Aço - Teses. 3. Crateras - Teses. I. Universidade Federal de Ouro Preto. II. Título. CDU:

4 SUMÁRIO AGRADECIMENTOS... ii LISTA DE TABELAS E FIGURAS...iii GLOSSÁRIO...vii RESUMO...ix ABSTRACT...x 1. INTRODUÇÃO OBJETIVOS REVISÃO BIBLIOGRÁFICA Processo de galvanização Formação de fases no revestimento GA Ocorrências de powdering no material GA O efeito das crateras no revestimento GA Metodologia de analise do powdering MATERIAIS E MÉTODOS Materiais Metodologia RESULTADOS E DISCUSSÃO Resultados do aço IF comum Resultados do aço UBC-BH Resultados do aço UBC-BH Resultados do aço IF-FOS CONCLUSÕES REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS i

5 AGRADECIMENTOS O autor agradece a todos os que contribuíram na elaboração deste trabalho, e de uma forma especial a: - Professor Dr. Antônio Claret Soares Sabioni pela orientação e sugestões apresentadas para definição das diretrizes deste trabalho. - A toda equipe da Unigal LTDA e em especial aos Senhores: Dr. Yuji Umetsu, Eng. Alberto Ignácio, Eng. Heyne Rodrigues de Lima e ao Eng. Douglas Teixeira do Reis. - A equipe do Centro de Pesquisa e Desenvolvimento da Usiminas, Doutorando Aldo Henrique da Almeida Barbosa, Doutora Cynthia Helena Soares Bouças Teixeira, Doutor Túlio Magno Fuzessy de Melo e Técnico José Januário Zacarias, pelo apoio e disponibilidade para discussão de resultados. - A Mestranda Tatiana Dias Araújo, pelo apoio e incentivo. ii

6 LISTA DE TABELAS E FIGURAS Tabelas...Página Tabela III.1: Características e propriedades das fases do sistema ferro-zinco...4 Tabela IV.1: Lista de materiais com revestimento GA a serem analisados...18 Tabela IV.2: Níveis de energia padrão das fases do sistema Fe-Zn...22 Tabela V.1: Resultados Gerais do aço IF comum...43 Tabela V.2: Resultados Gerais do aço UBC-BH Tabela V.3: Resultados Gerais do aço UBC-BH Tabela V.4: Resultados Gerais do aço IF-FOS Figuras Figura Esquema de um planta de galvanização por imersão a quente...5 Figura Diagrama binário ilustrando as fases presentes entre ferro e zinco...7 Figura Amostras aquecidas de 0 a 40 segundos com o inicio de formação de fases de um revestimento GA MEV, Imagem de elétrons secundários 2000x [13]...7 Figura Enriquecimento do %Fe na revestimento GA em função do acréscimo de temperatura de tratamento térmico...9 Figura Intensificação da ocorrência de Powdering no revestimento GA em função do acréscimo de temperatura de tratamento térmico...10 Figura Resultado do teste Double Olsen de materiais com diferentes substratos...11 Figura Influência da temperatura de tratamento térmico no surgimento da fase Γ de revestimento GA...12 Figura Enriquecimento do %Fe na revestimento GA em função do tempo...13 Figura Comportamento do revestimento sob tração e compressão...14 Figura Seção transversal de revestimento GA substrato IF-Ti-Nb com cratera...15 Figura Esquema sobre a formação de fases do revestimento GA...16 Figura Esquema sobre a realização do teste de V- Bend...17 Figura 4.1- Maquina de ensaio V Bende Figura 4.2- Exemplo do teste V Bend...21 Figura 5.1- Fotomicrografias do revestimento GA com substrato IF comum em 20s...23 Figura 5.2- Fotomicrografias do revestimento GA com substrato IF comum em 30s...25 Figura 5.3- Fotomicrografias do revestimento GA com substrato IF comum em 40s...26 Figura 5.4- Relação entre o teor de ferro no revestimento e temperatura de tratamento térmico do substrato IF comum...28 Figura 5.5- Relação entre o teor de ferro no revestimento e tempo de tratamento térmico do substrato IF comum...29 Figura 5.6- Relação entre a classificação de Powdering e temperatura de tratamento térmico do substrato IF comum...30 iii

7 Figura 5.7- Relação entre a classificação de Powdering e tempo de tratamento térmico do substrato IF comum...30 Figura 5.8- Relação entre a classificação de Powdering e %Fe no revestimento com tempo de 20s...32 Figura 5.9- Relação entre a classificação de Powdering e %Fe no revestimento com tempo de 30s...32 Figura Relação entre a classificação de Powdering e %Fe no revestimento com tempo de 40s...33 Figura Curvas de Dissolução Eletroquímica para tempo de Tratamento Térmico de 20s...34 Figura Curvas de Dissolução Eletroquímica para tempo de Tratamento Térmico de 30s...37 Figura Curvas de Dissolução Eletroquímica para tempo de Tratamento Térmico de 40s...39 Figura Desenvolvimento da Fase Γ em Função da Concentração de Ferro Ocasionando as Ocorrências e Powdering no Revestimento GA e Tratamento Térmico de 20s...41 Figura Ocorrência de Powdering em função da relação entre as fases δ e Γ do revestimento GA com substrato IF comum...42 Figura Fotomicrografias do revestimento GA com substrato UBC BH180 em 20s Figura Fotomicrografias do revestimento GA com substrato UBC BH180 em 30s...46 Figura Fotomicrografias do revestimento GA com substrato UBC BH180 em 40s...47 Figura Relação entre o teor de ferro no revestimento e temperatura de tratamento térmico do substrato UBC-BH Figura Relação entre o teor de ferro no revestimento e tempo de tratamento térmico do substrato UBC-BH Figura Relação entre a classificação de Powdering e temperatura de tratamento térmico do substrato UBC-BH Figura Relação entre a classificação de Powdering e tempo de tratamento térmico do substrato UBC-BH Figura Relação entre a classificação de Powdering e %Fe no revestimento com tempo de 20s para UBC-BH Figura Relação entre a classificação de Powdering e %Fe no revestimento com tempo de 30s para UBC-BH Figura Relação entre a classificação de Powdering e %Fe no revestimento com tempo de 40s para UBC-BH Figura Curvas de Dissolução Eletroquímica para tempo de Tratamento Térmico de 20s para UBC-BH Figura Curvas de Dissolução Eletroquímica para tempo de Tratamento Térmico de 30s para UBC-BH Figura Curvas de Dissolução Eletroquímica para tempo de Tratamento Térmico de 40s para UBC-BH Figura Desenvolvimento da Fase Γ em Função da Concentração de Ferro Ocasionando as Ocorrências e Powdering no Revestimento GA e Tratamento Térmico de 20s para UBC-BH Figura Ocorrência de Powdering em função da relação entre as Fases δ e Γ do revestimento GA com substrato UBC-BH iv

8 Figura Fotomicrografias do revestimento GA com substrato UBC BH220 em 20s...65 Figura Fotomicrografias do revestimento GA com substrato UBC BH220 em 30s...66 Figura Fotomicrografias do revestimento GA com substrato UBC BH220 em 40s...68 Figura Relação entre o teor de ferro no revestimento e temperatura de tratamento térmico do substrato UBC-BH Figura Relação entre o teor de ferro no revestimento e tempo de tratamento térmico do substrato UBC-BH Figura Relação entre a classificação de Powdering e temperatura de tratamento térmico do substrato UBC-BH Figura Relação entre a classificação de Powdering e tempo de tratamento térmico do substrato UBC-BH Figura Relação entre a classificação de Powdering e %Fe no revestimento com tempo de 20s para UBC-BH Figura Relação entre a classificação de Powdering e %Fe no revestimento com tempo de 30s para UBC-BH Figura Relação entre a classificação de Powdering e %Fe no revestimento com tempo de 40s para UBC-BH Figura Curvas de Dissolução Eletroquímica para tempo de Tratamento Térmico de 20s para UBC-BH Figura Curvas de Dissolução Eletroquímica para tempo de Tratamento Térmico de 30s para UBC-BH Figura Curvas de Dissolução Eletroquímica para tempo de Tratamento Térmico de 40s para UBC-BH Figura Desenvolvimento da Fase Γ em Função da Concentração de Ferro Ocasionando as Ocorrências e Powdering no Revestimento GA e Tratamento Térmico de 20s para UBC-BH Figura Ocorrência de Powdering em função da relação entre as Fases δ e Γ do revestimento GA com substrato UBC-BH Figura Fotomicrografias do revestimento GA com substrato IF FOS220 em 20s...86 Figura Fotomicrografias do revestimento GA com substrato IF FOS220 em 30s...87 Figura Fotomicrografias do revestimento GA com substrato IF FOS220 em 40s...89 Figura Relação entre o teor de ferro no revestimento e temperatura de tratamento térmico do substrato IF FOS Figura Relação entre o teor de ferro no revestimento e tempo de tratamento térmico do substrato IF FOS Figura Relação entre a classificação de Powdering e temperatura de tratamento térmico do substrato IF FOS Figura Relação entre a classificação de Powdering e tempo de tratamento térmico do substrato IF FOS Figura Relação entre a classificação de Powdering e %Fe no revestimento com tempo de 20s para IF FOS Figura Relação entre a classificação de Powdering e %Fe no revestimento com tempo de 30s para IF FOS v

9 Figura Relação entre a classificação de Powdering e %Fe no revestimento com tempo de 40s para IF FOS Figura Curvas de Dissolução Eletroquímica para tempo de Tratamento Térmico de 20s para IF FOS Figura Curvas de Dissolução Eletroquímica para tempo de Tratamento Térmico de 30s para IF FOS Figura Curvas de Dissolução Eletroquímica para tempo de Tratamento Térmico de 40s para IF FOS Figura Desenvolvimento da Fase Γ em Função da Concentração de Ferro Ocasionando as Ocorrências e Powdering no Revestimento GA e Tratamento Térmico de 20s para IF FOS Figura Ocorrência de Powdering em função da relação entre as Fases δ e Γ do revestimento GA com substrato IF FOS vi

10 GLOSSÁRIO BAKE HARDENABILITY Palavra em inglês que da origem a abreviatura da sigla BH. BH Sigla abreviada usada para determinação da qualidade de alguns tipos de aços, normalmente destinados a indústria automobilística, que possuem envelhecimento durante o processo de tratamento térmico da pintura da carroceria do automóvel. COMPLEX PHASE Aços de alta resistência mecânica constituídos por mias de três fases metálica. CUPPING TEST Ensaio para verificar a aderência do revestimento de zinco no substrato, após o ensaio o corpo de prova fica na forma de um copo. DOBRAMENTO T Ensaio para verificar a aderência do revestimento de zinco no substrato, durante o ensaio o corpo-de-prova é dobrando sobre um espaçador que possui sua mesma espessura. DOUBLE OLSEN Ensaio para verificar a aderência do revestimento de zinco no substrato, durante o ensaio o corpo-de-prova sofre deformação em duas direções. DUAL PHASE Aços de alta resistência mecânica constituídos por duas fases metálicas, martensita e ferrita. FLAKING Nome que recebe o defeito proveniente do arrancamento de zinco do revestimento por aderência do mesmo na ferramenta de estampagem. GA Sigla abreviada usada para determinação do tipo de revestimento de zinco que o material galvanizado possui, sendo GA abreviatura de Galvannealed, ou seja, revestimento com liga de Fe-Zn. GALVANNEALED Palavra em inglês que da origem a abreviatura da sigla GA, tem o significado composto de galvanizado recozido. GALVANNEALING Processo de fabricação do material GA, Galvannealed. GI Sigla abreviada usada para determinação do tipo de revestimento de zinco que o material galvanizado possui, sendo GI abreviatura de Galvanized, ou seja, galvanizado com zinco puro. GLEEBLE Equipamento simulador de tratamento térmico. IF Sigla abreviada usada para determinação de tipo de aço livre de interstícios (Interticial Free), sem participação de carbono em solução sólida. UBC-BH180 Sigla abreviada usada para determinação de tipo de aço Ultra Baixo Carbono, com limite de escoamento de 180Mpa, que possuem envelhecimento durante o processo de tratamento térmico da pintura da carroceria do automóvel elevando assim seu limite de escoamento mesmo depois de deformado. vii

11 UBC-BH220 Sigla abreviada usada para determinação de tipo de aço Ultra Baixo Carbono, com limite de escoamento de 220Mpa, que possuem envelhecimento durante o processo de tratamento térmico da pintura da carroceria do automóvel elevando assim seu limite de escoamento mesmo depois de deformado. IF COMUM O mesmo que IF. IF-FOS220 Sigla abreviada usada para determinação de tipo de aço livre de intersticiais (Interticial Free), com limite de escoamento de 220Mpa, que possuem alta resistência mecânica em função da alta participação de fósforo. MEV Microscópio Eletrônico de Varredura. IF Ti Nb Sigla abreviada usada para determinação de tipo de aço livre de intersticiais (Interticial Free) estabilizado ao titânio e nióbio. POWDERING Nome que recebe o defeito proveniente do lascamento e desprendimento do revestimento de zinco gerando pó de zinco durante o processo de estampagem. REFOSFORADO Nome que recebe aços identificados pela sigla XX-FOSXXX, exemplo IF-FOS220. OUT-BURST Nome que recebe a reação difusional que ocorre entre o contorno de grão da superfície do substrato e o revestimento de zinco. OLSEN TEST Ensaio para verificar a aderência do revestimento de zinco no substrato, durante o ensaio o corpo-de-prova sofre deformação em uma direção. STONE CHIPPING Ensaio para verificar a aderência do revestimento de zinco no substrato, durante o ensaio o corpo-de-prova sofre projeção de pequenas pedras. TRIP Aços de alta resistência mecânica, que após a conformação é constituído por três fases metálicas, martensita, bainita e ferrita. V-BEND 60 Ensaio para verificar a aderência do revestimento de zinco no substrato, durante o ensaio o corpo-de-prova sofre dobramento em MPa (340H) Nomenclatura também recebida pelo aço UBC-BH220. viii

12 RESUMO O processo de galvanização por imersão a quente é utilizado para produzir revestimentos sobre substratos de aço, com o objetivo de aumentar a resistência à corrosão. Dentre esses revestimentos destaca-se o galvannealed (GA), por possuir uma estrutura composta por fases Zn-Fe, que lhe conferem excelente desempenho na aplicação em peças de automóveis. Esse desempenho se deve às suas melhores características de soldabilidade, conformabilidade, resistência à corrosão após a pintura e ancoramento da camada de tinta. A qualidade desse revestimento GA está estreitamente relacionada com fatores como o substrato, a composição química do banho de Zn e as condições operacionais de processamento. Dentre estas condições se destaca o tratamento térmico do revestimento no forno de indução, pois o tratamento térmico afeta diretamente a proporção das diferentes fases da liga Zn-Fe do revestimento. Nesse estudo foram determinadas as influências das condições de tratamento térmico do revestimento, basicamente da temperatura e do tempo, sobre a qualidade do revestimento GA. Para isso foram utilizados aços com diferentes composições químicas, processados industrialmente. Nessas amostras, além da caracterização do revestimento através de MEV, difração de raios-x e dissolução eletroquímica, foram realizadas, também, simulações em escala de laboratório do tratamento térmico de formação da liga GA, de maneira a analisar dentro de uma faixa ampla de processo, a sua influência sobre a qualidade da camada galvanizada. Foram realizados tratamentos térmicos na Gleeble, variando-se a temperatura e o tempo. Os resultados das simulações em laboratório permitiram determinar condições adequadas para tratamento térmico dos aços estudados, mostrando que abaixo das condições ideais de tratamento térmico o revestimento não está completamente transformado em GA, e acima destas mesmas condições ocorre um enriquecimento excessivo de Fe no revestimento, com a formação preferencial da fase gama - Γ, que fragiliza a camada galvanizada e provoca a ocorrência de powdering. Entre as condições de tratamento térmico, a temperatura é o parâmetro mais significativo para controlar o %Fe e conseqüentemente a formação da fase Γ. ix

13 ABSTRACT The hot dip galvanizing process is used for the production of coatings over steel substrates with the objective of increasing the corrosion resistance. One important coating among these is the galvannealed (GA), with a structure composed by Zn-Fe phases, which give gives an excellent performance in the application on automotive parts. This performance is due to its good properties of weldability, formability, corrosion resistance after painting and paint layer anchoring. The quality of the galvannealed (GA) coating is closely related to factors such as the substrate, the chemical composition of the zinc bath and the processing operational conditions. Among these conditions, the heat treatment of the coating in the induction furnace deserves especial attention since it affects the proportion of the different phases of the Zn-Fe alloy. This study determines the influence of the coating heat treatment conditions, basically temperature and processing time, over the GA coating quality. In order to do this, steels with different chemical compositions industrially processed were used. In these samples, besides the characterization of the coating via SEM, X-ray diffraction and electrochemical dissolution, laboratory scale simulations of the heat treatment for the formation of the GA alloy were conducted, so as to analyze in a wide processing range its influence on the quality of the galvanized layer. The heat treatments with varying temperatures and times were realized in a Gleeble machine. The results of the laboratory simulations allowed the determination of the adequate conditions for the heat treatment of the steels studied, showing that below the ideal conditions of thermal treatment the coating is not completely transformed in GA, and above these same conditions it happens an excessive enrichment of iron in the coating, with the preferential formation of the phase "Γ - phase" which embrittles the galvanized layer and results in the occurrence of "powdering". Among the conditions of thermal treatment, is the temperature the most significant parameter to control the % Fe and consequently the formation of the phase Γ. x

14 CAPÍTULO 1 INTRODUÇÃO Há pouco mais de duas décadas, os aços que constituíam quase 100% dos materiais utilizados na fabricação de automóveis sofreram uma grande evolução, para enfrentar a concorrência com materiais poliméricos e metais como o alumínio. Algumas montadoras chegaram a fabricar modelos com quase toda carroceria constituída de alumínio. Diante desta ameaça, as maiores empresas fornecedoras de aço para indústria automobilística desenvolveram projetos de melhoria para seus produtos e passaram a fabricar aços de alta resistência mecânica e de boa estampabilidade, como os aços: IF, BH, Refosforados, Dual Phase, Trip e Complex Phase. Para a melhoria da resistência à corrosão, foi então implementado um processo largamente utilizado na construção civil, e pouco difundido, até aquele momento, na indústria automobilística, o de revestimento de zinco em aços. O uso de materiais galvanizados por imersão a quente na indústria automobilística vem se intensificando a cada dia. Isto se deve ao fato deste material possuir maior resistência à corrosão, quando comparado à resistência dos outros tipos de aços. O processo de galvanização por imersão a quente é utilizado para produzir revestimentos sobre substratos de aço, com o objetivo precípuo de aumentar a resistência à corrosão. Dentre estes revestimentos, destaca-se o GA, por possuir uma estrutura composta por fases Fe-Zn, que lhe confere melhor desempenho na aplicação em carrocerias de automóveis quando comparado a outros tipos de revestimentos. Esta superioridade deve-se às suas melhores características de soldabilidade, conformabilidade, resistência à corrosão após a pintura, aceitabilidade à tinta e melhor desempenho quando submetido ao processo de préfosfatização. Com excelente desempenho durante as várias etapas para a construção de um automóvel, o aço com revestimento GA conquistou um amplo mercado. Segundo dados da literatura pesquisada, as ocorrências inconvenientes relacionadas à aplicação do material GA na fabricação de automóveis estão intimamente correlacionados com a formação de fases presentes em sua liga de Fe-Zn, que, por sua vez, é determinada pelo controle do tratamento térmico que o material recebe [1, 2,3]. Este controle determinará a qualidade do revestimento, pois, caso o tratamento térmico seja insuficiente, ocorrerá uma má formação de liga e o teor de ferro poderá ficar abaixo do mínimo para formação das fases. Por outro lado, se o tratamento térmico for excessivo, ocorrerá um grande desenvolvimento de uma das fases do revestimento, deteriorando a aderência do mesmo sobre o substrato. Este problema é conhecido como powdering. 1

15 É bem verdade que há outros fatores que também podem influenciar a formação de fases no revestimento GA, fatores tais como: alumínio livre no banho de zinco do pote de galvanização, substrato (aço), etc.; mas, neste estudo, estes valores foram fixados para que tais parâmetros não interfiram nos resultados. Dessa forma, foram simulados ciclos de tratamento térmico em escala de laboratório com curvas de aquecimento e resfriamento similares aos que ocorrem em escala industrial, para que a formação de fases no revestimento ocorresse da mesma forma em que é concebida no processo normal de produção. A escolha dos materiais a serem ensaiados (IF comum, UBC-BH180, UBC-BH220 e IF-FOS220) foi em função da grande utilização dos mesmos na construção de automóveis, principalmente em painéis expostos como capô, porta, tampa traseira e etc. E também pó possuir diferentes composições químicas, o que possibilitará a observação da influência dos substratos na formação de fases do revestimento. Os resultados encontrados nesta pesquisa apontaram que: tratamentos térmicos excessivos promovem altas concentrações de ferro no revestimento, que, por sua vez, proporcionam um grande desenvolvimento da fase Г (gama); o desenvolvimento excessivo da fase Г ocorre em detrimento da fase δ (delta), e uma das formas verificadas para prever a ocorrência de powdering foi encontrar uma relação entre as intensidades presentes de fase δ e Г; e um outro aspecto importante, foi a determinação de parâmetros adequados para tratamento térmico dos diferentes materiais ensaiados, no intuito de evitar as causas das ocorrências de powdering no material GA. 2

16 CAPÍTULO 2 - OBJETIVOS Este estudo foi desenvolvido, tendo os seguintes objetivos: Identificar as influências das condições de tratamento térmico, tempo e temperatura, sobre a formação de fases do revestimento GA nos substratos de aços IF comum, UBC-BH180, UBC-BH220 e IF-FOS220; Realizar a caracterização química e morfológica do revestimento, principalmente quanto à formação de fases intermetálicas Fe-Zn, determinando o grau de influência da condição de tratamento térmico sobre a qualidade do material GA; Identificar as condições que provocam a ocorrência do desprendimento do revestimento de zinco, powdering. 3

17 CAPÍTULO 3 - REVISÃO BIBLIOGRÁFICA 3.1 Processo de galvanização O processo de galvanização por imersão a quente é utilizado para produzir revestimentos sobre substratos de aço, com o objetivo precípuo de aumentar a resistência à corrosão. Atualmente, dois tipos de revestimentos vêm sendo utilizados para aços destinados à indústria automobilística: O GI e o GA. Dentre estes, o GA destaca-se por possuir melhores propriedades durante a aplicação em peças expostas para automóveis, tais como: resistência à corrosão após pintura, soldabilidade e aderência da tinta [1, 2, 3]. Estas boas características têm garantido uma ampla aplicação destes materiais em painéis internos e expostos na construção de automóveis. O processo de obtenção de materiais com revestimento GA consiste em revestir um substrato de aço com zinco puro e, a seguir, realizar tratamento térmico para que ocorra a formação de liga entre o revestimento e o substrato. A liga é formada por fases que se diferenciam pela concentração de ferro presente em cada uma delas, conforme tabela I. TABELA III - Características e propriedades das fases do sistema ferro-zinco [4]. Fase Sistema Cristalino Teor de Ferro Fórmula Dureza (Nome da Fase) (%massa) Química (HV) η (eta) Hexagonal < 0,03 Zn 37 ζ (zeta) Monoclínico 5 6 FeZn δ 1 (delta) Hexagonal 7 12 FeZn Γ 1 (gama 1) CFC FeZn Γ (gama) CCC Fe 3 Zn Fe-α CCC 95 Fe 150 A figura 3.1 mostra uma ilustração esquemática do fluxo de produção de uma linha de galvanização por imersão a quente composta de limpeza eletrolítica, forno de recozimento contínuo, torre de galvannealing e laminador de encruamento. 4

18 FIGURA Esquema de uma planta de galvanização por imersão a quente [5]. No processo de galvanização por imersão a quente, o substrato, tira de aço, passa por vários processos, na seguinte ordem: Desengraxamento da superfície em uma solução de água com soda cáustica aquecida, retirando todo o óleo residual do processo de redução a frio anterior à galvanização. Em seguida, passa por um enxágüe e por uma secagem que geralmente é feita a vapor. A limpeza da superfície do substrato é essencial para que não ocorram interferências na formação de fases entre o revestimento e o substrato ou até mesmo para não comprometer a aderência do zinco na superfície da tira de aço; Recozimento contínuo do substrato a temperaturas de aquecimento e encharque próximas de 780 C, em atmosfera controlada obtida por uma mistura de gás nitrogênio e hidrogênio com umidade atmosférica controlada. O controle da atmosfera semiredutora do processo de recozimento é também muito importante para a redução de alguns tipos de óxidos superficiais que dificultariam a formação de fases do revestimento GA; Revestimento de zinco por imersão em pote com banho de zinco líquido com a adição de um pequeno percentual de alumínio. Se for revestimento GA, o material ainda receberá tratamento térmico na torre de galvannealing, para formação de fases do revestimento GA. O controle deste tratamento térmico garantirá a qualidade do revestimento quanto à resistência ao desprendimento de zinco, o powdering; 5

19 Encruamento para enquadrar forma e propriedades mecânicas, pós-tratamento de passivação de superfície e/ou oleamento. Estes últimos processos não possuem influência direta sobre a formação de fases do revestimento GA, uma vez que o material já está com as fases do revestimento formadas quando passa pelos mesmos Formação de fases no revestimento GA A torre de Galvannealing é geralmente composta de: um forno de aquecimento, um forno de encharque e seguidas seções de resfriamento com névoa de água e/ou ar. Nas linhas de galvanização mais modernas, o forno de aquecimento é constituído de uma ou mais bobinas de indução. Durante a produção de material GA, a tira de aço revestida passa por dentro das bobinas que constituem o Forno de Indução. Estas bobinas, por sua vez, produzem um campo elétrico, que induz uma corrente elétrica sobre a tira de aço revestido com zinco puro e, por efeito Joule, ocorre o aquecimento instantâneo do material. Este tratamento térmico que o material recebe logo após o revestimento é de fundamental importância para as características e propriedades do revestimento GA, sendo um parâmetro determinante para a qualidade na aplicação do material GA [5]. Durante o tempo em que o material sofre tratamento térmico, ocorre uma interdifusão entre o substrato de aço e o revestimento de zinco, que proporciona o surgimento das fases. Considerando que o substrato sai do banho de zinco com temperatura de aproximadamente 430 C e, em seguida, é aquecido a temperaturas que variam entre 430 e 700 C no Forno de Indução, a primeira fase a ser formada é a fase Zeta (ζ); e em conseqüência da intensificação da presença de ferro no revestimento, surgem, respectivamente, as fases Delta (δ) e Gama (Γ) [6]. O mecanismo de formação de fases pode ser por difusão de ferro da superfície do substrato para o revestimento de zinco, ou pelo fenômeno de out-burst, que é uma explosão reativa na interdifusão entre o zinco e o ferro presente no contorno de grão do substrato. Segundo registros presentes na literatura conhecida, a ocorrência do out-busrt torna o revestimento frágil e susceptível à ocorrência de powdering, com o agravante de que não é possível controlar este fenômeno [5]. A ordem de surgimento das fases na formação do revestimento GA pode ser verificada se for analisado o diagrama binário de Fe-Zn da figura 3.2 ou nas figuras 3.3, nas quais Loureiro et al. (1999) demonstraram, em microfotografia, o desenvolvimento das fases sob uma temperatura constante de 460 C com tempo variando de 0 a 40 segundos. 6

20 C Liquido Liquido + г L + ζ L+δ 1 δ 1 + г г г 1+ г η+ ζ ζ ζ + δ 1 δ 1 + г 1 г 1 % Fe em peso FIGURA 3.2 Diagrama binário ilustrando as fases presentes entre ferro e zinco [6]. 0s a 460 C 5s a 460 C 10s a 460 C FIGURA 3.3 Amostras aquecidas a 460 C durante tempo de 0 a 40 segundos com o término da formação de fases de um revestimento GA. MEV, Imagem de elétrons secundários 2000x [7]. 7

21 20s a 460 C 30 s a 460 C 40 s a 460 C FIGURA 3.3 Continuação. Para a realização deste experimento, os autores utilizaram um material de substrato IF revestido com zinco puro, submeteram as amostras a um ciclo de aquecimento em um dilatômetro FORMASTOR-F com aquecimento por indução, simulando o que aconteceria em forno de indução industrial. Em estudos mais recentes [8, 9], além de caracterizar as fases, muitos pesquisadores têm desdobrado esforços no intuito de quantificar estas fases, buscando encontrar correlações entre os problemas apresentados na aplicação do material e as características e propriedades de cada fase no revestimento GA. Um dos pontos mais discutidos e sobre o qual reside maior convergência de conclusões é a concentração de ferro presente nas fases Ocorrências de powdering no material GA A concentração de ferro no revestimento é determinante quanto ao problema de desplacamento de zinco durante a estampagem, o powdering. Uma alta concentração de ferro no revestimento GA é proveniente do emprego de alta temperatura de tratamento térmico após o revestimento, o que provoca um excesso de formação de fases Γ até mesmo nos materiais com substratos que possuem altas concentrações de fósforo, elemento que retarda a difusão de ferro para o revestimento [10]. Na literatura disponível [11, 12], o powdering é atribuído a altas concentrações de ferro no revestimento e conseqüentemente a um alto desenvolvimento da fase Γ. Isso pode ser perfeitamente entendido, pois esta fase é a que possui maior concentração de ferro entre as fases que compõe o revestimento GA, sendo também umas das fases com maior dureza. Exatamente por ser muito dura, sua absorção de energia durante a 8

22 conformação mecânica no processo de estampagem é baixa e promove, assim, o lascamento do revestimento, gerando o problema de powdering. Os resultados a seguir foram obtidos por Chen et al. (2004) através de teste de dobramento em T de amostras de revestimento GA, com substrato de material Bake Hardenability 340MPa (340H). Porém, este teste não é muito comum para aplicação em material GA como os testes V-Bend 60 e Double Olsen. Todavia, esta análise serve como uma boa referência, uma vez que todas as amostras testadas foram produzidas em escala industrial e com os mesmos parâmetros de processo, com variação somente na temperatura do Forno de Indução e espessura do revestimento. Neste caso específico, os pesquisadores fixaram todos os parâmetros e variaram somente a temperatura de tratamento térmico, ou seja, a temperatura do Forno de Indução, com o intuito de verificar a influência da temperatura de tratamento térmico sobre as ocorrências de powdering e enriquecimento de Fe no revestimento de zinco. Observa-se na figura 3.4, Chen et al. (2004), uma relação quase linear entre o aumento da temperatura e o enriquecimento de ferro no revestimento. Este experimento demonstrou uma específica preocupação do autor com a temperatura de tratamento térmico de formação do revestimento GA, afirmando ainda que para pesos de revestimento menores que 55g/m 2, a temperatura do Forno de Indução é um parâmetro de ajuste muito importante no controle do powdering. Os resultados desse ensaio foram obtidos através de técnicas de fluorescência de raios-x e análise espectrométrica de plasma. Zinco ~ 45 g/m² Zinco ~ 55 g/m² %Fe no revestimento Temperatura de tratamento térmico C FIGURA Enriquecimento do %Fe no revestimento GA em função do acréscimo de temperatura de tratamento térmico. Chen et al. (2004). 9

23 Nesta figura 3.4, fica claro a relação entre o aumento de temperatura e o acréscimo do teor de ferro no revestimento. Pode-se também perceber que a quantidade de ferro dependerá da massa de zinco existente, pois o percentual de ferro está relacionado ao total de revestimento existente. Isso explica por que em duas amostras de mesmo substrato que sofreram o mesmo ciclo de tratamento térmico existem concentrações diferentes de ferro. A figura 3.5 mostra que a ocorrência de powdering está relacionada à temperatura empregada no tratamento térmico do revestimento GA. Nesta figura, pode-se perceber que a diferença na massa do revestimento não apresentou grande influência na ocorrência de powdering, apesar do revestimento mais fino possuir mais ferro. Este fenômeno pode estar relacionado não à quantidade de ferro presente no revestimento e sim à forma sobre a qual este ferro está disposto no material, como propôs o estudo publicado por Cheng et al. (1995). Este estudo de Cheng et al. mostrou um material GA de substrato BH, cuja formação da fase Г 1 ocorreu após a formação da fase Г, o que fragiliza o revestimento, uma vez que a fase Г 1, apesar de possuir menor quantidade de ferro, possui maior dureza. Zinco ~ 45 g/m² Zinco ~ 55 g/m² powdering massa g/m² Temperatura de tratamento térmico C FIGURA Intensificação da ocorrência de powdering no revestimento GA em função do acréscimo de temperatura de tratamento térmico. Chen et al. (2004). Nas linhas de produção de material com revestimento GA são empregados, normalmente, dois tipos de teste de aderência do revestimento. Como já foi mencionado, os testes mais comuns para verificar a existência de powdering são os testes V-Bend e Double Olsen, os quais provocam conformação no material simulando uma estampagem. Durante 10

24 estes testes, caso o teor de ferro no revestimento esteja muito alto, haverá também um excesso de formação de fase Г ou fase Г 1. Quando o revestimento sofrer esforços devido à conformação mecânica, a fase Г presente na interface do substrato com o revestimento trincará e, logo em seguida, soltar-se-á, provocando a ocorrência de powdering. Tal ocorrência pode inviabilizar a utilização do material no processo de estampagem para a construção de automóveis. A figura 3.6 mostra resultados obtidos por Cheng et al. (2000), em que são relacionados o percentual de Fe no revestimento GA e a intensidade de perda de massa do revestimento por ocorrência de Powdering em dois tipos de substratos diferentes: material ultra baixo carbono estabilizado ao Ti e ao Nb Ti. Para este teste, foram utilizadas técnicas de ICP para análise de composição química do revestimento; Double Olsen para verificação das ocorrências de powdering; e uma linha de galvanização piloto, que fornece resultados iguais aos obtidos em escala industrial. A vantagem de se usar um simulador de galvanização (linha de galvanização piloto) é de que o custo de cada experiência fica menor do que o custo de algumas experiências feitas em escala industrial. Perda de massa por powdering %Fe no revestimento GA FIGURA Resultado do teste Double Olsen de materiais com diferentes substratos. Cheng et al. (2000). O uso de baixas temperaturas de tratamento térmico para transformação de fases do revestimento GA também pode ocasionar problemas como o excesso de aderência do revestimento na ferramenta de estampagem, provocando acúmulo de zinco nos contornos da ferramenta e escamação do revestimento, o que é conhecido como Flaking. Uma temperatura 11

25 adequada para a formação de fases no revestimento GA é aquela que propiciará um valor aproximado de 11% de Fe no revestimento, com o qual se obtêm bons resultados quanto aos problemas de Flaking e powdering [11]. Em alguns estudos, o uso de baixas temperaturas de tratamento térmico tem sido apresentado como uma eficiente solução para os problemas de powdering. Nakamori et al. (1988) mostraram que o uso de baixas temperaturas de tratamento térmico promove o surgimento da fase Γ 1 (Fe 5 Zn 21 ), inibindo o desenvolvimento da fase Γ (Fe 3 Zn 10 ). Esta medida poderia, então, resolver os problemas de excesso de crescimento da fase Γ e reduzir o teor de ferro no revestimento GA. Entretanto, já é conhecido o fato de que a fase Γ 1 possui maior dureza que a fase Γ, e um dos motivos para as ocorrências de powdering é o excesso de dureza do revestimento. Neste mesmo estudo, Nakamori et al. (1988) observa que valores de temperaturas acima de 550 C podem começar a deteriorar as propriedades do revestimento GA quanto à resistência ao surgimento de powdering e que, certamente, temperaturas acima de 570 C provocam o aumento da espessura da fase Γ e a redução da fase δ [12]. Segundo Guttmann (1994), a fase δ possui concentração de ferro, em média, 50% menor do que a fase Γ [4]. Por este motivo, a presença dessa fase no revestimento GA é importante, pois sendo esta mais macia, sua capacidade de absorção de esforços e deformações mecânicas é maior. Na figura 3.7, Chen et al. (2004) mostraram que o uso de temperaturas diferentes em um mesmo substrato (Bake Hardenability 340H) promoverá o surgimento de diferentes espessuras de fase: com o aumento da temperatura, a fase Γ, que não é boa para a ocorrência de powdering, aumenta significativamente; e com a redução adequada da temperatura de tratamento térmico, esta fase torna-se menos espessa e de difícil visualização. Temperatura alta Temperatura baixa FIGURA 4.7 Influência da temperatura de tratamento térmico no surgimento da fase Γ de revestimento GA. Chen et al. (2004). 12

26 O tempo em que o material revestido é exposto a certas temperaturas também é um fator determinante para as características do revestimento GA. Se a temperatura for fixada e a variação for no tempo de aquecimento, o revestimento que tiver o maior ciclo de aquecimento, terá maior formação de fase Γ. Uma boa estratégia para ter um bom revestimento é ajustar o melhor tempo com a melhor temperatura. O mais recomendável para o material com substrato 340H, é ajustar um ciclo de tratamento térmico, em que a temperatura inicial seja elevada rapidamente e, logo em seguida, tenha-se baixas temperaturas de encharque [12]. A figura 3.8 mostra um dos resultados do estudo realizado por Nakamori et al. (1988), no qual há uma clara demonstração de como o tempo também é um fator predominante para determinar a concentração de ferro no revestimento GA. FIGURA Enriquecimento do %Fe no revestimento GA em função do tempo [12] O efeito das crateras no revestimento GA Em estudos anteriores, foi constatado que a morfologia do revestimento tem grande influência sobre as ocorrências de powdering, no entanto, a morfologia é também influenciada pela temperatura de tratamento térmico. Quando o revestimento GA possui crateras em sua superfície, as ocorrências de powdering são minimizadas. Este fato pode ser relacionado com o aumento de lubricidade que o material adquiri ou pela alteração do fator de fricção; mas para provar esta relação, deve-se realizar um estudo para evidenciá-la [13]. 13

27 O Dell et al. (2003) concluíram, em seu estudo sobre as ocorrências de crateras e os efeitos dos parâmetros de processo sobre os mesmos, que a presença de crateras reduz as ocorrências de powdering, porque ocorre um alívio na compressão do revestimento quando o mesmo é conformado. Esta ocorrência pode ser explicada pela análise de tensões recebidas por uma amostra com revestimento GA submetida à deformação. Para obtenção de dados nesta pesquisa, também foi utilizada uma linha de galvanização piloto e as amostras trabalhadas foram de aço IF Ti Nb [14]. A figura 3.9 mostra, esquematicamente, como seria o comportamento do revestimento com e sem crateras durante a deformação.. Tração Revestimento Tração Substrato FIGURA a Arrancamento do revestimento Compressão Revestimento Substrato Compressão FIGURA b Revestimento Alívio de tensão Compressão FIGURA c Substrato Compressão FIGURA 3.9 Comportamento do revestimento com crateras sob compressão [14]. 14

28 O revestimento possui bom comportamento quando é submetido às forças de tração, o que não acontece quando a força de deformação é de compressão. O revestimento sem crateras não absorve a compressão, desencadeando o arrancamento de cristais da fase Zeta, iniciando os problemas de powdering. Quando o revestimento possui crateras, ocorre um alívio nas tensões recebidas, o que não permitiria que o revestimento se soltasse [14], como pôde ser visto na figura 3.9. Muitos parâmetros podem influenciar o surgimento de crateras, mas entre estes o mais significativo é a temperatura de tratamento térmico que o material recebe após o revestimento no pote de zinco. Muitos estudos têm sido direcionados para descobrir qual é o efeito destas crateras durante e após a aplicação em peças para automóveis, além do efeito de minimizar as ocorrências de powdering. Alguns destes estudos já concluíram que a presença de crateras aumenta a aderência da tinta sobre o revestimento e isso certamente se deve ao aumento da ancoragem do filme de tinta, o que promoverá maior resistência à corrosão após a pintura. A figura 3.10 apresenta o corte de uma seção transversal em um revestimento com presença de crateras. cratera FIGURA 3.10 Seção transversal de um revestimento GA substrato IF Ti - Nb com cratera. O'Dell, S. P et al. (2003). A influência da temperatura de tratamento térmico sobre as ocorrências de crateras vem sendo demonstrada em muitos estudos [13, 14]. O fato é que muitos pesquisadores encontraram resultados convergentes, mostrando que a redução de temperatura, aumenta a 15

29 densidade de crateras presentes no revestimento GA, conseqüentemente, reduzindo as ocorrências de powdering. Estas ocorrências de crateras podem também estar relacionadas com o mecanismo de difusão para a formação das fases do revestimento GA, pois, segundo dados da literatura disponível, a formação de fases pode ocorrer pelo fenômeno out-burst ou pela difusão de ferro da superfície dos grãos do substrato para o revestimento. A formação de fase no revestimento GA, quando não acontece por out-burst, ocorre na seguinte seqüência: primeiro são formados os cristais da fase Zeta (ζ) a partir dos cristais da fase Eta (η), que é a fase natural do zinco puro com baixa solubilidade de Fe; em seguida, com o aumento da difusão de ferro para o revestimento de zinco, forma-se a fase Delta (δ); e, por último, ocorre a formação da fase gama (Г), sendo esta última a fase localizada na interface do revestimento com o substrato e aquela que possui maior concentração de ferro [13]. A formação de fases pelo fenômeno de out-burst traria prejuízos ao revestimento, pois como esta reação é muito rápida e desordenada, cristais da fase gama poderiam ficar expostos na superfície do revestimento ou até mesmo promover o surgimento de crateras [11]. A figura 3.11 é uma ilustração sobre a formação de fases do revestimento GA pela difusão de ferro através da superfície dos grãos do substrato e através da difusão que ocorre, preferencialmente, no contorno de grãos da superfície do substrato e o revestimento conhecido como out-burst. Forno de Encharque Out-burst Forno de Indução Alumínio Presente no Banho de Zinco FIGURA Esquema sobre a formação de fases do revestimento GA. Lima, H. R. (2004). 16

30 3.5 Metodologia de análise do powdering Para determinar a resistência à ocorrência de powdering que o revestimento GA possui, os pesquisadores têm-se utilizado de diversos tipos de ensaios de conformação, como: Cupping test, Olsen test, Double Olsen, Dobramento T, V-Bend 60, Stone Chipping, etc. Destes testes, o mais utilizado para análise do revestimento GA é o teste V-Bend 60. O teste V-Bend 60 consiste em dobrar, em um ângulo de 60, um corpo de prova de material com revestimento GA e, logo depois, desdobrá-lo. Colar uma fita adesiva específica para este teste sobre a região da dobra, em seguida arrancá-la e verificar quanto de zinco do revestimento ficou aderido à fita. Esta medição é feita observando qual é a largura da região com material desprendido, na fita, em milímetros. Os valores menores que 5 milímetros são considerados bons para aplicação do material em peças expostas de automóveis, como ilustrado na figura Medir a largura do desprendimento de zinco. FIGURA Esquema sobre a realização do teste V-Bend 60. Fujii, S. et al. (2000). 17

31 CAPÍTULO 4 MATERIAIS E MÉTODOS 4.1 Materiais Os materiais selecionados para este estudo são aqueles que atualmente possuem maior consumo pela indústria automobilística para a constituição de carrocerias de automóveis. Tais materiais estão relacionados na tabela 4.1. TABELA IV.1 - Lista de materiais com revestimento GA a serem analisados. Grupo C Mn Si P S Al Ti Nb N IF comum 0,0018 0,10 0,007 0,010 0,003 0,036 0,020 0,0014 0,0020 IF- FOS220 0,0023 0,29 0,007 0,051 0,009 0,037 0,020 0,018 0,0026 UBC- BH180 0,0022 0,21 0,006 0,022 0,010 0,062 0,002 0,009 0,0029 UBC- BH220 0,0022 0,38 0,006 0,042 0,010 0,050 0,002 0,009 0,0029 O material IF (livre de intersticiais) é normalmente utilizado na construção de peças expostas, como: teto, laterais e, algumas vezes, em portas de automóveis. Já os materiais IF- FOS220 (refosforados de alta resistência mecânica), UBC-BH180 e UBC-BH220 (têm sua resistência mecânica aumentada após tratamento térmico de cura da tinta que recebem como pintura) são normalmente utilizados na construção de: capôs, pára-lamas, tampas traseiras, portas e em várias peças de reforço estrutural dos automóveis. Estes materiais utilizados como peças expostas de automóveis são, normalmente, os mais críticos no processo de estampagem, pois se ocorrer algum defeito na peça estampada e isso não for visto para correção ou para descarte da peça inteira, existe o risco de tal inconveniente ser detectado somente após a pintura, pois os defeitos gerados na estamparia são realçados após receber tinta. Lembrando que em uma estamparia de montadora de automóveis todas as peças são feitas em série, pode-se então calcular o prejuízo e o atraso na produção caso ocorra algum tipo de defeito, como por exemplo, a ocorrência de powdering. Quando acontece problema de powdering há um acúmulo de pó de zinco nas ferramentas de 18

32 estampagem, provocando o surgimento de caroços em relevo nas peças estampadas. Por tais motivos, os materiais da tabela 4.1 foram selecionados para este estudo Preparação das Amostras Os materiais selecionados para este estudo foram amostrados em escala industrial. Durante a produção normal de material de revestimento GA, o forno de indução que faz o tratamento térmico para transformação das fases do revestimento foi desligado durante alguns segundos. Este desligamento do forno fez com que cada material selecionado, produzidos com todos os parâmetros ajustados para produção de material com revestimento GA, ficassem com uma parte com o revestimento não transformado. Esta parte com revestimento sem transformação foi seccionada do restante do material e dividida em três partes. Cada uma dessas partes gerou outras oitenta partes, totalizando um número de duzentos e quarenta corpos-de-prova para cada material, que foram destinados para tratamento térmico na Gleeble. Após o tratamento térmico, os duzentos e quarenta corpos-de-prova foram separados em cinco grupos e destinados aos seguintes ensaios: Análise de powdering, microscopia eletrônica de varredura, análise química do revestimento, análise por difração de raios-x e, em seguida, para o ensaio de dissolução eletroquímica. Os últimos quarenta e oito corpos-de-prova ficaram separados como reservas, destinados a uma possível repetição de algum ensaio. 4.2 Metodologia Tratamento Térmico na Gleeble As amostras selecionadas produzidas em escala industrial com revestimento não transformado sofreram tratamento térmico na Gleeble simulando a produção em escala industrial. Foram simulados doze ciclos de tratamento térmico para cada material, com tempos de 20s, 30s e 40s a temperaturas de 580 C, 560 C, 540 C e 520 C. O intuito de ensaiar vários ciclos de tratamento térmico é reproduzir diferentes situações de temperatura e velocidade da linha de produção, que normalmente são utilizadas no processamento de tais materiais. Com os resultados dos demais ensaios e a conclusão deste estudo, serão escolhidos ciclos de tratamento térmico adequados para cada material. 19

33 4.2.2 Análise de powdering Foram destinadas quatro amostras de cada condição experimental para o ensaio de powdering. Cada uma das amostras foi limpa com álcool etílico, depois secas e colocadas na máquina de teste V-Bend, na qual estava instalada ferramenta de dobramento de 60. Após o dobramento, foi realizado o desdobramento das amostras e a adesão de uma fita adesiva a cada corpo-de-prova. Depois de removidas as fitas, as mesmas foram coladas em papel branco, em que a quantidade de zinco que se desprendeu de cada corpo-de-prova foi medida e registrada. Como para cada condição foram realizadas quatro análise, o valor final registrado para cada condição foi o resultado da média dos quatro registros anteriores. Um exemplo do teste de V-Bend, assim como a máquina preparada para a realização do mesmo, está ilustrado nas figuras 4.1 e 4.2. Dobramento Desdobramento FIGURA 4.1 Máquina de ensaio do teste V-Bend

34 FIGURA 4.2 Exemplo do teste V-Bend Microscopia Eletrônica de Varredura Foram preparados quatro corpos de prova de cada condição ensaiada. Os embutimentos foram feitos com resina de cura lenta para não prejudicar a integridade do revestimento, e, em seguida, as amostras embutidas foram encaminhadas para o polimento e ataque químico. Após a preparação das amostras, as mesmas foram analisadas por microscopia eletrônica de varredura (MEV), em que foi caracterizada a constituição morfológica do revestimento (superfície e seção) Difração de Raios-X e Dissolução Eletroquímica No ensaio de difração de raios-x, foi utilizada uma técnica de contagem quantitativa da presença das fases do revestimento GA, em que foram utilizados padrões de reconhecimento das fases para medição dos corpos-de-prova. Pelo fato do ensaio de difração de raios-x não ser destrutivo, os mesmos corpos de prova que foram verificados neste ensaio, foram destinados ao ensaio de dissolução eletroquímica do revestimento (curva de polarização potênciostática anódica/catódica). 21

35 A dissolução foi realizada em solução contendo: 100gL -1 de ZnSO 4.7H 2 O, 200gL -1 de NaCl e uma densidade de corrente elétrica de 2mAcm -2. Com a análise das curvas resultantes da dissolução eletroquímica foi possível determinar as fases formadas no revestimento GA através da comparação dos níveis de energia que cada fase apresentou com valores registrados na literatura pesquisada expostos na tabela 4.2. Assim como nos ensaios anteriores, cada condição de tratamento térmico foi verificada quatro vezes, e o valor médio dos resultados considerado como resultado final. TABELA IV.2 Níveis de energia padrão das fases do sistema Fe-Zn [15] Fases Zn ζ δ Γ / Γ 1 Γ PSE Potencial (mv) -950 a a a a a Caracterização Química do Revestimento Nas amostras completamente transformadas em GA após o tratamento térmico na Gleeble foram realizadas análises de composição química do revestimento, através da técnica de ICP OES plasma (inductively coupled plasma optical emission spectrometry). A preparação das amostras para esta análise foi feita pela dissolução do revestimento com HCl 50%, contendo um inibidor de ataque ao metal base (aço), composto de hexametileno de tetramina 3,5%. Após dissolver o revestimento, a solução foi conduzida ao analisador a plasma. Como para cada condição foram feitas quatro análises, o valor final registrado para cada condição foi o resultado da média dos quatros registros. 22

36 CAPÍTULO 5 RESULTADOS E DISCUSSÃO Os resultados obtidos para os materiais com os quatro tipos de substratos serão apresentados de forma separada e na seguinte seqüência: aço IF comum, aço UBC-BH180, aço UBC-BH220 e aço IF-FOS Resultados do Aço IF Fotomicrografias para o Tratamento Térmico de 20s Os resultados obtidos com os ensaios do aço IF comum podem ser interpretados de forma bem clara com a visualização das imagens construídas pela micrografia eletrônica de varredura mostradas na figura 5.1. É possível observar nestas imagens que com a redução da temperatura inicial de tratamento térmico para um mesmo tempo de 20s, a fase Г torna-se visivelmente menos presente; a interface entre o substrato e o revestimento torna-se mais sinuosa com temperaturas mais baixas, o que está relacionado com a menor ocorrência de difusão de ferro do substrato obtida para temperaturas mais baixas; e nas imagens de superfície do material, ainda é possível observar que algumas irregularidades existentes intensificam-se à medida que ocorre a redução da temperatura inicial de tratamento. Estas irregularidades são conhecidas na literatura como crateras.. Trincas superficiais Г mais intensa. IF. 580 C x 20s seção transversal. 500x IF. 580 C x 20s seção transversal. 1800x IF. 580 C x 20s. Superfície. 800x FIGURA 5.1 Fotomicrografias do revestimento GA com Substrato IF em 20s. 23

37 Trincas superficiais IF. 560 C x 20s seção transversal. 1000x Г com descontinuidade. IF. 560 C x 20s seção transversal. 3500x IF. 560 C x 20s. Superfície. 1500x IF. 540 C x 20s seção transversal. 500x Г com pouca formação IF. 540 C x 20s seção transversal. 1800x IF. 540 C x 20s. Superfície. 800x Estrutura parecida com formação por out-burst IF. 520 C x 20s seção transversal. 500x FIGURA 5.1 Continuação. Cristais de ζ e δ sem formação visível de Г IF. 520 C x 20s seção transversal. 1800x Irregularidades ou crateras IF. 520 C x 20s. Superfície. 800x Para as temperaturas acima de 540 C, pode-se observar o surgimento de trincas superficiais, que podem estar relacionadas com o aumento de dureza do revestimento rico em ferro e com a grande presença de fase Г. Para a temperatura de 520 C, a seção transversal apresenta um revestimento com transformação de fases insuficiente. Nesta condição, é possível identificar uma estrutura muito parecida com a formação de out-burst. Com a ampliação de 3500x, a imagem revelada é a de cristais grosseiros das fases ζ e δ. Esta condição de cristais em excesso da fase ζ poderia ocasionar no material um defeito similar ao powdering, mas por conseqüência de temperatura baixa, o Flaking. Sendo assim, através desta análise de imagem, podemos verificar que para o tempo de 20s, temperaturas próximas a 560 C e 580 C não seriam indicadas para o material IF, por formação em excesso da fase Г e que temperaturas próximas a 520 C seriam insuficientes para a completa formação de fases neste substrato. Dessa forma, a temperatura aparentemente mais indicada para o tempo de 20s 24

38 seria a de 540 C, pois a ocorrência de fase Г foi minimizada e não houve excesso de formação de fase ζ Fotomicrografias para o Tratamento Térmico de 30s Para o tratamento térmico de 30s, pode-se observar nas imagens de superfície da figura 5.2 que, da mesma forma como no tratamento térmico de 20s, na medida em que foi reduzida a temperatura inicial de tratamento, a formação de fases na superfície apresentou-se com formas menos refinadas e com mais irregularidades. Pode-se observar também que para a temperatura de 580 C há a existência de trincas superficiais. Para as imagens da seção transversal, pode-se observar que para temperatura de 580 C existe uma aparente formação de fase Г excessiva e que para outras temperaturas esta fase apresenta-se de forma visualmente mais discreta, embora sempre presente. Sendo assim, somente com análise de imagens, a única afirmação que pode ser feita é de que a temperatura de 580 C não seria indicada para o material IF e para as outras temperaturas é necessário realizar o ensaio de powdering. Г mais intensa. Trincas IF. 580 C x 30s seção transversal. 500x IF. 580 C x 30s seção transversal. 1800x IF. 580 C x 30s. Superfície. 800x Г intensa. IF. 560 C x 30s seção transversal. 500x IF. 560 C x 30s seção transversal. 1800x IF. 560 C x 30s. Superfície. 800x FIGURA 5.2 Fotomicrografias do revestimento GA com Substrato IF em 30s. 25

39 IF. 540 C x 30s seção transversal. 500x Г menos intensa IF. 540 C x 30s seção transversal. 1800x IF. 540 C x 30s. Superfície. 800x IF. 520 C x 30s seção transversal. 500x FIGURA 5.2 Continuação. Г intensa IF. 520 C x 30s seção transversal. 1800x IF. 520 C x 30s. Superfície. 800x Fotomicrografias para o Tratamento Térmico de 40s Para o tratamento térmico de 40s, foi verificado através de análise de imagem da figura 5.3 que, como nas condições anteriores, a intensidade da fase Г diminui quando são aplicadas temperaturas iniciais de tratamento térmico menores. Entretanto, a fase Г continua visivelmente presente até mesmo para a condição de temperatura inicial mais baixa, que é de 520 C. Pode-se também verificar que apesar da temperatura de tratamento térmico ser a mais baixa, a superfície da amostra ensaiada com 40s e 520 C possui trincas superficiais. Г muito intensa Trincas IF. 580 C x 40s seção transversal. 1000x IF. 580 C x 40s seção transversal. 3500x IF. 580 C x 40s. Superfície. 1500x FIGURA 5.3 Fotomicrografias do revestimento GA com Substrato IF em 30s. 26

40 IF. 560 C x 40s seção transversal. 500x Г intensa IF. 560 C x 40s seção transversal. 1800x IF. 560 C x 40s. Superfície. 800x IF. 540 C x 40s seção transversal. 500x Г menos intensa IF. 540 C x 40s seção transversal. 1800x IF. 540 C x 40s. Superfície. 800x Trincas IF. 520 C x 40s seção transversal. 500x FIGURA 5.3 Continuação Г menos intensa IF. 520 C x 40s seção transversal. 1800x IF. 520 C x 40s. Superfície. 800x Na literatura pesquisada, não existe registros sobre uma possível relação entre essas trincas superficiais e a ocorrência de powdering. Entretanto, para o substrato IF, foi observado que o surgimento de trincas ocorreu somente em condições de temperatura alta ou de tempos maiores. Esta relação será analisada quando for realizada a análise de powdering e os resultados desta análise forem confrontados com as análises de imagem obtidas por microscopia eletrônica de varredura Composição Química do Revestimento O ensaio de composição química do revestimento é importante, pois determina o teor de ferro na liga Fe-Zn. Um revestimento para ser considerado como GA, deve o mesmo possuir uma liga de Fe-Zn em que o teor de ferro deverá estar compreendido entre 7% e 16%. 27

41 Já para o estudo proposto, é importante verificar se existe uma relação entre o percentual de participação de ferro no revestimento e a ocorrência de powdering. Quando for encontrado algum bom resultado, é necessário, ainda, certificar-se de que a composição química do revestimento pode ser considerada como a composição de um revestimento GA, ou seja, com percentual de ferro entre 7% e 16%. Nas figuras 5.4 e 5.5, são mostrados os resultados obtidos da composição química do revestimento através de análise de ICP OES para todas as condições ensaiadas termicamente na Gleeble com o substrato de aço IF comum. Nestes resultados, é possível verificar através de análise gráfica que, como relatado na literatura pesquisada, o percentual de ferro na composição do revestimento aumenta à medida que se aumenta a temperatura de tratamento térmico e/ou o tempo de tratamento. Verifica-se também que o teor de ferro presente para as temperaturas de 540 C e 520 C são muito próximos, apresentando diferenças menores que 0,2% IF Comum - Participação de Ferro no Revestimento em Função da Temperatura de Tratamento Térmico 20s 30s 40s Teor de Fe (%) C 540 C 560 C 580 C 20s 10, 52 10, 38 11, 43 12, 55 30s 10, 71 10, 8 12, 35 13, 39 40s 11, , 4 14, 28 Temperatura ( C) FIGURA 5.4 Relação entre o teor de ferro no revestimento e temperatura de tratamento térmico. 28

42 Teor de Fe (%) IF Comum - Participação de Ferro no Revestimento em Função do Tempo de Tratamento Térmico 580 C 560 C 540 C 520 C s 30s 40s 580 C 12, 55 13, 39 14, C 11, 43 12, 35 14, C 10, 38 10, C 10, 52 10, 71 11, 13 Tempo de Tratamento Térmico (s) FIGURA 5.5 Relação entre o teor de ferro no revestimento e tempo de tratamento térmico Ensaio de V Bend para avaliação de powdering O ensaio de verificação de powdering simula a conformação que o material recebe durante a estampagem. São considerados bons resultados, os valores obtidos menores ou iguais a 3, e dependendo do tipo da peça em que o material será aplicado, este valor poderá chegar a 4. Os valores maiores são considerados de risco para aplicação na estampagem com destino a peças expostas de um automóvel. Nas figuras 5.6 e 5.7, são mostrados os resultados obtidos no ensaio de V Bend 60, em função da temperatura e do tempo de tratamento térmico. Pode-se verificar que os resultados relatados em trabalhos anteriores [2, 3, 8, 11, 14] condizem com os encontrados neste estudo, nos quais foi encontrada uma relação direta entre o aumento de temperatura e o aumento no valor de classificação do teste de powdering para o material com substrato IF comum (figura 5.7). Nesta mesma análise, pode-se verificar que há uma crescente graduação nas curvas isotérmicas, no sentido de acréscimo na classificação de resultado de powdering, o que confirma a forte relação entre a temperatura de tratamento térmico e a ocorrência deste defeito. 29

43 IF Comum - Classificação no Ensaio de powdering em Função da Temperatura de Tratamento Térmico 20s 30s 40s Classificação C 540 C 560 C 580 C 20s s s Temperatura ( C) FIGURA 5.6 Relação entre a classificação de powdering e temperatura de tratamento térmico. Classificação IF Comum - Classificação no Ensaio de Powdering em Função do Tempo de Tratamento Térmico 580 C 560 C 540 C 520 C C C C C Tempo de Tratamento Térmico (s) FIGURA 5.7 Relação entre a classificação de powdering e tempo de tratamento térmico. 30

44 Com os resultados da análise de powdering versus temperatura de tratamento térmico, pode-se encontrar uma forte relação entre esses dois parâmetros. Esta relação concorda com os resultados encontrados por Nakamori et al. (1988), relatando que temperaturas acima de 550 C poderiam deteriorar o revestimento GA em função da ocorrência de powdering. E nesta pesquisa, os resultados encontrados revelam que somente nas temperaturas de 520 C e 540 C foram obtidos valores aceitáveis na classificação do ensaio de powdering para um substrato de aço IF comum Trincas Superficiais Versus Ocorrência de powdering Durante as análises de imagens obtidas no MEV, foram encontradas algumas trincas na superfície do revestimento. Estas trincas poderiam estar relacionadas com o aumento de dureza do revestimento, entretanto, não foi encontrada nenhuma relação entre as ocorrências de trincas e a ocorrência de powdering. Algumas amostras tratadas com temperatura inicial de 520 C em um ciclo de 40s apresentaram trincas superficiais e obtiveram boa classificação no ensaio de V Bend Concentração de Ferro no Revestimento Versus Ocorrência de powdering Para vários autores [2, 8, 11, 12], há uma estreita relação entre as ocorrências de powdering e a concentração de ferro no revestimento GA. Nas figuras 5.8, 5.9 e 5.10, estão dispostos gráficos que relacionam os resultados do teste V Bend 60 com a concentração de ferro no revestimento. Com a análise destas figuras, podese verificar que a existência desta relação é verdadeira. Nas três figuras, observa-se que os valores considerados bons para o teste V Bend estão todos alinhados na faixa de concentração de ferro, compreendida entre 10% e 12%, o que está de acordo com os resultados encontrados por Chattopadhyay et al. (2004), o qual relatou que um revestimento GA de boa qualidade possui concentração de ferro de aproximadamente 11%. 31

45 IF Comum - Classificação no Ensaio de Powdering e Concentração de Ferro em Função do Temperatura de Tratamento Térmico Classificação C 540 C 560 C 580 C Temperatura ( C) Classificação - 20s %FE - 20s % Ferro FIGURA 5.8 Relação entre a classificação de powdering e %Fe no revestimento para o ciclo 20s. IF Comum - Classificação no Ensaio de Powdering e Concentração de Ferro em Função do Temperatura de Tratamento Térmico Classificação Classificação - 30s %FE - 30s 520 C 540 C 560 C 580 C Temperatura ( C) % Ferro FIGURA 5.9 Relação entre a classificação de powdering e %Fe no revestimento para o ciclo 30s. 32

46 IF Comum - Classificação no Ensaio de Powdering e Concentração de Ferro em Função do Temperatura de Tratamento Térmico Classificação C 540 C 560 C 580 C Temperatura ( C) Classificação - 40s %FE - 40s % Ferro FIGURA 5.10 Relação entre a classificação de powdering e %Fe no revestimento para o ciclo 40s Resultados da Dissolução Eletroquímica e Difração de Raios-X Com a análise dos resultados da dissolução eletroquímica e difração de raios-x, torna-se possível concluir este estudo do entendimento do fenômeno de transformação de fases e formar uma idéia conclusiva sobre as possíveis causas das ocorrências de powdering. Nas curvas de dissolução eletroquímica, é possível verificar a presença das fases e acompanhar o desenvolvimento das mesmas no revestimento GA. Já nos resultados de difração de raios-x, é possível quantificar a participação de cada fase no montante total do revestimento. Portanto, no ensaio de dissolução eletroquímica, foi possível observar que, para temperaturas mais altas, ocorre um sensível aumento nos patamares de cada fase presente no revestimento. A classificação destes patamares obedece a seguinte ordem: primeiramente, é dissolvida a fase ζ (Zeta), que é a mais externa e possui a menor espessura entre as fases do revestimento e por este motivo é quase imperceptível durante o ensaio de dissolução; em seguida, ocorre a dissolução da fase δ (Delta), que é a mais espessa; e por último, ocorre a 33

47 dissolução da fase Γ (gama), que é a fase que está mais próxima do substrato [15]. Foi percebido também o surgimento de um fenômeno produzido pelo ensaio de dissolução eletroquímica conhecido na literatura como fase fantasma ou fase pseudo gama, que aparece após o patamar da fase gama [16, 17]. Na figura 5.11, são mostradas as curvas de dissolução eletroquímica do revestimento com substrato IF comum para condição de tempo de tratamento térmico de 20s. Condição esta, em cuja todas as condições de temperatura é possível observar que o fenômeno do surgimento da fase pseudo gama ocorre no patamar com nível de energia próximo a 690mV, a fase Γ foi identificada no patamar de energia compreendido entre os níveis de 770mV a 780mV e a fase δ identificada juntamente com a fase ζ entre os níveis de energia de 830mV a 850 mv. Nestas curvas, pode-se perceber que os patamares das fases do revestimento são mais extensos para os valores de temperatura de tratamento térmico mais altas, principalmente a fase Г. Justamente onde os patamares referentes as fase Г são menos extensos, nas condições de 540 C e 520 C, é que foram encontrados valores de classificação de powdering bons.. PSE Γ ζ Γ δ Curva de dissolução eletroquímica 580 C e 20s FIGURA 5.11 Curvas de Dissolução Eletroquímica para Tempo de Tratamento Térmico de 20s. 34

48 ζ δ Γ PSE Γ Curva de dissolução eletroquímica 560 C e 20s ζ δ Γ PSE Γ FIGURA 5.11 Continuação Curva de dissolução eletroquímica 540 C e 20s 35

49 ζ δ Γ PSE Γ FIGURA 5.11 Continuação Curva de dissolução eletroquímica 520 C e 20s Na figura 5.12, são mostradas as curvas de dissolução eletroquímica para condição de tratamento térmico de 30s. Com a análise destas curvas, pode-se perceber um comportamento semelhante ao comportamento do tratamento térmico com tempo de 20s. Entretanto, para a temperatura mais baixa, 520 C, com tempo de 30s, os patamares das fases do revestimento são mais definidos e mais aparentes que na curva com a mesma temperatura, mas com tempo menor. Porém, ainda assim, para a condição de 30s, os bons valores de classificação de powdering foram novamente encontrados para as temperaturas de 540 C e 520 C, que possuem extensão de patamar referente à fase Г, menor que nas condições de temperatura de 580 c e 560 C. 36

50 ζ δ Γ PSE Γ Curva de dissolução eletroquímica 580 C e 30s PSE Γ ζ δ Γ Curva de dissolução eletroquímica 560 C e 30s FIGURA 5.12 Curvas de Dissolução Eletroquímica para Tempo de Tratamento Térmico de 30s. 37

51 ζ δ Γ PSE Γ Curva de dissolução eletroquímica 540 C e 30s ζ δ Γ PSE Γ FIGURA 5.12 Continuação Curva de dissolução eletroquímica 520 C e 30s Na figura 5.13, estão as curvas de dissolução eletroquímica na condição de tempo de tratamento térmico de 40s. Na qual é possível observar que os patamares da fase Г são maiores quando comparados às condições anteriores de tempo de 20s e 30s, o que confirma o que foi observado nas análises de imagem do MEV. E, mais uma vez, as condições de temperatura de 540 C e 520 C, aprovadas na classificação de powdering foram aquelas que 38

52 apresentaram as menores extensões de patamares referentes as fase Г, o que converge totalmente com as informações contidas na literatura pesquisada. ζ δ Γ PSE Γ Curva de dissolução eletroquímica 580 C e 40s ζ δ Γ PSE Γ Curva de dissolução eletroquímica 560 C e 40s FIGURA 5.13 Curvas de Dissolução Eletroquímica para Tempo de Tratamento Térmico de 40s. 39

53 ζ δ Γ PSE Γ Curva de dissolução eletroquímica 540 C e 40s ζ δ Γ PSE Γ FIGURA 5.13 Continuação Curva de dissolução eletroquímica 520 C e 40s As análises quantitativas de intensidade das fases do revestimento GA foram realizadas através de difração de raios-x de baixo ângulo. Nas quais foi possível observar que, assim como consta na literatura disponível, a fase Г se intensifica com o enriquecimento de ferro no 40

54 revestimento, e com o crescimento desta fase em detrimento da fase δ ocorre um aumento da quantidade de powdering. Na figura 5.14, são mostrados os resultados da análise de raios-x do revestimento GA com substrato IF Comum. E como já observado, temperaturas elevadas provocam o crescimento da fase Г e a elevação do valor de classificação das ocorrências de powdering. Nesta análise, todos os dados de todas as condições de tratamento térmico foram agrupados em um só gráfico de dispersão, para a verificação da influência da fase Г sobre a ocorrência de powdering. Assim, foi possível verificar pelas curvas de tendência representativa que a classificação do powdering cresce em função do aumento da fase Г, que por sua vez, desenvolve-se com o aumento da concentração de ferro. Desenvolvimento da Fase Г em Função da Concentração de Ferro Ocasionando as Ocorrências de Powdering - IF-Comum 8 15 Classificação de Powdering Concentração de Ferro Intensidade da Fase Г 8 Classificação x Intensidade Intensidade x % Ferro FIGURA 5.14 Desenvolvimento da Fase Г em Função da Concentração de Ferro Ocasionado as Ocorrências de powdering no Revestimento GA. 41

55 Outra importante verificação realizada nesta pesquisa, foi a existência de uma fundamental relação existente entre as fases δ e Г. Esta relação surge, então, como um importante parâmetro para a determinação das causas da ocorrência de powdering. Este fato converge com informações contidas na literatura pesquisada que afirmam que a fase Г cresce em detrimento da fase δ e que este crescimento provocaria o aumento das ocorrências de powdering. Na figura 5.15, estão os resultados da classificação de powdering em função da relação entre δ/г. Nestes resultados, também é possível observar que existe uma relação na qual, quanto maior for o resultado da equação δ / Г, menor será a classificação de powdering se for seguida a curva de tendência representativa. 8 Ocorrência de Powdering em Função da Relação Fase δ / Г 7 Classificação de Powdering ,5 2 2,5 3 3,5 4 4,5 5 Intensidade da Fase δ / Г FIGURA 5.15 Ocorrência de powdering em função da relação entre as fases δ e Г do revestimento GA. 42

56 5.1.9 Resumo dos Resultados dos Ensaios com Aço IF comum Na tabela V estão agrupados todos os resultados obtidos nos ensaios realizados com aço IF comum. Nesta tabela é possível observar as condições idéias para que o valor de classificação de powdering fique menor ou igual a 3, onde se percebe que tanto o percentual de Fe quanto a intensidade da fase Г possuem influencia sobre o resultado final da classificação do material. Os resultados onde a fase η foi encontrada também foram classificados como ruim. TABELA V.1 Resultados Gerais do aço IF comum Tabela de Resultados dos Ensaios do Material IF comum - Tempo 20s Temp. C % Fe σ Г δ / Г σ powdering σ Fase η Situação ,55 0, ,3 0,08 5 0,8 Não Ruim ,43 0, ,5 0,07 5 0,5 Não Ruim ,38 0, ,0 0, Não Bom ,52 0, ,6 0, Não Excelente Tabela de Resultados dos Ensaios do Material IF comum - Tempo 30s Temp. C % Fe σ Г δ / Г σ powdering σ Fase η Situação ,39 0, ,4 0,05 7 0,5 Não Ruim ,35 0, ,7 0,03 6 0,5 Não Ruim ,80 0, ,1 0, Não Bom ,71 0, ,4 0, Não Excelente Tabela de Resultados dos Ensaios do Material IF comum - Tempo 40s Temp. C % Fe σ Г δ / Г σ powdering σ Fase η Situação ,28 0, ,8 0,09 6 0,8 Não Ruim ,4 0, ,9 0,04 7 0,5 Não Ruim , ,5 0, Não Bom ,13 0, ,2 0, Não Bom 43

57 5.2 Resultados do Aço UBC-BH Fotomicrografias do Tratamento Térmico de 20s Para o tratamento térmico de 20s, a formação de fases do revestimento GA com um substrato de aço UBC-BH180 comportou-se de forma semelhante à formação de fases ocorridas com o revestimento do substrato IF comum, como pode ser observado na figura No entanto, mesmo com a temperatura inicial de tratamento térmico em 580 C, não se observa na seção transversal uma formação exagerada de fase Г, e na imagem de superfície pode ser observado a existência de cristais menos refinados que no caso do revestimento com substrato IF comum tratado termicamente com as mesmas condições. Para a temperatura de 560 C, pode-se verificar que existe uma maior densidade de crateras; já para a temperatura de 540 C, que os cristais grosseiros das fases ζ e δ estão mais próximos da superfície em comparação ao revestimento com substrato IF; quando para a temperatura de 520 C, verifica-se uma clara ocorrência de out-burst. Г mais visível BH C x 20s seção transversal. 500x BH C x 20s seção transversal. 1800x BH C x 20s Superfície. 800x BH C x 20s seção transversal. 500x Г visivelmente discreta BH C x 20s seção transversal. 1800x Crateras BH C x 20s Superfície. 800x FIGURA 5.16 Fotomicrografias do revestimento GA com Substrato UBC-BH180 em 20s. 44

58 Crateras Estrutura formada por out-burst BH C x 20s seção transversal. 500x Cristais de ζ e δ e pouca formação visível de Г BH C x 20s seção transversal. 1800x BH C x 20s Superfície. 800x out-burst BH C x 20s seção transversal. 500x FIGURA 5.16 Continuação out-burst BH C x 20s seção transversal. 1800x Trincas BH C x 20s Superfície. 800x Esta comparação entre as imagens da transformação de fases de revestimento com diferentes substratos deixa entendido que apesar da resposta ao tratamento térmico ser semelhante, o revestimento com substrato UBC-BH180 possui uma maior resistência à transformação de fases, e que a reação de out-burst é um dos mecanismos de difusão de ferro do substrato para o revestimento presentes entre as reações Fotomicrografias para o Tratamento Térmico de 30s Para o tratamento térmico com o tempo de 30s, pode ser observado na figura 5.17 que a formação de fase Г apresenta-se visivelmente com a mesma intensidade que a formação da mesma fase no tratamento térmico com tempo de 20s. Entretanto, algumas diferenças entre estas condições são bem aparentes, tais como: a reação de out-burst para esta condição com tempo de 30s é bem mais intensa e visível, e a formação de cristais grosseiros de fase ζ e δ que foram vistos para a temperatura de 540 C no tempo de 20s não são mais vistos para o tempo de 30s em nenhuma faixa de temperatura. Para esta condição de tratamento térmico, pode-se verificar através de análises das imagens obtidas pelo MEV, que existe uma completa transformação do revestimento a partir da temperatura de 540 C, o que para o tempo de 20s somente aconteceu após a temperatura de 560 C. 45

59 BH C x 30s seção transversal. 500x BH C x 30s seção transversal. 1800x BH C x 30s Superfície. 800x BH C x 30s seção transversal. 500x BH C x 30s seção transversal. 1800x Crateras BH C x 30s Superfície. 800x Crateras BH C x 30s seção transversal. 500x BH C x 30s seção transversal. 1800x BH C x 30s Superfície. 800x Estrutura formada por out-burst BH C x 30s seção transversal. 500x out-burst BH C x 30s seção transversal. 1800x BH C x 30s Superfície. 800x FIGURA 5.17 Fotomicrografias do revestimento GA com Substrato UBC-BH180 em 30s Fotomicrografias do Tratamento Térmico de 40s Para o tratamento térmico de 40s, como pode ser visto na figura 5.18, verifica-se que não é possível a visualização da reação de out-burst mesmo para a temperatura mais baixa e pode ser observada uma discreta formação visível de fase Г para a temperatura mais alta. Nas imagens de superfície, observa-se que as aparências de irregularidades formadas por crateras 46

60 podem ser vistas a partir de 520 C, e não a partir de 540 C como visto nos tratamentos anteriores. Ou seja, as irregularidades formadas por crateras não são mais vistas para a temperatura de 540 C, sendo que, nos tratamentos anteriores, apareciam a esta temperatura e somente desapareciam após 560 C. BH C x 40s seção transversal. 500x Г mais visível BH C x 40s seção transversal. 1800x BH C x 40s Superfície. 800x BH C x 40s seção transversal. 500x BH C x 40s seção transversal. 1800x BH C x 40s Superfície. 800x BH C x 40s seção transversal. 500x BH C x 40s seção transversal. 1800x Crateras BH C x 40s Superfície. 800x BH C x 40s seção transversal. 500x BH C x 40s seção transversal. 1800x Crateras BH C x 40s Superfície. 800x FIGURA 5.18 Fotomicrografias do revestimento GA com Substrato UBC-BH180 em 40s. 47

61 Com este último tratamento térmico, pode-se fazer uma comparação de imagens e verificar que a imagem obtida para a temperatura de 520 C e 40s equivale, aparentemente, à imagem obtida com a temperatura de 540 C e 30s, e assim sucessivamente, ou seja, de cada 10s que se acrescenta retira-se 20 C de temperatura para obter uma imagem de semelhantes Composição Química do Revestimento Os resultados de composição química para o revestimento com substrato UBC-BH180 confirmam que o que foi percebido nas análises de imagens obtidas pelo MEV está correto. Pode-se perceber através da análise das figuras 5.19 e 5.20 que ao contrário do material IF comum, nem todos os ciclos de tratamento térmico conseguiram transformar totalmente o revestimento de zinco puro em um liga de Fe-Zn com no mínimo 7% de participação de ferro; o que vem reforçar a idéia de que o material UBC-BH180 possui uma maior resistência à formação de liga no revestimento UBC-BH180 - Participação de Ferro no Revestimento em função da Temperatura de Tratamento Térmico 12 Teor de Fe (%) s 30s 40s C 540 C 560 C 580 C 20s 3,31 5,99 9,72 10,29 30s 4,51 8,74 10,14 11,26 40s 8,11 9,41 10,82 13 Temperatura ( C ) FIGURA 5.19 Relação entre o teor de ferro no revestimento e a temperatura de tratamento térmico. 48

62 Teor de Fe (%) UBC-BH180 - Participação de Ferro no Revestimento em função da Tempo de Tratamento Térmico 580 C 560 C 540 C 520 C s 30s 40s 580 C 10,29 11, C 9,72 10,14 10, C 5,99 8,74 9, C 3,31 4,51 8,11 Tempo de Tratamento Térmico (s) FIGURA 5.20 Relação entre o teor de ferro no revestimento e o tempo de tratamento térmico. Através da análise dos dois gráficos, é possível verificar que, diferentemente do material IF comum, há uma grande dificuldade de ocorrer difusão de ferro do substrato para o revestimento de zinco no material com substrato UBC-BH180. Enquanto o menor percentual de ferro encontrado para o revestimento do substrato IF comum foi de mais de 10%, para o material UBC-BH180 foi de 3,31%. Também é possível observar que apesar da difusão de ferro ser atrasada por efeito do substrato UBC-BH180, os valores encontrados para os maiores tempos e maiores temperaturas não estão muito distantes dos maiores valores encontrados para o revestimento de substrato IF comum. Ainda é possível fazer uma relação entre as imagens obtidas pelo MEV e a composição química do revestimento. Neste caso, verifica-se que onde existe uma aparente estrutura grosseira de out-burst ou de cristais de ζ e/ou δ, o percentual de ferro está muito baixo. Esta condição indica que, nestes casos, o revestimento de zinco com substrato UBC-BH180 ainda não está completamente transformado. A qualidade do revestimento não pode ser julgada somente pelo percentual de ferro, mas alguns ciclos de tratamento térmico, como por exemplo, os ciclos que possuem tempos de 20s e 30s e temperatura de 520 C que não atingiram o valor mínimo de 7% de ferro no 49

63 revestimento já podem ser descartados. E para os demais ciclos de tratamento térmico, cujo percentual de ferro ficou acima do mínimo, ainda será necessário analisar os resultados dos demais ensaios Ensaio de V Bend para avaliação de powdering Para a análise dos resultados do ensaio de V-Bend do material UBC-BH180, deve-se descartar os resultados referentes aos pontos em que a concentração de ferro no revestimento não atingiu valor maior ou igual a 7%. Conforme já mencionado, para ser considerado revestimento GA, deve existir no mínimo 7% de ferro como elemento presente no revestimento, porém, nos gráficos presentes nas figuras 5.21 e 5.22, tais resultados com porcentagens de ferro menores que 7% serão mantidos, para melhorar a ilustração do efeito da temperatura e tempo de tratamento térmico sobre a ocorrência de powdering. Observando estes gráficos, verifica-se que a temperatura e o tempo possuem efeito semelhante sobre o resultado deste teste. Observa-se ainda que os tempos de 30s e 40s e as temperaturas de 560 C e 580 C possuem tendências muito próximas UBC-BH180 - Classificação no Ensaio de Powdering em função da Temperatura de Tratamento Térmico 20s 30s 40s Classificação C 540 C 560 C 580 C 20s s s Temperatura ( C ) FIGURA 5.21 Relação entre a classificação de powdering e a temperatura de tratamento térmico. 50

64 8 7 6 UBC- BH180 - Classificação no Ensaio de Powdering em função do Tempo de Tratamento Térmico 580 C 560 C 540 C 520 C Classificação s 30s 40s 580 C C C C Tempo de Tratamento Térmico (s) FIGURA 5.22 Relação entre a classificação de powdering e o tempo de tratamento térmico. Com as análises gráficas dos resultados deste ensaio, pode-se verificar que o efeito da temperatura sobre a classificação deste teste quando comparado ao que aconteceu com o material IF comum demonstra que o material UBC-BH180 possui uma maior resistência ao desprendimento de zinco, ou seja, ao powdering. Considerando que o maior valor de classificação do material IF comum foi 7, que o do material UBC-BH180 não passou de 6 e que as quantidades de valores registrados abaixo de 4 para o material IF comum é inferior às quantidades destes valores registrados para o material UBC-BH180, pode-se certamente afirmar que o fato do material UBC-BH180 possuir uma maior resistência ao powdering está relacionado com a maior resistência que este material tem diante da transformação de fases do revestimento. Esta resistência, por sua vez, pode estar relacionada à presença de elementos como o fósforo na composição química do substrato em quantidade bem superior ao valor registrado para o material IF comum. Considerando ainda que o material IF comum possui valores de titânio e nióbio bem superiores aos valores existentes no material UBC-BH180, pode-se observar que, possuindo mais fósforo e menos titânio e nióbio, o material UBC- BH180 possui grãos e contorno de grãos menos limpos que o material IF comum, e uma vez que o contorno de grãos é uma das principais fontes de ferro para a transformação de fases no 51

65 revestimento de zinco, a difusão de ferro do substrato para o revestimento estaria sendo atrasada pela presença de fósforo no contorno de grãos do substrato UBC-BH Concentração de Ferro no Revestimento Versus Ocorrência de powdering Para avaliação e determinação da qualidade do revestimento GA há necessidade de que dois requisitos sejam atendidos. Como já mencionado, é necessário um valor mínimo de 7% de ferro no revestimento GA e que a classificação do teste de powdering tenha valor de no máximo 4. Nas figuras 5.23, 5.24 e 5.25, estão ilustrados os resultados da classificação do teste de powdering paralelo aos resultados de concentração de ferro no revestimento. Observando estas figuras, pode-se verificar que existe uma relação entre a concentração de ferro e a classificação do teste de powdering, e que as únicas condições que atenderam aos dois requisitos citados acima para determinação do revestimento GA são as de temperaturas de 560 C e 580 C com o tempo de 20s e as de 540 C e 520 C, ambas com 40s. O fato de somente as maiores temperaturas com curto intervalo de tempo, ou baixas temperaturas com tempos maiores terem conseguido atingir o requisito mínimo de concentração de ferro no revestimento é reflexo da dificuldade da difusão de ferro do substrato para o revestimento, como já comentado. 52

66 UBC-BH180 - Classificação no Ensaio de Powdering e Concentração de Ferro em Função do Temperatura de Tratamento Térmico Classificação % Ferro C 540 C 560 C 580 C Temperatura ( C) Classificação - 20s %FE - 20s FIGURA 5.23 Relação entre a classificação de powdering e %Fe no revestimento para o ciclo 20s. UBC-BH180 - Classificação no Ensaio de Powdering e Concentração de Ferro em Função do Temperatura de Tratamento Térmico 7 12 Classificação C 540 C 560 C 580 C Temperatura ( C) Classificação 30s %FE 30s % Ferro FIGURA Relação entre a classificação de powdering e o %Fe no revestimento para o ciclo 30s. 53

67 UBC-BH180 - Classificação no Ensaio de Powdering e Concentração de Ferro em Função do Temperatura de Tratamento Térmico Classificação % Ferro Classificação 40s %FE 40s 520 C 540 C 560 C 580 C Temperatura ( C) 2 0 FIGURA Relação entre a classificação de powdering e o %Fe no revestimento para o ciclo 40s Resultados da Dissolução Eletroquímica e Difração de Raios-X Os resultados do ensaio de dissolução eletroquímica do revestimento GA com substrato UBC-BH180 confirmaram o que os ensaios anteriores indicavam. Por efeito da composição química do substrato UBC-BH180, a transformação de fases do revestimento acontece de forma mais lenta quando comparado ao revestimento com substrato IF comum. Este fato pode ser bem entendido se forem comparados os patamares da fase Г do material com substrato IF comum e os patamares da mesma fase do material com substrato UBC- BH180. Na figura 5.26, estão as curvas de dissolução eletroquímica do revestimento GA com substrato UBC-BH180 para a condição de tempo de tratamento térmico de 20s. na qual se observa que com este substrato, o desenvolvimento da fase Г é bem menor quando comparado com os resultados do mesmo teste realizado com substrato IF comum. Percebe-se ainda que o fenômeno do surgimento da fase fantasma, pseudo Г, está presente em todas as condições de temperatura. Para as temperaturas de 540 C e 520 C, o revestimento ainda possui fase η (eta), ou seja, Zn puro sem participação de ferro, o que não ocorreu quando o substrato era o material IF comum. Para estas mesmas temperaturas, também foram observados grandes patamares de fase ζ, o que não é comum para um revestimento completamente transformado. 54

68 Se esta mesma análise for realizada com o auxilio dos resultados de imagens do MEV, já observados anteriormente, pode-se entender que o fenômeno de out-burst é insuficiente para transformar todo o revestimento, formando somente as fases ζ e δ em grandes proporções, sem alcançar uma mínima concentração de ferro no revestimento. É possível também perceber que nos pontos em que as imagens obtidas pelo MEV apresentavam cristais grosseiros de ζ e δ, as curvas de dissolução eletroquímica mostraram grandes patamares referentes a essas mesmas fases, e que mesmo para as temperaturas maiores, a participação da fase Г no revestimento foi discreta, o que justifica os bons resultados obtidos na classificação de powdering para estas condições. ζ δ Γ PSE Γ Curva de dissolução eletroquímica 580 C e 20s ζ δ Γ PSE Γ Curva de dissolução eletroquímica 560 C e 20s 55

69 FIGURA 5.26 Curvas de Dissolução Eletroquímica para Tempo de Tratamento Térmico de 20s. ζ δ Г PSE Γ η Curva de dissolução eletroquímica 540 C e 20s ζ δ Г PSE Γ η FIGURA 5.26 Continuação Curva de dissolução eletroquímica 520 C e 20s Na figura 5.27, são mostradas curvas com as condições de tempo de tratamento térmico de 30s, e da mesma forma como foi observado anteriormente com tempo de 20s, percebe-se que os patamares correspondentes à fase Г são muito discretos e que o fenômeno da fase fantasma, pseudo Г, está presente em todas as condições. A condição de tratamento térmico de 30s difere-se de forma clara da condição de 20s pela ausência de fase η nas 56

70 temperaturas mais baixas, 520 C e 540 C; o que demonstra que o revestimento com este substrato, nesta condição, está completamente transformado e não resta fase de zinco puro presente no revestimento, apesar de ainda possuir um valor de concentração de ferro muito baixa. E para esta condição de 30s, é possível verificar que, novamente, a curva que apresentou a menor extensão de patamares referentes às fase Г são as que foram aprovadas na classificação de powdering. ζ Г PSE Γ δ Curva de dissolução eletroquímica 580 C e 30s ζ δ Г PSE Γ Curva de dissolução eletroquímica 560 C e 30s 57

71 FIGURA 5.27 Curvas de Dissolução Eletroquímica para Tempo de Tratamento Térmico de 30s. ζ Г PSE Γ δ Curva de dissolução eletroquímica 540 C e 30s Г PSE Γ ζ δ FIGURA 5.27 Continuação Curva de dissolução eletroquímica 520 C e 30s Na figura 5.28 são mostradas as curvas com as condições de tempo de tratamento térmico de 40s, e assim como nos tempos de 20s e 30s, é possível verificar a presença do 58

72 patamar referente à pseudo Г em todas as condições. Verifica-se também para o tempo de 40s, que os patamares da fase Г são discretamente maiores quando comparado ao que ocorreu nos tempos de 20s e 30s, principalmente para a temperatura de 580 C, verifica-se ainda a redução do patamar referente à fase ζ em relação às mesmas condições de temperatura nos ensaios de 20s e 30s de tratamento térmico. ζ Г PSE Γ δ Curva de dissolução eletroquímica 580 C e 40s ζ Г PSE Γ δ Curva de dissolução eletroquímica 560 C e 40s 59

73 FIGURA 5.28 Curvas de Dissolução Eletroquímica para Tempo de Tratamento Térmico de 40s. ζ δ Г PSE Γ Curva de dissolução eletroquímica 540 C e 40s ζ δ Г PSE Γ FIGURA 5.28 Continuação Curva de dissolução eletroquímica 520 C e 40s 60

74 Os resultados dos ensaios de difração de raios-x para o revestimento com substrato UBC-BH180 mostraram que em função da resistência à difusão de ferro do substrato para o revestimento, o desenvolvimento da fase Г do revestimento foi bem menor quando comparado ao desenvolvimento da mesma fase com substrato IF comum. Na figura 5.29, estão os resultados do ensaio de difração de raios-x, nos quais se pode perceber que todos os valores de intensidade para fase Г estão abaixo de 45, o que não ocorreu quando o substrato era o material IF comum, em que a maioria dos valores ficaram acima de 45. Sendo assim, verifica-se que como o material UBC-BH180 possui menor concentração de ferro e, conseqüentemente, menor desenvolvimento de fase Г, o mesmo possui maior resistência à formação de powdering quando comparado ao material IF comum. Este fato pode ser confirmado quando se compara o valor médio de ocorrência de powdering dos revestimentos de ambos os substratos (IF comum= 4,1; UBC-BH180= 3,7), em cuja concentração de ferro registrou valores entre 7% e 16%, ou seja, com revestimento todo transformado. Ainda sobre a figura 5.29, verifica-se que os valores de classificação de powdering pioram, significativamente, quando a intensidade da fase Г fica superior a 35 e os valores de concentração de ferro acima de 10%. Desenvolvimento da Fase Г em Função da Concentração de Ferro Ocasionando as Ocorrências de Powdering UBC-BH Classificação de Powdering Concentração de Ferro Intensidade da Fase Г Classificação x Intensidade Intensidade x % Ferro 61

75 FIGURA 5.29 Desenvolvimento da Fase Г em Função da Concentração de Ferro Ocasionado as Ocorrências de powdering no Revestimento GA. Na figura 5.30, estão os resultados da análise entre a relação da intensidade da fase δ e a fase Г. Para esta análise, foram isolados os resultados onde a concentração de ferro não atingiu o mínimo de 7%, ou seja, onde o revestimento não foi completamente transformado com todas as fases definidas. Os demais resultados indicam a mesma relação que foi encontrada na análise anterior com substrato IF comum. Entretanto, esta relação apresenta-se um pouco mais discreta, considerando que os dados onde a classificação de powdering foi alta estão um pouco mais dispersos em relação a curva de tendência representativa. Outro ponto a ser observado foi que mesmo com valores resultantes da relação entre δ e Г bem maiores que no ensaio do material IF comum, altos valores de classificação de powdering ocorreram. Sendo assim, pode-se concluir que os valores entre a relação δ/г bons para o revestimento com substrato IF comum não são os mesmo quando o substrato é o material UBC-BH180. Ocorrência de Powdering em Função da Relação Fase δ / Г 10 Classificação de Powdering Valores isolados, concentração de ferro abaixo de 7% 1 0 3,5 4 4,5 5 5,5 6 6,5 7 7,5 8 8,5 9 9,5 10 Intensidade da Fase δ / Г FIGURA 5.30 Ocorrência de powdering em função da relação entre as fases δ e Г do revestimento GA. 62

76 5.2.8 Resumo dos Resultados dos Ensaios com Aço UBC-BH180 Na tabela V.2 estão agrupados todos os resultados obtidos nos ensaios realizados com aço UBC-BH180. Nesta tabela é possível observar que as condições idéias para que o valor de classificação de powdering fique menor ou igual a 3 são sensivelmente diferentes das condições do material IF comum. Percebe-se que tanto o valore de percentual de Fe quanto a intensidade da fase Г necessitam ser menores para o aço UBC-BH180. E da mesma forma que para o material IF comum, os resultados onde a fase η foi encontrada também foram classificados como ruim. TABELA V.2 Resultados Gerais do aço UBC-BH180 Tabela de Resultados dos Ensaios do Material UBC-BH180 - Tempo 20s Temp. C % Fe σ Г δ / Г σ powdering σ Fase η Situação ,29 0, ,1 0,02 4 0,4 Não Ruim 560 9,72 0, ,6 0,04 2 0,5 Não Bom 540 5,99 0, ,5 0, Sim Ruim 520 3,31 0, ,1 0, Sim Ruim Tabela de Resultados dos Ensaios do Material UBC-BH180 - Tempo 30s Temp. C % Fe σ Г δ / Г σ powdering σ Fase η Situação ,26 0, ,7 0,03 6 0,2 Não Ruim ,14 0, ,6 0,05 5 0,3 Não Ruim 540 8,74 0, ,1 0, Não Bom 520 4,51 0, ,3 0, Não Ruim Tabela de Resultados dos Ensaios do Material UBC-BH180 - Tempo 40s Temp. C % Fe σ Г δ / Г σ powdering σ Fase η Situação , ,2 0,03 6 0,4 Não Ruim ,82 0, ,9 0,03 6 0,1 Não Ruim 540 9,41 0, ,0 0, Não Bom 520 8,11 0, ,1 0, Não Excelente 63

77 5.3 Resultados do Aço UBC-BH Fotomicrografias para o Tratamento Térmico de 20s Para o ciclo de tratamento térmico com tempo de 20s para o material com substrato UBC-BH220, percebe-se através de análise das imagens da figura 5.31, que assim como o material UBC-BH180, o material UBC-BH220 também possui certa resistência à formação de fases do revestimento, porém, este material possui uma particularidade ainda não vista nos demais materiais analisados. Na imagem com tempo de 20s e temperatura de 520 C, pode-se verificar que existe uma formação de fases que ocorre por um mecanismo diferente da formação de out-burst. Este tipo de formação, segundo a literatura pesquisada, ocorre quando a difusão de ferro acontece através da superfície dos grãos que estão na interface do substrato com o revestimento. Este tipo de transformação ocorre formando fases na seguinte seqüência: ζ, δ e, por último, Г. Para este caso, percebe-se a formação de bastonetes de estrutura monoclínica a partir da interface do revestimento com o substrato e, logo em seguida, na temperatura de 540 C, existe a ocorrência de out-burst, que empurra os cristais de ζ e δ para a superfície do revestimento. A superfície do revestimento é normalmente composta pela fase ζ ou por cristais intermediários que são misturas de ζ e δ, mas na imagem de superfície com temperatura de 580 C, pode-se perceber um grande cristal hexagonal da fase δ, que foi empurrado à superfície pela explosão reativa de out-burst. Com a análise destas imagens, pode-se verificar que antes da reação de out-burst, ocorre a difusão de ferro por outro tipo de mecanismo. E este fato foi percebido somente no material UBC-BH220. As diferenças entre este material e o substrato UBC-BH180 estão nas concentrações de fósforo e manganês, que no material UBC-BH220 encontram-se em valores quase duas vezes maior que no material UBC-BH180. Sendo assim, pode-se entender que, como relatado em trabalhos anteriores [9, 10], com uma quantidade maior de fósforo no contorno de grãos, onde ocorre o out-burst, a energia necessária para provocar este fenômeno no material de substrato UBC-BH220 foi maior que a energia necessária para iniciar a difusão de ferro pela superfície dos grãos da interface entre o substrato e o revestimento. No entanto, logo após a difusão de ferro pela superfície do contorno de grãos ter começado, a energia aplicada no sistema foi suficiente para iniciar a explosão reativa de out-burst. 64

78 Crateras δ na superfície BH C x 20s seção transversal. 500x BH C x 20s seção transversal. 1800x BH C x 20s Superfície. 800x BH C x 20s seção transversal. 500x BH C x 20s seção transversal. 1800x BH C x 20s Superfície. 800x BH C x 20s seção transversal. 500x out-burst ζ e δ indo para superfície BH C x 20s seção transversal. 1800x Inicio transformação BH C x 20s Superfície. 800x ζ Difusão diferente de out-burst Sem transformação BH C x 20s seção transversal. 500x BH C x 20s seção transversal. 1800x BH C x 20s Superfície. 800x FIGURA 5.31 Fotomicrografias do revestimento GA com Substrato UBC-BH220 em 20s. 65

79 5.3.2 Fotomicrografias do Tratamento Térmico de 30s Para o tratamento térmico com tempo de 30s, verifica-se através de análise das imagens mostradas na figura 5.32, que o revestimento com substrato UBC-BH220 apresenta maior resistência à transformação de fases do revestimento GA quando comparado ao revestimento com substrato UBC-BH180 nas mesmas condições de tratamento térmico. Enquanto no material UBC-BH180 a presença de crateras na superfície do revestimento inicia no tempo de 30s, e temperatura de 540 C, no material UBC-BH220, isso somente acontece quando a temperatura atinge 560 C. Ainda com esta mesma comparação, pode-se observar que a existência de crateras no material UBC-BH180 extingue-se com a temperatura de 580 C, enquanto no material UBC-BH220 é possível à observação de crateras nesta mesma temperatura. Para este ciclo de tratamento térmico de 30s, não foi possível a visualização de um mecanismo de difusão diferente do out-burst, provavelmente, porque tal fato ocorreu antes do tempo de 30s, pois, como já foi observado, esta ocorrência acontece na faixa dos 20s. Mesmo assim, é possível, nas temperaturas de 520 C e 540 C, a observação de cristais das fases ζ e δ sendo empurrados para a superfície pela reação de out-burst. δ Crateras BH C x 30s seção transversal. 500x BH C x 30s seção transversal. 1800x BH C x 30s Superfície. 800x Crateras BH C x 30s seção transversal. 500x BH C x 30s seção transversal. 1800x BH C x 30s Superfície. 800x 66

80 FIGURA 5.32 Fotomicrografias do revestimento GA com Substrato UBC-BH220 em 30s. ζ e δ indo para superfície BH C x 30s seção transversal. 500x BH C x 30s seção transversal. 1800x BH C x 30s Superfície. 800x Estrutura formada por out-burst BH C x 30s seção transversal. 500x out-burst BH C x 30s seção transversal. 1800x BH C x 30s Superfície. 800x FIGURA 5.32 Continuação A associação da densidade de crateras com a temperatura de tratamento térmico do revestimento GA foi feita anteriormente por Halle. P. M et al. (2001) e por O'Dell, S. P et al. (2003), em que a presença de crateras foi considerada benéfica ao revestimento por ajudar a conter a ocorrência de powdering. Entretanto, a existência de crateras é resultado do uso de baixas temperaturas, o que também proporciona uma menor participação de ferro no revestimento e a formação visível de fase Г mais discreta. Portanto, com este estudo, é possível verificar que a existência de crateras não pode ser considerada a única responsável pela resistência do revestimento à ocorrência de powdering, e sim a associação entre a participação mais baixa de ferro no revestimento, com uma menor formação de fase Г e a alta densidade de crateras. A existência de crateras no material UBC-BH220 mesmo com a temperatura de tratamento térmico de 580 C, confirma a maior resistência deste substrato diante da formação de fases do revestimento GA e indica que esta temperatura, que foi considerada alta para o material UBC-BH180 e, principalmente, para o material IF comum, não pode ser classificada como inadequada para o material UBC-BH220. Porém, a confirmação deste fato dependerá dos resultados do teste V-Bend, que mede a resistência do revestimento GA à ocorrência de powdering. 67

81 5.3.3 Fotomicrografias do Tratamento Térmico de 40s Para o tratamento térmico do revestimento de zinco com substrato UBC-BH220 durante 40s, pode-se verificar nas imagens da figura 5.33, da mesma forma que aconteceu no tratamento térmico de 30s, cristais de estrutura monoclínica sendo empurrados para a superfície após a reação de out-burst. Também é possível observar que para este tempo de 40s com a temperatura de 580 C, a estrutura presente na superfície é mais refinada e quase não é possível perceber a existência de crateras. E na seção transversal, é possível visualizar um discreto crescimento da fase Г. Estas condições indicam que apesar da temperatura de 580 C já ter sido considerada relativamente baixa, ou seja, insuficiente para este substrato, neste caso, cujo tempo foi de 40s, esta mesma condição pode ser considerada excessiva, no entanto, a confirmação deste fato também dependerá dos resultados do teste de V-Bend. BH C x 40s seção transversal. 500x Г BH C x 40s seção transversal. 1800x BH C x 40s Superfície. 800x BH C x 40s seção transversal. 500x BH C x 40s seção transversal. 1800x BH C x 40s Superfície. 800x Estrutura formada por out-burst ζ e δ indo para superfície BH C x 40s seção BH C x 40s seção BH C x 40s Superfície. 68

82 transversal. 500x transversal. 1800x 800x FIGURA 5.33 Fotomicrografias do revestimento GA com Substrato UBC-BH220 em 40s. BH C x 40s seção transversal. 500x FIGURA 5.33 Continuação BH C x 40s seção transversal. 1800x BH C x 40s Superfície. 800x Composição Química do Revestimento Com os resultados da análise de composição química do revestimento com substrato UBC-BH220, pode-se verificar que assim como os resultados deste ensaio com substrato UBC-BH180, a temperatura de tratamento térmico possui influência significativa sobre a concentração de ferro no revestimento. Nas figuras 5.34 e 5.35, estão os gráficos com os resultados da concentração de ferro em função de temperatura e do tempo de tratamento térmico, nos quais se pode observar que nem todas as condições de tratamento térmico conseguiram atingir o percentual mínimo de 7% da participação de ferro no revestimento e que somente as temperaturas de 560 C e 580 C atingiram este requisito em todos os tempos de tratamento térmico. Com as análises destes dois gráficos, é possível confirmar o que foi verificado com as análises de imagens obtidas através do MEV, a maior resistência à transformação de fases do revestimento que o material UBC-BH220 possui em relação ao material UBC-BH180. E ainda é possível observar um fato ocorrido que pode vir a ser uma particularidade do material UBC-BH220: para todas as condições de tempo de tratamento térmico na temperatura de 580 C, a concentração de ferro no revestimento ficou em torno de 11%. Diante desta observação, pode-se entender que existe um ponto de saturação de concentração de ferro no revestimento quando o substrato é o material UBC-BH

83 UBC-BH220 - Participação de Ferro no Revestimento em Função da Temperatura de Tratamento Térmico Teor de Fe (%) s 30s 40s C 540 C 560 C 580 C 20s 2, 1 8, 58 11, 47 10, 79 30s 3, 23 4, 88 10, 75 11, 87 40s 1, 88 7, 39 9, 82 11, 86 Temperatura ( C) FIGURA 5.34 Relação entre o teor de ferro no revestimento e temperatura de tratamento térmico UBC-BH220 - Participação de Ferro no Revestimento em Função da Tempo de Tratamento Térmico 580 C 560 C 540 C 520 C Teor de Fe (%) s 30s 40s 580 C 10,79 11,87 11, C 11,47 10,75 9, C 8,58 4,88 7, C 2,1 3,23 1,88 Tempo de Tratamento Térmico (s) FIGURA 5.35 Relação entre o teor de ferro no revestimento e tempo de tratamento térmico. 70

84 5.3.5 Ensaio de V Bend para avaliação de powdering Os resultados do teste V-Bend para classificação de powdering do revestimento com substrato UBC-BH220 mostram que entre todos os materiais ensaiados até então, este material em questão é o que apresenta a maior resistência à ocorrência deste problema. As figuras 5.36 e 5.37 ilustram os gráficos dos mencionados resultados, nos quais se pode observar que a partir de 560 C começa o surgimento de desprendimento da liga de Fe-Zn, o que caracteriza o powdering. Também é possível verificar que assim como a temperatura, o tempo de tratamento térmico tem importante influência sobre os resultados deste teste. No tempo de 40s, observa-se uma grande elevação no valor da classificação do teste quando o valor da temperatura de tratamento térmico passa de 540 C, o que indica que acima desta temperatura, o tempo de 40s é inadequado para este material. As temperaturas de 520 C e 540 C obtiveram excelentes resultados de classificação, entretanto, o valor percentual de participação de ferro no revestimento para estas mesmas temperaturas está muito baixo, alguns pontos, inclusive, com valores menores que o mínimo de 7%. Sendo assim, pode-se entender que estas temperaturas também são parâmetros inadequados para o tratamento térmico do revestimento com este substrato, restando somente os parâmetro 560 C e 580 C, ambas com tempos de 20s e 30s com resultados aprovados. 7 6 UBC-BH220 - Classificação no Ensaio de powdering em Função da Temperatura de Tratamento Térmico Classificação s 30s 40s C 540 C 560 C 580 C 20s s s Temperatura ( C ) FIGURA 5.36 Relação entre a classificação de powdering e temperatura de tratamento térmico. 71

85 8 7 6 UBC-BH220 - Classificação no Ensaio de powdering em Função do Tempo de Tratamento Térmico 580 C 560 C 540 C 520 C Classificação s 30s 40s 580 C C C C Tempo de Tratamento Térmico (s) FIGURA 5.37 Relação entre a classificação de powdering e tempo de tratamento térmico. Com a análise destes resultados, verifica-se que para o material com substrato UBC- BH220 a melhor condição de tratamento térmico é iniciar este processo com altas temperaturas e resfriar rapidamente Concentração de Ferro no Revestimento Versus Ocorrência de powdering Quando se compara os resultados de concentração de ferro com a classificação do teste de V-Bend, percebe-se que, da mesma forma como ocorreu com o material UBC-BH180, o material UBC-BH220 apresenta uma relação entre estes resultados, porém, para os tempos de 30s e 40s esta relação se apresenta um pouco mais forte. Os resultados do teste V-Bend encontram-se nas figuras 5.38, 5.39 e Com a análise destes gráficos, confirma-se a indicação de que as melhores condições para tratamento térmico do material UBC-BH220 são as de aquecimento rápido em altas temperaturas e resfriamento rápido, uma vez que todos os resultados onde o percentual de ferro está acima do mínimo de 7% e os valores da classificação do teste V-Bend estão menores ou iguais a 4 são nesta condição de tratamento térmico. 72

86 Uma outra observação interessante que deve ser explicitada é a de que mesmo com os valores máximo de ferro ficando com aproximadamente o mesmo percentual para as temperaturas de 560 C e 580 C com os tempos de 20s, 30s e 40s, existem valores de classificação do teste V-Bend muito diferentes. Para os tempos de 20s e 30s todos os valores estão abaixo de 3, e para o tempo de 40s estão acima de 5. Para esta última condição, já havia sido observado um visível desenvolvimento de fase Г na análise de imagem das Fotomicrografias obtidas pelo MEV. E o desenvolvimento exagerado desta fase pode ser o causador destas diferenças observadas acima, e com as análises de dissolução eletroquímica e difração de raios-x estas diferenças provavelmente serão justificadas. UBC-BH220 - Classificação no Ensaio de Powdering e Concentração de Ferro em Função do Temperatura de Tratamento Térmico Classificação % Ferro C 540 C 560 C 580 C Temperatura ( C) Classificação 20s %FE 20s FIGURA Relação entre a classificação de powdering e %Fe no revestimento para o ciclo 20s. 73

87 UBC-BH220 - Classificação no Ensaio de Powdering e Concentração de Ferro em Função do Temperatura de Tratamento Térmico Classificação C 540 C 560 C 580 C Temperatura ( C) Classificação 30s %FE 30s % Ferro FIGURA Relação entre a classificação de powdering e %Fe no revestimento para o ciclo 30s. UBC-BH220 - Classificação no Ensaio de Powdering e Concentração de Ferro em Função do Temperatura de Tratamento Térmico Classificação % Ferro C 540 C 560 C 580 C Temperatura ( C) Classificação 40s %FE 40s

88 FIGURA Relação entre a classificação de powdering e %Fe no revestimento para o ciclo 40s Dissolução Eletroquímica e Resultados da Difração de Raios-X As curvas de dissolução eletroquímica dos revestimentos com substrato UBC-BH220 apresentaram resultados semelhantes aos resultados do material UBC-BH180, incluindo a presença do patamar referente ao efeito pseudo Г registrado para todas as condições de tratamento térmico. As demais fases apresentaram um atraso significativo em sua transformação nas condições em que as temperaturas de tratamentos térmicos eram menores, nas quais os patamares de fase η são bem mais presentes. Certamente, as temperaturas indicadas para o tratamento térmico deste material devem ser mais elevadas do que as temperaturas indicadas para os materiais IF comum e UBC-BH180. Na figura 5.41, estão as curvas de dissolução eletroquímica referentes ao tempo de tratamento térmico de 20s, onde é possível perceber que, para as condições de temperaturas iguais a 580 C e 560 C, o revestimento apresenta-se completamente transformado, sem a presença de patamares referentes à fase η. Percebe-se ainda que a perturbação na curva que forma um pequeno patamar referente à formação da fase Г na condição de 580 C é bem menor na condição de 560 C. Para as outras condições de temperatura, verifica-se a existência de grandes patamares referentes à fase η ainda presentes no revestimento juntamente com patamares referente às demais fases que ainda estão em formação. ζ δ Г PSE Γ Curva de dissolução eletroquímica 580 C e 20s 75

89 FIGURA 5.41 Curvas de Dissolução Eletroquímica para Tempo de Tratamento Térmico de 20s. ζ δ Г PSE Γ Curva de dissolução eletroquímica 560 C e 20s PSE Γ ζ δ Г η FIGURA 5.41 Continuação Curva de dissolução eletroquímica 540 C e 20s 76

90 PSE Γ δ Г η ζ Curva de dissolução eletroquímica 520 C e 20s FIGURA 5.41 Continuação Na figura 5.42, estão as curvas de dissolução eletroquímica para a condição de tratamento térmico de 30s. Para esta condição, é possível perceber que assim como na condição de tratamento térmico de 20s, às temperaturas de 580 C e 560 C, o revestimento foi completamente transformado. E para as temperaturas de 540 C e 520 C, esta transformação não ocorreu completamente. Em uma breve análise desta condição de tratamento térmico de 30s, verifica-se que em relação ao tratamento anterior de 20s, a condição em questão possui perturbações referentes à formação dos patamares das fases do revestimento um pouco mais aparentes. 77

91 ζ Г PSE Γ δ Curva de dissolução eletroquímica 580 C e 30s ζ Г PSE Γ δ Curva de dissolução eletroquímica 560 C e 30s FIGURA 5.42 Curvas de Dissolução Eletroquímica para Tempo de Tratamento Térmico de 30s. 78

92 PSE Γ Г ζ δ η Curva de dissolução eletroquímica 540 C e 30s PSE Γ Г ζ δ η FIGURA 5.42 Continuação. Curva de dissolução eletroquímica 520 C e 30s 79

93 Na figura 5.43, estão as curvas de dissolução eletroquímica para condição de tratamento térmico de 40s. Para esta condição, verifica-se que somente na temperatura de tratamento térmico de 520 C existe a presença da fase η. Em todas as outras curvas apresentas há somente as três fases do revestimento GA: ζ, δ e Г. De modo geral, em todas as condições de tratamento térmico, a temperatura de 520 C foi suficiente para transformar todo o revestimento. Nesta mesma figura, ainda é possível observar que o patamar referente à fase Γ é mais extenso para a temperatura de 580 C com tempo de 40s, quando comparado com as curvas desta mesma condição de temperatura, mas com tempos de 20s e 30s. Este fato pode explicar o porquê somente esta condição com 40s apresentou um alto valor na classificação de powdering, apesar de todas as condições mencionadas possuírem valores de concentração de ferro muito próximos. ζ δ Г PSE Γ Curva de dissolução eletroquímica 580 C e 40s FIGURA 5.43 Curvas de Dissolução Eletroquímica para Tempo de Tratamento Térmico de 40s. 80

94 ζ δ Г PSE Γ Curva de dissolução eletroquímica 560 C e 40s PSE Γ ζ δ Г FIGURA 5.43 Continuação. Curva de dissolução eletroquímica 540 C e 40s 81

95 PSE Γ δ Г η ζ FIGURA 5.43 Continuação. Curva de dissolução eletroquímica 520 C e 40s Na figura 5.44, estão os resultados obtidos através do ensaio de difração de raios-x, juntamente com uma curva de tendência representativa dos dados em questão, nos quais se verifica que a intensidade de fase Г presente no material UBC-BH220 é menor do que aquela registrada para o material UBC-BH180, que, por sua vez, foi bem menor que a do material IF comum. Esta observação confirma o que foi constatado anteriormente através de análises de imagens do MEV e da composição química do revestimento, nas quais foi percebido que em função da composição química do substrato, a transformação de fases do revestimento é alterada. Entretanto, mesmo com esta diferença, a formação de fases do revestimento e as ocorrências de powdering seguem o mesmo mecanismo: o enriquecimento de ferro no revestimento promove o desenvolvimento da fase Г e esta por sua vez promove o aumento das ocorrências de powdering. Continuando com a análise dos resultados da difração de raios-x, pode-se ainda perceber que, para este material, somente duas condições apresentaram resultados de classificação de powdering insatisfatório. As demais condições nas quais o percentual de ferro ficou abaixo de 12% e a intensidade de fase Г abaixo de 35, os resultados registraram valores de classificação que chegaram ao número máximo de 3, o que seria satisfatório para aprovação do ensaio V-Bend

96 Desenvolvimento da Fase Г em Função da Concentração de Ferro Ocasionando as Ocorrências de Powdering UBC-BH Classificação de Powdering Concentração de Ferro Intensidade da Fase Г Classificação x Intensidade Intensidade x % Ferro FIGURA 5.44 Desenvolvimento da Fase Г em Função da Concentração de Ferro Ocasionado as Ocorrências de powdering no Revestimento GA. Na figura 5.45, estão os resultados entre a relação da intensidade da fase δ pela intensidade da fase Г no substrato UBC-BH220, usando o mesmo critério utilizado para o julgamento do material UBC-BH180, para o qual os resultados em que o percentual de ferro ficou abaixo do mínimo requerido para revestimento GA, 7%, foram isolados. Os demais dados revelaram que o material UBC-BH220 possui comportamento muito próximo do material UBC-BH180, pois mesmo com um maior número de dados isolados, os dados não isolados traçam uma curva de tendência representativa mostrando que quanto maior o valor da relação δ/γ, menor o valor de classificação de powdering. 83

97 Ocorrência de Powdering em Função da Relação Fase δ / Г UBC-BH220 7 Classificação de Powdering Valores isolados, concentração de ferro abaixo de 7% ,5 2 2,5 3 3,5 4 4,5 5 5,5 6 Intensidade da Fase δ / Г FIGURA 5.45 Ocorrência de powdering em função da relação entre as fases δ e Г do revestimento GA. 84

98 5.3.8 Resumo dos Resultados dos Ensaios com Aço UBC-BH180 Na tabela V.3 estão agrupados todos os resultados obtidos nos ensaios realizados com aço UBC-BH220. Nesta tabela é possível observar que são poucas as condições onde o material foi classificado como aprovado, o que revela o quanto este substrato é mais sensível as condições de tratamento térmico quando comparado aos materiais anteriores. Percebe-se também que tanto o valore de percentual de Fe quanto a intensidade da fase Г devem possuir valores menores que o material UBC-BH180. E da mesma forma que para o material UBC- BH180, os resultados onde a fase η foi encontrada também foram classificados como ruim. TABELA V.3 Resultados Gerais do aço UBC-BH180 Tabela de Resultados dos Ensaios do Material UBC-BH220 - Tempo 20s Temp. C % Fe σ. Г δ / Г σ powdering σ Fase η Situação ,79 0, ,3 0,05 2 0,2 Não Bom ,47 0, ,3 0,03 1 0,3 Não Excelente 540 8,58 0, ,3 0, Sim Ruim 520 2,1 0, ,7 0, Sim Ruim Tabela de Resultados dos Ensaios do Material UBC-BH220 - Tempo 30s Temp. C % Fe σ Г δ / Г σ powdering σ Fase η Situação ,87 0, ,7 0,04 3 0,3 Não Bom ,75 0, ,7 0,04 2 0,5 Não Bom 540 4,88 0, ,8 0, Sim Ruim 520 3,23 0, ,6 0, Sim Ruim Tabela de Resultados dos Ensaios do Material UBC-BH220 - Tempo 40s Temp. C % Fe σ Г δ / Г σ powdering σ Fase η Situação ,86 0, ,3 0,04 6 0,8 Não Ruim 560 9,82 0, ,0 0,07 5 0,3 Não Ruim 540 7,39 0, ,6 0, Não Excelente 520 1,88 0,18 7 3,3 0, Sim Ruim 85

99 5.4 Resultados do Aço IF-FOS Fotomicrografias do Tratamento Térmico de 20s O material refosforado, IF-FOS220, agrega características tanto de um material IF comum, por ter em sua composição química um alto valor de participação de nióbio e titânio, o que lhe confere uma estrutura mais limpa e refinada; quanto a de um material UBC-BH, por possuir grande participação de fósforo e manganês. Sendo assim, espera-se que este material apresente uma resistência à transformação de fases maior que a do material IF comum e menor ou igual à de um material UBC-BH. Na figura 5.46, estão ilustradas as imagens obtidas pelo MEV das amostras termicamente tratadas durante 20s, nas quais se pode observar que, assim como no material IF comum, não há mais existência de crateras para as temperaturas de 580 C e 560 C. Para as temperaturas de 520 C e 540 C é possível observar que, da mesma forma como ocorreu nos materiais UBC-BH, o material IF-FOS220 também apresentou ocorrência de out-burst paralelamente à difusão pela superfície do grão. E da mesma forma como foi observado nos materiais UBC-BH, a reação de out-burst leva para a superfície grandes cristais das fases ζ e δ. δ FOS C x 20s seção transversal. 500x FOS C x 20s seção transversal. 1800x FOS C x 20s Superfície. 800x FOS C x 20s seção transversal. 500x FOS C x 20s seção transversal. 1800x FOS C x 20s Superfície. 800x FIGURA 5.46 Fotomicrografias do revestimento GA com Substrato IF-FOS220 em 20s. 86

100 Estrutura formada por out-burst FOS C x 20s seção transversal. 500x ζ e δ indo para superfície FOS C x 20s seção transversal. 1800x Crater FOS C x 20s Superfície. 800x out-burst FOS C x 20s seção transversal. 500x FIGURA 5.46 Continuação. Difusão pela superfície do grão FOS C x 20s seção transversal. 1800x Crater FOS C x 20s Superfície. 800x Fotomicrografias do Tratamento Térmico de 30s Na figura 5.47 estão ilustradas as imagens obtidas pelo MEV das amostras termicamente tratadas durante 30s. Onde observa-se que para esta condição, o comportamento das reações de transformação de fases no revestimento de zinco com substrato IF-FOS220 foi semelhante ao que ocorreu com o tempo de 20s, com a diferença de não ser possível visualizar a ocorrência da reação de out-burst. Este detalhe é perfeitamente explicável, pois já foi possível verificar que para este material, o fenômeno de Out-burst ocorre na faixa de tempo de 20s. δ FOS C x 30s seção transversal. 500x FOS C x 30s seção transversal. 1800x FOS C x 30s Superfície. 800x FIGURA 5.47 Fotomicrografias do revestimento GA com Substrato IF-FOS220 em 30s. 87

101 δ FOS C x 30s seção transversal. 500x FOS C x 30s seção transversal. 1800x FOS C x 30s Superfície. 800x Crateras FOS C x 30s seção transversal. 500x FOS C x 30s seção transversal. 1800x FOS C x 30s Superfície. 800x Estrutura formada por out-burst FOS C x 30s seção transversal. 500x FIGURA 5.47 Continuação. FOS C x 30s seção transversal. 1800x FOS C x 30s Superfície. 800x Fotomicrografias do Tratamento Térmico de 40s Na figura 5.48 estão ilustradas as imagens obtidas pelo MEV das amostras termicamente tratadas durante 40s. Onde foi possível verificar a formação visível da fase Г para a temperatura de 580 C, assim como perceber que à medida que a temperatura é acrescida, a quantidade e tamanho das irregularidades da superfície, conhecidas como crateras, diminuem até desaparecerem por completo à temperatura de 560 C, diferentemente do que aconteceu com o material IF comum no mesmo tempo de 40s quando já na temperatura de 520 C não era mais possível visualizar a presença de crateras. As crateras formadas à temperatura de 520 C e que reduzem de tamanho à temperatura de 540 C, desaparecendo acima desta temperatura, são muito profundos, chegando quase a atingir a superfície do substrato. Fato que não seria problema para a proteção contra corrosão que o 88

102 revestimento faz sobre o substrato, pois falhas menores que 10µm seriam facilmente cobertas pelo efeito galvânico. FOS C x 40s seção transversal. 500x Г visível FOS C x 40s seção transversal. 1800x FOS C x 40s Superfície. 800x FOS C x 40s seção transversal. 500x FOS C x 40s seção transversal. 1800x FOS C x 40s Superfície. 800x Crateras profundas FOS C x 40s seção transversal. 500x FOS C x 40s seção transversal. 1800x FOS C x 40s Superfície. 800x Crateras profundas 10µm FOS C x 40s seção transversal. 500x ζ e δ indo para superfície FOS C x 40s seção transversal. 1800x Crateras profundas FOS C x 40s Superfície. 800x FIGURA 5.48 Fotomicrografias do revestimento GA com Substrato IF-FOS220 em 40s. 89