CT-33 MICROESTRUTURA DE REVESTIMENTOS EMPREGADOS NA REABILITAÇÃO DE PERFIS HIDRÁULICOS ERODIDOS PELA CAVITAÇÃO

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1 CT-33 MICROESTRUTURA DE REVESTIMENTOS EMPREGADOS NA REABILITAÇÃO DE PERFIS HIDRÁULICOS ERODIDOS PELA CAVITAÇÃO (1) Gustavo Borges Musardo (1) Márcia Regina Vieira de Araújo (2) Renato Barela (3) Mário Alberto Almeida Artoni (4) Vicente Afonso Ventrella (5) Juno Gallego RESUMO Um dos problemas mais freqüentes nas turbinas hidráulicas é a perda de massa causada pela cavitação, cujo reparo requer grandes demandas de tempo e recursos materiais/financeiros. Neste trabalho foi investigada a microestrutura de revestimentos resistentes à cavitação, nos quais são empregados arames de solda contendo cobalto, cuja deposição ocorreu seguindo o procedimento recomendado para a manutenção de turbinas hidráulicas. A caracterização microestrutural foi realizada por microscopia ótica e eletrônica (MEV). As variações de microdureza determinadas nas diversas camadas de revestimento mostrou depender do tipo de substrato (amanteigamento) e da microestrutura observada. Palavras-chave: microestrutura, revestimento, ligas com cobalto, cavitação. ABSTRACT The cavitation erosion is one of the main reasons for the damage of flow machines, being responsible for significant loss of mass in their parts. Cobalt-alloyed steels have been traditionally used in water turbines as an effective hardfacing coating, which are usually deposited by gas metal arc welding (GMAW) process on cavitation erosion surface. In the present work several flux-cored and solid wires, such as AWS E70-S6, AWS E309-T1 and an austenitic stainless steel containing cobalt, were used to make buttering and hardfacing layers. Samples from welding procedures were prepared for microstructure characterization by light microscopy and scanning electron microscopy. Vickers microhardness tests have been carried out on these layers, which results have been analysed and discussed with their respective microstructures. It was concluded that austenitic stainless steel with cobalt addition have allowed higher microhardness values but these results were dependent on the kind of substrates or deposited layers and their microstrutural features. Key words: cavitation, cobalt-austenitic stainless steel, turbine; microstructure. (1) Engenheiro Mecânico(a). Aluno(a) de Mestrado em Engenharia Mecânica, UNESP Ilha Solteira. (2) Técnico em Mecânica. Servtec Serviços Técnicos Terceirizados Ltda. Ilha Solteira/SP. (3) Técnico em Mecânica. Companhia Energética de São Paulo S.A. Ilha Solteira/SP. (4) Doutor em Engenharia de Materiais. Departamento de Engenharia Mecânica, UNESP Ilha Solteira. (5) Doutor em Engenharia de Materiais. Departamento de Engenharia Mecânica, UNESP Ilha Solteira. C.P. 31 Ilha Solteira/SP CEP (18) gallego@dem.feis.unesp.br

2 1. INTRODUÇÃO No Brasil mais de 90% da energia elétrica consumida é fornecida por usinas hidroelétricas (UHE) (1). No estado de São Paulo destaca-se o Complexo Hidroelétrico de Urubupungá, com três usinas instaladas dentro de um raio de 50km (Ilha Solteira, Três Irmãos e Jupiá) e que aproveitam a vazão dos rios Paraná e Tietê. Em Ilha Solteira e Três Irmãos foram instaladas turbinas do tipo Francis (máquinas com palhetas fixas, construídas em açocarbono), enquanto em Jupiá estão em funcionamento turbinas Kaplan (máquinas com palhetas móveis, construídas em aço inoxidável martensítico). Embora as turbinas sejam projetadas visando o máximo rendimento e durabilidade, a utilização dessas máquinas por longos períodos de tempo leva a ocorrência de um fenômeno causado por variações dinâmicas de pressão a cavitação. Sendo um evento de ação contínua, a cavitação causa grandes perdas de massa em áreas específicas da turbina e que leva ao dano catastrófico se não forem tomadas medidas corretivas (2). A reposição do material removido pela cavitação é feita por processos de soldagem, sendo consumidos com freqüência mais de uma tonelada de eletrodos para repor essas perdas (1). Objetivando garantir maior resistência ao processo cavitativo e aumentar o período entre as manutenções programadas faz-se o uso de procedimentos de soldagem e consumíveis adequados (3). Com este propósito diversas ligas com cobalto têm sido satisfatoriamente empregadas no reparo de turbinas hidráulicas cavitadas, sendo a sua aplicação restrita à superfície exposta aos efeitos da cavitação. Por se tratar de um problema tecnológico de grande importância econômica diversos grupos de pesquisa nacionais (1,2,4) e internacionais (5) tem dedicado esforços para desenvolver materiais adequados para esta finalidade. Este trabalho é uma investigação preliminar de aspectos microestruturais associados aos materiais e procedimentos utilizados no reparo de turbinas danificadas por cavitação da UHE de Ilha Solteira, através da análise de amostras do revestimento por microscopia ótica (MO) e eletrônica de varredura (MEV). 2. MATERIAIS E MÉTODOS As peças usadas como metal de base foram extraídas de retalhos tirados de turbinas hidráulicas, construídas em aço-carbono tipo ASTM A-36, usinados como placas com dimensões 140 x 50 x 15 milímetros de espessura. Sobre esses corpos de prova foram depositadas diversas camadas de revestimento, seguindo o procedimento padrão para os reparos das turbinas da UHE de Ilha Solteira. A Figura 1 apresenta esquematicamente a sequência das camadas de revestimento, depositadas pelo processo de soldagem por arco elétrico com proteção gasosa. Tanto na amostra S2 como na S5 foram adicionadas inicialmente duas camadas de aço AWS E70-S6, sendo posteriormente depositadas duas camadas de amanteigamento com arame AWS E309-T1 apenas na amostra S2. As últimas camadas foram preenchidas com uma liga resistente à erosão cavitacional, fornecido na forma de arame tubular feito com um aço inoxidável austenítico contendo cobalto, cuja soldagem foi protegida com uma atmosfera de 2% O 2 98% Ar. Na deposição dos demais arames foi usada uma mistura gasosa 25% CO 2 75% Ar. A Tabela 1 apresenta a composição nominal dos arames empregados, enquanto na Tabela 2 são especificados os parâmetros de soldagem como corrente (I) e tensão (V) médias, velocidade (v) e energia de soldagem (E) consumida em cada camada de revestimento. A temperatura interpasses foi fixada em 150 C, monitorada durante o processamento por um termômetro infravermelho. Após a soldagem os corpos-de-prova foram cortados com disco abrasivo sob resfriamento, visando a preparação de amostras para caracterização por MO e MEV. Embutidas as peças em resina seguiu-se o lixamento de maneira convencional, sendo o polimento feito com alumina 1,0µm. Para a revelação da microestrutura foi necessário aplicar diversas soluções químicas indicadas na literatura (6,7), devido a diversidade da composição química das

3 camadas. Medidas de microdureza Vickers com carga padrão de 40g foram efetuadas em espaçamentos padronizados de 0,5mm, desde a superfície do revestimento até uma região do metal de base que não tenha sofrido o efeito do ciclo térmico de soldagem. MEV e microanálise EDS foram empregadas na análise de detalhes mais finos encontrados na microestrutura das amostras. Difração de raios-x foi realizada sobre a camada de aço inoxidável com cobalto depositada na amostra S2, onde foi usado um feixe monocromático Cu K α (λ = 0,154nm) acelerado em 40kV e velocidade de contagem de 2 graus por minuto. 3. RESULTADOS E DISCUSSÃO A observação da superfície polida das amostras permitiu identificar, com facilidade, as inclusões de segunda fase existentes nas diversas camadas analisadas, como mostram as micrografias óticas na Figura 2. Na placa de aço usada como metal base foi possível perceber que era comum o alinhamento das inclusões identificadas, comportamento esse que pode ser explicado pelo processamento termomecânico usado na fabricação do aço estrutural ASTM tipo A-36. Grande número de inclusões globulares, com tamanho variando normalmente entre 2 a 20µm, foi observado nas camadas de aço-carbono AWS E70-S6 das amostras S2 e S5. A sua formação foi atribuída à diluição dos elementos químicos na poça de fusão, provenientes do metal de adição e do metal base, particularmente silício e alumínio (desoxidantes) e manganês (controle de sulfetos). Distribuições de partículas grosseiras semelhantes não foram observadas nas camadas de revestimento feitas com os arames AWS E309-T1 ou de aço inoxidável com cobalto, onde as inclusões identificadas por microscopia ótica mostraram ser menores (1 a 5µm) e mais dispersas. Nas amostras S2 e S5 verificou-se que na interface entre a camada feita com o arame de aço-carbono AWS E70-S6 e o revestimento adjacente, feito com os consumíveis AWS E309-T1 ou de aço com cobalto, havia um significativo acúmulo de partículas no lado do aço-carbono. Esta aglomeração freqüentemente decorava a linha da poça de fusão, como mostrado na Figura 2(c). A natureza frágil das inclusões e o seu alinhamento facilitariam a propagação de trincas que provocariam a falha do revestimento (8). As microestruturas do aço A-36 e do revestimento feito com o eletrodo AWS E70-S6 são apresentadas nas micrografias óticas da Figura 3. O ataque com nital 2% mostrou que o aço-carbono tipo A-36 apresentava uma microestrutura constituída essencialmente por ferrita poligonal, nucleada sobe os antigos contornos de grão austeníticos, e colônias de perlita, como representado na Figura 3(a). Na observação da microestrutura do metal de solda e adjacências verificou-se que a utilização de um leve pré-ataque com nital 2%, seguindo-se imediatamente a imersão da amostra no reativo de Marshall (7) (5ml ácido sulfúrico, 8g ácido oxálico, 100ml água destilada, 100ml peróxido de hidrogênio (30%)) por aproximadamente 5 segundos trouxe melhores resultados. Este procedimento promoveu um ótimo contraste de interfaces, permitindo a revelação das diversas morfologias da ferrita existentes na zona termicamente afetada e no metal de solda constituídos por aço-carbono. Nessas regiões foram identificados por microscopia ótica grãos de ferrita poligonal, acicular e agregados ferrita-carboneto, Figura 3(b). O entrelaçamento entre as agulhas de ferrita e a forte orientação dos carbonetos formados ao longo da ferrita com segunda fase alinhada foram mais detalhadamente observados por microscopia eletrônica de varredura, Figura 4, onde foi empregado o contraste gerado por elétrons secundários. A formação de ferrita com essas morfologias resulta em uma maior resistência mecânica, promovida pelo aumento da densidade de discordâncias, embora possam haver implicações sobre a tenacidade dessa microestrutura especialmente no caso da ferrita com segunda fase alinhada, Figura 4(b). A utilização de reativos formulados a base de ácido pícrico, como o picral, não foi eficaz para a revelação da microestrutura das camadas de aço inoxidável mas contribuiu para dissolver as inclusões não metálicas observadas nas camadas de aço ao carbono principalmente aquelas observadas na região do AWS E70-S6. Para o estudo da

4 microestrutura do aço inoxidável austenítico AWS E309-T1 foram empregados os reagentes de Villela (1g ácido pícrico, 5ml ácido clorídrico e 100ml etanol) e o Watertown Arsenal (38ml ácido clorídrico, 12ml ácido sulfúrico e 50ml água destilada) (7), cujos resultados são exemplificados nas micrografias da Figura 5. O reativo de Villela realçou a estrutura dendrítica resultante do processo de soldagem, que apresentou bolsões interdendríticos constituídos por ferrita-delta do tipo vermicular [9]. O aspecto da ferrita-delta mostrado na Figura 5(a) foi bastante semelhante ao reportado por Rodrigues e colaboradores (10), que utilizaram em suas amostras o reagente de Murakami. O segundo reativo usado na camada de aço E309-T1 delineou a morfologia das dendritas primárias, facilitando a observação de grandes grãos colunares formados por feixes de dendritas primárias paralelas e afastadas entre si em uma distância que normalmente variava entre 10 a 20µm, Figura 5(b). O ataque prolongado do reativo de Villela provocou a decomposição da ferrita-delta, como pode ser constatado na micrografia MEV mostrada na Figura 6(a). A análise da composição química por EDS (electron dispersive spectroscopy), feita na camada de amanteigamento para a deposição do aço resistente à cavitação, confirmou a presença de elementos como cromo, manganês, níquel e silício como pode ser visto na Figura 6(b). A não detecção do cobalto nessas regiões sugeriu que a diluição entre esses materiais foi limitada nas condições de processamento utilizadas. Devido a sua notável resistência ao ataque químico, a revelação da microestrutura do aço inoxidável com cobalto foi testada com variados tipos de reativos. A análise da camada externa deste material por difração de raios-x mostrou que a estrutura cristalina correspondia ao arranjo cúbico de face centrada, característica da austenita. Os picos de intensidade difratada mostrados na Figura 7 também permitiram identificar cobalto e carbonetos do tipo M 23 C 6 ricos em cromo, formatos durante a partição dos elementos de liga na solidificação da poça de fusão. Para a observação da microestrutura do aço resistente à cavitação bons contrastes foram conseguidos com três reativos distintos, cujos resultados são apresentados na Figura 8. A aplicação da solução descrita por Shin e colaboradores (6), composta por 100ml água, 10ml ácido nítrico, 50ml ácido sulfúrico e 10g cloreto de ferro, permitiu destacar a dispersão uniforme do constituinte interdendrítico ao longo dos extensos ramos primários das dendritas, Figura 8(a). Contraste semelhante também pode ser observado na Figura 8(c), na qual fez-se o uso do reativo de Marble (20g sulfato de cobre, 100ml ácido clorídrico, 100ml água) (7). A imersão da amostra por aproximadamente 30 segundos em um reativo constituído por 100ml etanol, 5g ácido pícrico, 5ml ácido clorídrico e 1ml de peróxido de hidrogênio facilitou a visualização da orientação das dendritas primárias, Figura 8(b), que agrupadas em feixes paralelos com afastamento relativo entre 5 a 15µm formavam grandes grãos com morfologia colunar. A Figura 9 mostra a variação da microdureza nas camadas depositadas sobre as amostras S2 e S5. Foi observado que na primeira ocorreu um decréscimo na dureza do revestimento resistente à cavitação. Houve, entretanto, um endurecimento na região de transição do aço com cobalto com o aço inoxidável AWS E309-T1, provavelmente causado pelo efeito da diluição e do ciclo térmico de soldagem que seriam responsáveis pela formação de carbonetos de cromo. Estudos realizados em ligas contendo cromo e maior teor de cobalto (stellites) creditaram um acréscimo expressivo da dureza ao efeito causado pela existência de carbonetos cuboidais do tipo M 23 C 6 (11). Na amostra S5 o aumento de dureza na interface entre seria favorecido pela partição do carbono entre o aço com cobalto e o aço-carbono AWS E70-S6. Nas duas amostras ensaiadas foi constatado um aumento na dureza da camada depositada sobre o metal base, comportamento que foi correlacionado com o refinamento da microestrutura nestas regiões. As micrografias apresentadas na Figura 10 mostram a região da zona de ligação (interface) entre camadas depositadas sobre as amostras. Verificou-se a presença de uma região planar no aço resistente à cavitação, cuja espessura variou com o substrato (mais delgado com a aplicação do arame AWS E70-S6, Figura 10(a), e mais espesso com o aço inoxidável AWS E309-T1, Figura 10(c)), de onde se originou o crescimento de dendritas. Apesar do aporte térmico usado na soldagem desta camada da liga Co ser semelhante nas amostras

5 analisadas, Tabela 2, constatou-se a ocorrência tanto do crescimento dendrítico do tipo celular quanto do tipo colunar. Tal comportamento foi atribuído a gradientes de concentração existentes na poça de fusão (12). A micrografia mostrada na Figura 10(d) representa a zona de ligação entre a camada de amanteigamento da amostra S2 e o aço com cobalto. Esta imagem foi gerada no microscópio eletrônico de varredura usando elétrons retroespalhados que são capazes de gerar constraste afetado pelo número atômico. Percebe-se nitidamente que inclusões globulares observadas na camada de aço inoxidável AWS E309-T1 são escuras, pois são constituídas por elementos de menor número atômico (alumínio, silício), enquanto que as partículas cuboidais identificadas do lado do aço com cobalto tem contraste mais claro devido a presença de elementos mais pesados como o cromo. Esta morfologia é bastante semelhante ao reportado por Atamert e Bhadeshia (11), que investigaram as variações de dureza em ligas com cobalto causadas pela formação de carbonetos primários do tipo M 23 C CONCLUSÕES - A microestrutura dos diversos revestimentos analisados mostrou ser complexa, resultado da interação entre os efeitos da diluição e dos ciclos térmicos aplicados nos processos de soldagem usados na deposição das camadas; - A análise metalográfica permitiu constatar a inexistência de microporosidades sendo, no entanto, identificados um grande número de inclusões grosseiras com morfologia globular e tamanhos variáveis entre 2 a 20µm. Essas partículas foram encontradas principalmente nas camadas revestidas com o aço-carbono AWS E70-S6; - O crescimento das dendritas, tanto do tipo celular quanto colunar, ocorreu a partir de uma região planar existente na interface entre camadas de composição diferente; - A microestrutura mostrou depender da composição do revestimento, mostrando ser preponderantemente dendrítica na liga com cobalto e na camada de aço inoxidável austenítico AWS E309-T1 e colunar/acicular no revestimento feito com o aço-carbono AWS E70-S6; - O comportamento da dureza mostrou ser complexo nos revestimentos analisados. A dureza do revestimento resistente a cavitação mostrou ser da ordem de 3000MPa, decaindo à medida que se afasta da superfície. O amanteigamento feito com o arame de aço inoxidável AWS E309-T1 resultou em camadas com maior uniformidade de dureza se comparado ao uso do aço-carbono AWS E70-S6. 5. AGRADECIMENTOS Os autores agradecem a Tiago Gonçalves e Otávio Amaral Borges de Souza, alunos de graduação do curso de Engenharia Mecânica, pela valiosa colaboração prestada durante o desenvolvimento do trabalho. 6. REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS [1] CALAINHO, J. A. L. et al. Cavitação em Turbinas Hidráulicas do Tipo Francis e Kaplan no Brasil. In: ANAIS DO XV SEMINÁRIO NACIONAL DE PRODUÇÃO E TRANSMISSÃO DE ENERGIA ELÉTRICA, 6p., Foz do Iguaçu, CD. [2] MARQUES, P. V. Proteção de Turbinas Hidráulicas contra o Desgaste Cavitacional. Soldagem e Inspeção, V. 8, n. 2, pp , [3] ARTONI, M. A. A. Comunicação Particular. Setembro, 2004.

6 [4] BARRA, S. R., DUTRA, J. C. e RIBAS, F. A. Avaliação dos Efeitos da Variação dos Parâmetros/Procedimentos de Soldagem e Automação sobre a Planicidade e Aspecto Superficial dos Revestimentos Empregados em Turbinas Hidráulicas. In: ANAIS DO XXIV ENCONTRO NACIONAL DE TECNOLOGIA DA SOLDAGEM. 9p. Fortaleza, Associação Brasileira de Soldagem, ABS, CD. [5] LEE, M.-W., KIM, Y.-K., KIM, Y., LEE, S.-H., HONG, H.-S. and KIM, S.-J. Study on the Cavitation Erosion Behavior of hardfacing Alloys for Nuclear Power Industry. Wear, V. 255, pp , [6] SHIN, J-C, DOH, J-M, YOON, J-K, LEE, D-Y and KIM, J-S. Effect of Molybdenum on the Microstructure and Wear Resistance of Cobalt-base Stellite Hardfacing Alloys. Surface and Coating Technology, V. 166, pp , [7] VANDER VOORT, G. F. Metallography: Principles and Practice. McGraw-Hill Book Co., New York, pp , [8] SCHUMANN, G. O. and FRENCH, I. E. Effect of Microstructure and Non-Mettalic Inclusions on the Impact Properties of Flux-Cored Weld Metals. Scripta Materialia, V. 36, n. 12, pp , [9] OATES, W. R. and SAITTA, A. M. (eds). Stainless and Heat-Resisting Steels. Welding Handbook volume 4. Miami, AWS, 8th ed., Cap. 5, pp [10] RODRIGUES, C.E.A.L. et al. Inclusões e Ferrita-delta no Metal de Solda de Eletrodos Inoxidáveis Austeníticos: Avaliação de Fabricantes Disponíveis no Mercado Brasileiro. In: Anais II COBEF. ABCM, Uberlândia, 2003, 10p. [11] ATAMERT, S. and BHADESHIA, H. K. D. H. Comparison of the Microstructures and Abrasive Wear Properties of Stellite Hardfacing Alloys Deposited by Arc Welding and Laser Cladding. Metallurgical Transactions A, V. 20A, n. 6, pp , [12] LINNERT, G. E. Simple Welds in Iron and Steel. In: Welding Metallurgy volume 1. Miami, American Welding Society, 4th ed., Cap. 9, pp Tabela 1: Composição nominal dos materiais usados na soldagem (% peso). Esp. arame C Mn Si Cr Ni Mo Co A-36 (M.B.) 0,25 1,00 0, E70-S6 Sólido 0,10 1,65 1, E309-T1 Tubular 0,06 1,40 0,80 23,0 12,8 - - Inox Co Tubular 0,15 9,80 1,90 19,5-0,28 10,8 Tabela 2: Parâmetros de soldagem usados nos experimentos. v E CDP M.B. arame camada I [A] V [V] [mm/min] [kj/mm] E70-S6 1/ ,364 E70-S6 2/ ,463 S2 A-36 Inox Co 1/ ,592 Inox Co 2/ ,606 E70-S6 1/ ,372 S5 A-36 Inox Co 2/ ,624 E309-T1 E70-S6 1/2 2/ ,410 0,470 E309-T1 Inox Co 2/2 1/ ,432 0,601

7 aço Co (2) aço Co (1) E309-T1 (2) E309-T1 (1) E70-S6 (2) E70-S6 (1) aço A-36 aço Co (2) aço Co (1) E70-S6 (2) E70-S6 (1) aço A-36 (a) (b) Figura 1: Seqüência das camadas de revestimento depositadas por soldagem sobre o metal base, feito de aço-carbono tipo A-36. Amostra S2 em (a) e S5 em (b) Figura 2: Aspecto das inclusões identificadas nas amostras S2 e S5. Exemplos de partículas encontradas nas camadas do aço E70-S6 em (a); Sulco deixado por uma inclusão em (b); Zona de ligação entre os aços E70-S6 e E309-T1 em (c); Inclusões no aço inoxidável com cobalto em (d). Amostras não atacadas. Aumento: 200 X em (a), (c) e (d); 500 X em (b).

8 Figura 3: Microestruturas típicas observadas por microscopia ótica. Aço-carbono tipo A-36 em (a) e aço AWS E70-S6 em (b), onde foram utilizados os reativos de nital 2% e Marshall respectivamente. Aumento original de 500 vezes. Figura 4: Imagens de elétrons secundários (MEV) mostram diferentes morfologias da ferrita encontradas nas camadas de aço-carbono AWS E70-S6 depositadas por soldagem. Ferrita acicular e de contorno de grão em (a) e com segunda fase alinhada em (b). Figura 5: Microestrutura dendrítica das camadas de aço inoxidável AWS E309-T1 observadas por microscopia ótica após utilização de diferentes ataques metalográficos. Foram usados o reativo de Villela em (a) e Watertown Arsenal em (b). Aumento: 500 vezes.

9 Figura 6: Micrografia de elétrons secundários (MEV) mostrando ataque preferencial dos bolsões interdendríticos do aço E309-T1 pelo reativo de Villela (a), aumentada em 2000X. Em (b) é mostrada a microanálise EDS da camada depositada desse material intensidade (u.a.) aço Co - amostra S2 M 23 C 6 Co (FCC) Fe-γ (FCC) ângulo 2θ Figura 7: Difração de raios-x feita sobre a camada de aço inoxidável com cobalto, resistente à cavitação, mostrando estrutura austenítica. Radiação Cu K α, 40 kv. Amostra S2. Figura 8: Microestrutura dendrítica observada após diferentes ataques metalográficos das camadas de aço resistente à cavitação. Os reativos são descritos no texto. Aumento: 500 X.

10 microdureza Vickers [MPa] A B C D E F G (a) distância da superfície [mm] amostra S2 A - aço Co (2) B - aço Co (1) C - E309 (2) D - E309 (1) E - E70S6 (2) F - E70S6 (1) G - M.B. microdureza Vickers [MPa] A B C D E (b) distância da superfície [mm] amostra S5 A - aço Co (2) B - aço Co (1) C - E70S6 (2) D - E70S6 (1) E - M.B. Figura 9: Variação de microdureza Vickers nas camadas de revestimento depositadas por soldagem sobre a amostra S2 em (a) e S5 em (b). Carga padrão: 40 gramas. Figura 10: Interfaces entre camadas de revestimento. Micrografias óticas mostram em (a) a zona de ligação entre E70-S6 e aço Co, entre as 2 camadas de aço Co em (b), entre o E309-T1 e aço resistente a cavitação em (c). Em (d) é mostrado contraste de elétrons retroespalhados (MEV) de partículas de segunda fase com diferentes composições. Ataque: Villela. Aumentos de 250 vezes entre (a) e (c) e de 500 vezes em (d).