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GESSICA DIAS BAZZI
ESTUDO DE REVESTIMENTOS A BASE DE LIGAS Fe Al
Dissertação apresentada ao Curso de
Pós Graduação em Engenharia
Mecânica como requisito parcial à
obtenção do grau de Mestre em
Engenharia de Superfície.
Universidade Federal do Paraná.
Orientadora: Prof.ª Dra. Ana Sofia
Clímaco Monteiro D’Oliveira.
CURITIBA 2008
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GESSICA DIAS BAZZI
ESTUDO DE REVESTIMENTOS A BASE DE LIGAS Fe Al
Dissertação apresentada ao Curso de
Pós Graduação em Engenharia
Mecânica como requisito parcial à
obtenção do grau de Mestre em
Engenharia de Superfície.
Universidade Federal do Paraná.
Orientadora: Prof.ª Dra. Ana Sofia
Clímaco Monteiro D’Oliveira.
CURITIBA 2008.
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ii
DEDICATÓRIA
Certa vez quando passávamos em frente ao prédio da Universidade
Estadual de Ponta Grossa, minha mãe me falou: “Um dia filha, você vai estudar
aqui!” – olhei para as colunas imponentes da entrada e para as azaléias floridas
no jardim em meio as quais alguns maltrapilhos meninos de rua brincavam,
pensei - “ Eu hein?! Eu não vou estudar numa escola cheia de meninos de rua!” –
e do alto da sabedoria dos meus 5 anos, preferi o silêncio.
Quando aos 6 anos aprendi a ler não faltou incentivo por parte da minha
mãe para que eu lesse tudo, e esse tudo a colocou em situações
constrangedoras, quando certa vez li uma palavra de baixo calão numa pichação
e perguntei o que era, a resposta foi que eu era ainda muito jovem pra saber, e
que quando eu fosse mais velha ela me diria. Comecei então a falar para todo
mundo que “ @#$%&*# “ era uma palavra muito feia, e que quando eu
crescesse, minha mãe me contaria o que ela significava.
Ela me mandava ao quintal buscar “ uma dúzia de cebolinhas verdes”, e eu
achava que era importante para a receita trazer o número exato, porque minha
mãe sempre conferia, com isso aprendi os numerais e também adquiri a mania de
até hoje, contar quantas cebolinhas verdes vou colocar na comida.
Quando entrei na universidade não tinha mais medo dos meninos de rua,
mas das disciplinas que me pareciam impossíveis, e quando pela primeira vez na
vida fiquei para exame e caí na choradeira, minha mãe me disse firme: “ Você
consegue, você sempre conseguiu, agora não é hora de fraquejar.”
Quando a dissertação de mestrado parecia ter vontade própria e eu não
encontrava maneira de convencê-la que precisava ser escrita, liguei chorando pra
minha mãe, e ela me disse com a mesma certeza de anos atrás: “ Você
consegue, você sempre conseguiu, agora não é hora de fraquejar.”
E é por isso que dedico esta conquista à você mãe, que sempre confiou
mais na minha capacidade do que eu mesma, que sempre apostou em mim,
sempre foi um porto seguro, e a maior incentivadora.
E pode se preparar, porque no doutorado com certeza vou te ligar
chorando só pra ouvir você dizer que eu consigo.
AMO VOCÊ!
iii
AGRADECIMENTOS
À minha orientadora Prof.ª Ana Sofia Clímaco Monteiro D´Oliveira, pela
oportunidade, e pela criteriosa orientação.
Aos colegas do LAMATS, Edson e Douglas, por todas as deposições.
À Joceli pela ajuda na utilização dos equipamentos do laboratório.
Ao Prof.º Irineu Mazzaro pela paciência e orientação preciosa nas Análises
de Difração de Raios X.
À Alba pelas análises em microscopia eletrônica de varredura.
À Verônica e à Karin pelas inúmeras discussões, preparação de ataques
químicos, trocas de experiências e alguns cafezinhos e palpites
À Ana Paula e Angela, pelo bom humor, incentivo, ajuda e pela amizade.
Ao Márcio, pela paciência nas minhas inúmeras trapalhadas com datas,
prazos, matrículas, requisições , etc...
Ao meu marido Tarek, amor da minha vida, que aceitou ser platéia dos
meus ensaios de apresentações de trabalhos “incorporando” o personagem
inclusive na hora de fazer perguntas.
Aos colegas da iniciação científica e da pós-graduação que se
solidarizaram a mim nos momentos mais difíceis as vezes mesmo sem perceber
que com aquela brincadeira descompromissada, a palavra de apoio veio na hora
exata de fazer toda a diferença.
A todos os funcionários que de alguma forma contribuíram nesta
caminhada.
À “Vó Nelcy” pelas velinhas e orações para o meu anjo de guarda iluminar
meus caminhos
À minha família, pelo apoio incondicional, e por demonstrarem sentir tanto
orgulho à cada etapa vencida.
Aos meus pais que sempre estiveram presentes em toda a minha
formação, vibrando com cada conquista minha, quando eles são a real motivação
de todas elas: é por vocês que vim até aqui e é por vocês que eu sigo em frente.
Ao CNPq e à CAPES que em diferentes períodos apoiaram
financeiramente este estudo.
Muito Obrigada!
iv
“Um homem precisa viajar. Por sua conta, não por meio de histórias, imagens,
livros ou TV. Precisa viajar por si, com seus olhos e pés, para entender o que é
seu. Para um dia plantar as suas árvores e dar-lhes valor. Conhecer o frio para
desfrutar o calor. E o oposto. Sentir a distância e o desabrigo para estar bem sob
o próprio teto. Um homem precisa viajar para lugares que não conhece, para
quebrar essa arrogância que nos faz ver o mundo como o imaginamos, e não
simplesmente como é ou pode ser; que nos faz professores e doutores do que
não vimos, quando deveríamos ser alunos, e simplesmente ir ver”.
Almir Klink
v
SUMÁRIO
LISTA DE TABELAS_________________________________________ vii
LISTA DE FIGURAS__________________________________________ viii
LISTA DE ABREVIAÇÕES____________________________________ xi
RESUMO__________________________________________________ xii
ABSTRACT________________________________________________ xiii
INTRODUÇÃO______________________________________________ 1
1 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA________________________________ 3
1.1
INTERMETÁLICOS ORDENADOS_______________________ 3
1.2
ALUMINETOS DE FERRO_____________________________ 5
1.2.1
Ligas de FeAl__________________________________ 9
1.2.2
Ligas de Fe
3
Al_________________________________ 10
1.2.3
Aplicações de revestimentos de aluminetos de ferro___ 10
1.3
PROCESSO DE DEPOSIÇÃO POR PTA__________________ 11
1.4
SOLIDIFICAÇÃO DE REVESTIMENTOS SOLDADOS_______ 13
2 MATERIAIS E MÉTODOS__________________________________ 18
2.1
PREPRARO METALOGRÁFICO_________________________ 22
2.2
MICROSCOPIA ELETRÔNICA DE VARREDURA (MEV) E
ESPECTROSCOPIA DE ENERGIA DISPERSIVA (EDS)______ 25
2.3
MICRODUREZA VICKERS_____________________________ 27
2.4
ANÁLISE POR DIFRAÇÃO DE RAIOS X__________________ 28
2.5
DILUIÇÃO__________________________________________ 30
2.6
ESTABILIDADE TÉRMICA______________________________
31
3 RESULTADOS E DISCUSSÃO______________________________ 34
3.1
ANÁLISE DA EFICIÊNCIA DA MISTURA__________________ 34
3.2
EFEITO DO SUBSTRATO______________________________ 39
3.2.1
Aspecto superficial______________________________ 39
3.2.2
Diluição_______________________________________ 40
3.2.3
Microestrutura__________________________________ 41
3.3
ADIÇÃO DE ELEMENTOS DE LIGA______________________ 46
3.3.1
Características dos revestimentos__________________ 46
3.3.2
Adição de Cr, Nb e Cr+Nb________________________ 47
vi
3.3.3
Adição de WCCo_______________________________ 53
3.4
ESTABILIDADE TÉRMICA______________________________
55
3.4.1
Características do revestimento____________________ 56
4 CONCLUSÕES___________________________________________
64
5 TRABALHOS FUTUROS___________________________________ 66
6 REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS __________________________ 66
7 OUTRAS OBRAS CONSULTADAS __________________________ 69
vii
LISTA DE TABELAS
1.1 Intermetálicos Fe-Al: estruturas e propriedades relacionadas_______ 6
1.2 Intermetálicos Fe-Al: atributos e temperaturas de trabalho__________
7
2.1 Parâmetros de processamento PTA___________________________ 18
2.2 Composições a base de Fe-Al para aval
iação de formação de fases
intermetálicas________________________________________________
20
2.3 Composições a base de 15%wt Al-Fe com adição de elementos de
liga e reforçadas com WCCo____________________________________
22
viii
LISTA DE FIGURAS
Figura 1.1 - Estrutura Cristalina Ordenada ( D03)................................................. 3
Figura 1.2 - Estrutura cristalina ordenada tipo L12 (a), e tipo B2(b)..................... 4
Figura 1.3 - Diagrama de fases Fe-Al ................................................................... 9
Figura 1.4 - Processo PTA: funcionamento. ........................................................ 12
Figura 1.5 - Crescimento Epitaxial ( entre A e 1, b e 2, C e 3) ............................. 15
Figura 1.6 - Influência do gradiente térmico na morfologia da interface
sólido/líquido. ................................................................................................. 16
Figura 2.1 - Preparo das misturas para deposição............................................... 19
Figura 2.2 - Preparo metalográfico de amostras para análise por Difração de
Raios X, Microscopia e Microdureza Vickers. ................................................ 24
Figura 2.3 - Procedimento de microscopia ótica. ................................................. 25
Figura 2.4 - Funcionamento do MEV.................................................................... 26
Figura 2.5 - Equipamento para análise de Microdureza Vickers .......................... 28
Figura 2.6 - Difração de Raios X e equação de Bragg ....................................... 29
Figura 2.7 - Posicionamento de amostra para análise de Difração por Raios X. . 30
Figura 2.8 - Representação do método utilizado para cálculo de diluição. ......... 31
Figura 2.9 - Amostragem para avaliação da estabilidade térmica........................ 32
Figura 2.10 - Fluxograma do teste de estabilidade térmica.................................. 32
Figura 3.1 - Análise de difração de Raios X do Substrato AISI 1020 em tela de
programa utilizado para identificação das fases ( XRD 7000)........................ 34
Figura 3.2 - Difração de Raios X para a mistura com 5 e15%wt de Al wt em Fe.
....................................................................................................................... 36
Figura 3.3 - Difração de Raios X em revestimento com 5%wt Al em substrato
AISI 1020........................................................................................................ 37
Figura 3.4 - Difração de Raios X para amostra com 15%wt de Al em Fe sobre
substrato 1020................................................................................................ 38
Figura 3.5 - Aspecto do revestimento à base de Fe-Al em AISI 1020 obtido por
PTA, (comum à todos os revestimentos depositados) ................................... 39
Figura 3.6 - Efeito do substrato na diluição. ......................................................... 40
Figura 3.7 - Influência do substrato na morfologia e na composição dos
revestimentos a base de Fe-Al a) AISI 1020 b) AISI 304 c) AISI 316 ............ 42
ix
Figura 3.8 - Microdureza Vickers para revestimentos de 15%wt de Al em Fe para
diferentes substratos. ..................................................................................... 43
Figura 3. 9 - Difração de Raios X para amostra de 15%wt de Al em Fe sobre
substrato AISI 304.......................................................................................... 45
Figura 3.10 - Difração de Raios X para amostra de 15%wt de Al em Fe sobre
substrato de AISI 316..................................................................................... 45
Figura 3.11 - Diluição para revestimento Fe15Al com adição de elementos de liga
em substrato de AISI 304............................................................................... 47
Figura 3.12 - Microdureza dos revestimentos à base de Fe-Al com adição de
elementos de liga em substrato AISI 304....................................................... 48
Figura 3.13 - Análise de EDS no precipitado, matriz e contorno de grãos de
revestimentos FeAl em substrato AISI 304. ................................................... 49
Figura - 3.14 - Revestimentos a base de Fe-Al com adição de elementos de liga.a)
Fe-Al b) Fe-Al + Cr c) Fe-AL + Nb d) Fe-Al +Cr + Nb.................................... 50
Figura - 3.15 Morfologia dos precipitados em revestimentos a base de Fe-Al com
adição de elementos de liga em substrato AISI 1020. .................................. 51
Figura 3.16. - Influência dos elementos de liga na morfologia dos revestimentos
em substrato AISI 304.................................................................................... 52
Figura 3.17 - Diluição do revestimento contendo WCCo comparado ao
revestimento FeAl em substrato de AISI 304 ................................................. 53
Figura 3.18 - Microdureza do revestimento a base de Fe-Al reforçado com WCCo,
comparado ao revestimento à base de Fe-Al em substrato AISI 304. .......... 54
Figura 3.19 - Influência do WCCo na morfologia dos revestimentos em substrato
AISI 304.......................................................................................................... 55
Figura 3.20 - Galvanização por imersão à quente .............................................. 56
Figura 3.21 - Estabilidade térmica do Fe-Al em substrato AISI 304 a 400ºC e a
600ºC ............................................................................................................. 57
Figura 3.22 - Micrografias de revestimentos FeAl em substrato AISI 304 expostos
a 400ºC e a 600ºC.......................................................................................... 57
Figura 3.23 - Estabilidade térmica do Fe-Al-Cr em substrato AISI 304 a 400ºC e a
600ºC ............................................................................................................. 59
Figura 3.24 - Micrografias de revestimentos FeAlCr em substrato AISI 304
expostos a 400ºC e a 600ºC .......................................................................... 59
x
Figura 3.25 - Estabilidade térmica do Fe-Al-Nb em substrato AISI 304 a 400ºC e a
600ºC ............................................................................................................. 61
Figura 3.26 - Micrografias de revestimentos FeAlNb em substrato AISI 304
expostos a 400ºC e a 600ºC .......................................................................... 61
Figura 3.27- Estabilidade térmica do FeAlWCCo em substrato AISI 304............. 63
Figura 3.28 - Micrografias de revestimentos FeAlWCCo em substrato AISI 304
expostos a 400ºC e a 600ºC .......................................................................... 63
xi
LISTA DE ABREVIAÇÕES
PTA – Plasma Transferred Arc – Plasma por Arco Transferido.
CFC – Cúbica de Face Centrada
CCC – Cúbica de Corpo Centrado
ASM - American Society for Metals – Sociedade Americana de Metais
AISI – Americam Iron and Steel Institute – Instituto Americano de Ferro e Aço
TIG – Tungstein Inert Gas – Tungstênio Gás Inerte
MIG – Metal Inert Gas – Metal Gás Inerte
MAG – Metal Active Gas – Metal Gás Ativo.
MEV – Microscopia Eletrônica de Varredura
EDS –Energy Dispersive Spectroscopy – Espectrocopia de Energia Dispersiva.
WDS – Wave Dispersive Spectroscopy – Espectroscopia de Onda Dispersiva.
HV – Hardness Vickers – Dureza Vickers
PFZ – Precipitate Free Zone – Zona Livre de Precipitados.
xii
RESUMO
O crescente interesse pelo estudo dos intermetálicos vem de diversos
motivos decorrentes do seu comportamento estável à altas temperaturas que se
soma à sua estabilidade química; atrativos que os tornam materiais muito
competitivos para aplicações em temperaturas elevadas. Entre as ligas
intermetálicas mais estudadas estão as ligas a base de Fe-Al, que oferecem
excelente resistência à corrosão e à sulfitação, sem contar que eles mantém suas
características em temperaturas mais elevadas ( mantém seu ordenamento
muitas vezes até a temperatura de fusão) que as superligas utilizadas
comercialmente.
Mesmo com os avanços tecnológicos que permitiram ultrapassar
dificuldades de processamento dos intermetálicos a base de alumínio, devido a
reação exotérmica que acompanha a síntese dos aluminetos, estas ligas ainda
têm sua aplicação limitada pela dificuldade de manuseio à temperatura ambiente,
conseqüência da sua baixa tenacidade.
Este trabalho propõe o desenvolvimento de aluminetos de ferro enquanto
revestimentos processados pela técnica PTA, Plasma Tranferred Arc (Plasma por
Arco transferido) utilizando misturas de pós de Fe e pós de Al . Pretende-se assim
contornar dificuldades de manuseio de componentes fundidos com as ligas
intermetálicas de Fe-Al. Estudou-se também o efeito da composição química do
substrato e da presença de cromo, nióbio e carbeto de tungstênio nas misturas
depositadas. Os revestimentos foram também avaliados quanto à sua
estabilidade à temperaturas de 400ºC e 600ºC. Resultados mostraram o
desenvolvimento de revestimentos intermetálicos FeAl e Fe
3
Al e que se deve ter
grande atenção na escolha do substrato pois sua composição química altera
significativamente a dureza dos revestimentos apesar de não comprometer o
desenvolvimento dos intermetálicos. A adição de elementos de liga ou carbetos
às misturas de pós depositadas também altera as características dos
revestimentos. A exposição à temperatura por até 12h mostrou que os
revestimentos com melhor estabilidade foram aqueles processados com misturas
de pós de Fe e de Al sem elementos de liga ou carbetos.
xiii
ABSTRACT
The growing interest on intermetallic alloys results from their attractive
properties at high temperature and from their chemical stability. Iron based
aluminides are among the intermetallic alloys with greater technological interest.
Nevertheless their use is still restricted due to handling difficulties at room
temperature. Though significant developments have been made the low
toughness at room temperature that these alloys exhibit is till a major withdrawn
for their use.
This work aims at the development of Fe-Al intermetallic coatings
processed by Plasma Transferred Arc (PTA). Mixtures of Fe powders and Al
powders were prepared and deposited on different substrate steels. Cr, Nb and
WCCo, respectively, were added to the powders mixtures to evaluate their impact
on the features of the coatings at room temperature and following exposure at 400
and 600C in an air furnace.
Analysis revealed that iron aluminides were processed, Fe and Fe
3
Al, and
that the alloying elements did not compromise the development on these phases.
The selection of the substrate steel plays an important role on the features of the
coatings with the stainless steel causing an increment on the hardness of the
deposits. The high temperature behavior exhibited by coatings processed with Fe
and al powder mixtures was compromised by the presence of Cr and Nb as
alloying elements or the addition of WCCo to the powder mixture. The latter
presenting precipitation and coarsening of phases causing smaller hardness
variations with temperature exposure.
1
INTRODUÇÃO
Compostos intermetálicos compõem uma classe de materiais que consiste
em ligas de fases ordenadas entre dois ou mais elementos metálicos onde as
diferentes espécies atômicas ocupam sítios específicos na rede cristalina.
[National Academy Press, 1997]
Intermetálicos diferem das ligas convencionais porque geralmente possuem
estruturas cristalinas ordenadas à temperatura ambiente e as conservam muitas
vezes até a sua temperatura de fusão. Os compostos intermetálicos formam em
sua composição estruturas cristalinas de proporções estequiométricas. Têm
características de materiais metálicos e cerâmicos, e suas propriedades
mecânicas são intermediárias entre os metais, que são geralmente mais macios e
dúcteis, e cerâmicos, que são geralmente mais duros e frágeis. Nos materiais
cerâmicos há predominância de ligações covalentes e iônicas, o que não ocorre
nos materiais metálicos, cujas ligações atômicas são chamadas ligações
metálicas. Os intermetálicos contém ligações metálicas e covalentes ,
dependendo das espécies metálicas que os constituem. Por causa da sua
posição intermediária entre as propriedades características de materiais metálicos
e de cerâmicos, as propriedades dos intermetálicos podem ser fortemente
influênciadas por pequenas mudanças no sistema.
[ National Academy Press, 1997]
Ligas de intermetálicos ordenados baseados em aluminetos e silicetos
constituem uma classe de materiais que têm propriedades únicas para aplicações
estruturais em temperaturas elevadas e meios agressivos. Suas propriedades
atrativas incluem: resistência à oxidação e à corrosão, densidade relativamente
baixa e alto ponto de fusão. [Liu, C.T., et al, 1997][ Abhik, N.C. et al 2007].
O estudo dos intermetálicos tem sido focado em alguns aluminetos como
TiAl, Ti
3
Al, NiAl, Ni
3
Al, FeAl, Fe
3
Al. [Goodwin, F.E., 2002.]. Estes aluminetos
possuem muitos atributos que os fazem atrativos para aplicações estruturais.
Contém alumínio suficiente para formar filmes finos, densos, compactos e
aderentes de Al
2
O
3
, têm baixa densidade , pontos de fusão relativamente altos e
boa resistência mecânica à altas temperaturas. [ASM International, Structural
Intermetallics]
A temperatura de fusão dos aluminetos de Fe está entre 1200 a 1400ºC, o
2
que possibilita sua aplicação em temperaturas de serviço em torno de 1000ºC,
como: elementos de sistemas de fusão de sais, sistemas de exaustão
automotivos, trocadores de calor, recipientes de conversão catalítica, sistemas de
produção química, sistemas de conversão de carvão mineral, etc.
[K. Zhang et al, 2002].
Muitos intermetálicos entretanto, exibem fratura frágil e baixa ductilidade à
temperaturas ambientes, e seu uso como material de engenharia é restrito em
muitos casos pela sua baixa resistência à fratura, o que limita seus processos de
fabricação.[National Academy Press, 1997]
A busca por novos materiais estruturais para aplicação em altas
temperaturas estimulou o interesse nos intermetálicos ordenados , principalmente
nos aluminetos à base de níquel (NiAl e Ni
3
Al), titânio ( TiAl e Ti
3
Al) e ferro (FeAl
e Fe
3
Al). Estes aluminetos possuem atributos que os fazem atrativos para
aplicações estruturais em alta temperatura. [National Academy Press, 1997]
As propriedades interessantes dos aluminetos de ferro são sua elevada
resistência à oxidação e à corrosão à altas temperaturas devido à formação de
uma camada protetora de Al
2
O
3
, muito aderente.[Adeva, P. 1999]
O objetivo deste estudo é processar revestimentos à base de Fe-Al pelo
processo de deposição por Plasma por Arco Transferido ( PTA) visando o
desenvolvimento de aluminetos de ferro in situ, isto é, durante a deposição. Para
tanto, misturas de pós de Fe e de Al foram depositados sobre diferentes aços e o
efeito de elementos de liga nas características dos revestimentos foram
analisadas.
Atendendo ao potencial de utilização à temperatura de até 1000ºC o
trabalho avalia também a estabilidade dos revestimentos a 400ºC e 600ºC.
3
1. REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
1.1 INTERMETÁLICOS ORDENADOS
Os materiais intermetálicos são fases ou compostos com relações atômicas
inteiras e bem definidas, com um intervalo muito limitado de composições
possíveis.[ASM Intemational Structural Intermetallics, 2001]. Possuem uma
estrutura cristalográfica com ordenamento de longo alcance, isto é, as espécies
atômicas ocupam posições específicas na estrutura cristalina, este ordenamento
em alguns compostos, podem manter-se até bem próximo à temperatura de
fusão e em outros pode desordenar-se a uma temperatura característica mais
baixa. Esta estrutura ordenada, exemplificada na figura 1.1 por uma estrutura
ordenada tipo D03, faz com que os coeficientes de autodifusão sejam menores
que em uma liga com solução sólida desordenada, proporcionando-lhes uma
maior estabilidade estrutural à altas temperaturas e boa resistência à fluência.
[Adeva, P.,1999]
Figura 1.1 Estrutura Cristalina Ordenada ( D03).
[http://www.geocities.jp/ohba_lab_ob_page/Structure.html] online em 08-02-2008
Além disso, alguns destes intermetálicos combinam propriedades como
baixa densidade, elevada resistência mecânica à altas temperaturas e boa
resistência à oxidação. Os principais inconvenientes são a escala de ductilidade e
tenacidade à temperatura ambiente. A fragilidade das propriedades mecânicas à
temperatura ambiente se explica pelas estruturas de superdiscordâncias
complexas que impedem o deslizamento mediante diferentes processos. [Adeva,
P. , 1999]
4
Na literatura são encontrados estudos científicos mais fortemente focados
no desenvolvimento de aluminetos de estrutura tipo L12 (figura 1.2 a) que deriva
da cúbica de face centrada (CFC) seguidos pelos estudos focados na B2 ( figura
1.2 b) que deriva da cúbica de corpo centrado CCC. [Adeva, P., 1999]
(a) (b)
Figura 1.2 – Estrutura cristalina ordenada tipo L12 (a), e tipo B2(b).
[http://www.geocities.jp/ohba_lab_ob_page/Structure.html] online em 08-02-2008
A razão é simples e se deve ao fato que estas estruturas são semelhantes
às das superligas utilizadas em aplicações de alta temperatura de trabalho ( CCC
e CFC) além de serem as estruturas estáveis das fases intermetálicas NiAl e
Ni
3
Al, que vêm sendo utilizados em revestimentos de componentes para trabalho
em altas temperaturas desde 1950. [ASM International, Structural Intermetallics
2001]
Um dos objetivos deste trabalho é estudar materiais alternativos de bom
desempenho para substituição das superligas de níquel e aços inoxidáveis
atualmente utilizadas em ambientes agressivos e de alta temperatura de trabalho,
pois os aluminetos de ferro em particular, têm baixo custo de produção, excelente
resistência à oxidação à alta temperatura, e densidade mais baixa quando
comparados às superligas e aços inoxidáveis .[Risanti, D.D. et al 2005; T.C.
Totemeier, R.N. Wright and W.D. Swank].
Estas investigações têm sido impulsionadas pela crescente necessidade da
indústria aeroespacial dispor de materiais alternativos às superligas de Ni, que
são atualmente utilizadas. Estas ligas são normalmente processadas por
processos termo-mecânicos. Essas técnicas normalmente requerem o uso de
equipamentos pesados, como moldes e ferramentas, e são sempre associados
5
com múltiplas etapas desde o processamento até o produto final. [ Zhao, w. et Al
2006.].
Os materiais alternativos buscados devem, além de ser mais leves, serem
mais resistentes à temperaturas de trabalho superiores, e ainda ter um menor
custo associado à fabricação.
1.2 ALUMINETOS DE FERRO
Os aluminetos de ferro são um dos tipos de intermetálicos considerados
como os mais promissores para serem utilizados na escala industrial, em
aplicações estruturais em que se requeira boa relação resistência mecânica
/massa e resistência à oxidação a elevadas temperaturas. [Adeva, P., 1999]
Porém à temperatura ambiente tampouco podem competir , pelo menos
por enquanto, com as superligas utilizadas em componentes estruturais, pela
limitação que representa sua baixa resistência à fluência na temperatura
ambiente. [National Academy Press, 1997]
A busca por novos materiais estruturais resistentes à alta temperatura
estimulou o interesse nos intermetálicos ordenados; entre eles nos aluminetos de
Ferro ( FeAl e Fe
3
Al).
Na tabela 1.1 observa-se que para os aluminetos a base de Fe-Al a
temperatura crítica de ordenamento é igual a temperatura de fusão. O Fe
3
Al
perde o ordenamento em temperaturas um tanto mais baixas e passa por duas
estruturas ordenadas ( DO3 e B2) antes de perder seu ordenamento cristalino.
6
Tabela 1.1 – Intermetálicos: suas estruturas e propriedades relacionadas.[ASM
International, 2001]
[ http://www.geocities.jp/ohba_lab_ob_page/Structure.html] online em 05-01-2008
Liga Estrutura Cristalina Temp. de
ord.cristalino
( ºC)
Temp.de
fusão
( ºC)
Densidade
g/cm3
Mod.de
Young
(GPa)
Fe3Al
DO3 CCC
540 1540 6,72 141
Fe3Al B2 CCC
760
1540 ... ...
FeAl B2 CCC
1250 1250 5,56 261
Elementos adicionais podem ser incorporados à liga sem que isto cause a
perda da estrutura ordenada. Em muitos casos, os compostos intermetálicos
podem ser usados como base de desenvolvimento para ligas que precisem ter
suas propriedades otimizadas ou especificas para determinadas aplicações. [ASM
International, 2001]
Os aluminetos de ferro formam estruturas cristalinas ordenadas CCC
( cúbica de corpo centrado) na faixa de composição de 25 a 50% em peso de Al.
O alumineto Fe
3
Al existe na estrutura cristalina D03 em temperaturas acima de
540ºC e na estrutura B2 entre 540 e 760ºC, acima de 760ºC ele adquire uma
estrutura desordenada . [ Palm, M. 2005]
A temperatura de transição D03 B2 diminui, e a temperatura de
ordenamento B2 aumenta com o aumento da concentração de alumínio acima de
25%wt. Somente a estrutura B2 é estável em níveis superiores a 36%wt de Al, e
7
a região monofásica se estende até aproximadamente 50%wt Al ( FeAl).[Palm, M.
2005 ; Baker, I. et Al 1994]
Na tabela 1.2 os atributos das ligas intermetálicas são relacionadas com a
temperatura de trabalho:
Tabela 1.2 - Intermetálicos: atributos e temperaturas de trabalho [ ASM
International, 2001]
Temperatura máxima Liga Atributos
Limite
resistência
mecânica
Limite
Corrosão
Fe
3
Al Resistência à oxidação e a sulfitação 600 1100
FeAl Resistência à oxidação, sulfitação,
carburização e banho de sal
800 1200
Os aluminetos de ferro apresentam, como outros intermetálicos ordenados,
fragilização à temperatura ambiente. A maior causa da fragilidade dos aluminetos
de ferro à temperatura ambiente só foi recentemente identificada. [Palm, M. 2005]
A fragilização envolve uma reação entre o vapor d´água do ar com
elementos reativos ( como alumínio por exemplo) nos intermetálicos para formar
hidrogênio atômico, que penetra no metal e causa à fratura prematura.
A fragilização esperada envolve a reação química abaixo na superfície do
metal.
2Al + 3 H
2
O Al
2
O
3
+ 6H
+
+ 6e
-
A reação do vapor d´água com os átomos de alumínio resultam na
formação de átomos de hidrogênio que penetram no metal e favorecem a
propagação das trincas. O fato que a resistência aos esforços mecânicos é
influenciada pela ductilidade que por sua vez é dependente no meio, é
consistente com os mecanismos de fragilização por hidrogênio observada em
outros intermetálicos ordenados.
8
As propriedades mecânicas intrínsecas dos materiais não são influenciadas
pelas condições do ambiente de trabalho, mas seu desempenho sim. Nos
intermetálicos, assim como em outros materiais, a resistência à esforços
mecânicos está diretamente relacionada com a ductilidade, e esta é influenciada
pelo meio, uma vez que a presença de umidade reage com os elementos reativos
da superfície, formando hidrogênio que penetra no metal causando a formação e
facilitando a propagação de trincas. Esta hipótese foi testada [ASM International,
Structural Intermetallics 2001] expondo os intermetálicos de Fe em atmosfera
isenta de umidade e em atmosfera úmida. Estes aluminetos apresentaram uma
ductilidade de 17,6%, conta o máximo de 4% encontrados nos testes em
atmosfera úmida. Isto fundamenta a afirmação de que o vapor d´água encontrado
no ar é o agente fragilizante destes materiais.[ASM International] [Banovic, S.W.
1999]
Assim, a pequena resistência à fratura tem restringido o uso dos
aluminetos de ferro como materiais de engenharia em temperatura ambiente.
Entretanto, o desenvolvimento de ligas e o processamento tem superado o
problema da fragilidade dos intermetálicos ordenados com adições de elementos
de liga e controle de parâmetros de processamento. O sucesso desse trabalho
tem inspirado paralelamente outros esforços apontando para o aumento da
resistência ao cisalhamento. Os resultados têm conduzido o desenvolvimento de
um número atrativo de ligas intermetálicas com ganhos em ductilidade e
resistência ao cisalhamento. [ASM International,Structural Intermetallics 2001]
Em adição à excelente resistência à corrosão já comentada, os aluminetos
de ferro oferecem um baixo custo e uma conservação de elementos estratégicos.
Intermetálicos Fe-Al vêm sendo utilizados em diferentes aplicações, como por
exemplo: sistema de exaustão de gases em automóveis, turbinas, trocadores
de calor , além de diversos componentes das indústrias químicas e
petroquímicas. Nas duas últimas, estas ligas têm despertado interesse em função
da excelente resistência à corrosão oxidação e por compostos de enxofre.[ASM
International, Structural Intermetallics, 2001]
Conforme o diagrama Fe-Al na figura 1.3 formam-se 5 tipos de fases
intermetálicas estáveis: Fe
3
Al, FeAl, FeAl
2
, Fe
2
Al
5
e FeAl
3
.
9
Figura 1.3 – Diagrama de fases Fe-Al [ASM International, 2001]
A aplicação de revestimentos baseados nas fases FeAl
2
, Fe
2
Al
5
e FeAl
3
para construção de componentes estruturais é problemática em função da
fragilidade causada pelo maior teor de Al. Por isso, os intermetálicos Fe-Al (FeAl e
Fe
3
Al), são mais utilizados devido à boa resistência à corrosão e às propriedades
mecânicas. O crescimento preferencial destas fases aumenta a tenacidade do
material e sua resistência à corrosão.
1.2.1 Ligas de FeAl
O FeAl é um composto de estrutura B2 que é estável em temperatura
ambiente em uma faixa de composição de 36,5 a 50%wt Al [Baker, I. et al 1994].
A fragilidade à temperatura ambiente do FeAl policristalino depende
fortemente da quantidade de Al contida na liga, apresentando fraturas
intergranulares na composição estequiométrica . [Baker, I. et al 1994] [ASM
International, Structural Intermetallics, 2001]
10
Os aluminetos Fe-Al contém aproximadamente 40%wt ou mais alumínio e
falham à temperatura ambiente por fratura intergranular [ASM
International,Structural Intermetallics, 2001]
1.2.2 Ligas de Fe
3
Al
O refino microestrutural por processamento do material e adições de
elementos de liga têm se mostrado como boas alternativas para aumentar a
ductilidade dos aluminetos Fe
3
Al após trabalho à quente. Para esses materiais a
ductilidade é muito alta à temperaturas acima de 600ºC, e as técnicas de
fabricação podem ser aplicadas sem dificuldade. A resistência mecânica destes
aluminetos é também sensível à microestrutura e a quantidade de alumínio na
liga. [ASM International, 2001]
1.2.3 Aplicações de revestimentos de Aluminetos de Ferro
Os aluminetos de ferro são altamente resistentes à oxidação e sulfitação à
elevadas temperaturas. A resistência à oxidação geralmente aumenta com o
aumento da quantidade de alumínio na liga. [ASM International, Structural
Intermetallics, 2001]
Os aluminetos de ferro são apontados como alternativa para aplicação em
ambientes sujeitos à corrosão salina, sistemas de exaustão tanto automotivos,
quanto para indústria química, componentes para processos de imersão à quente,
trocadores de calor, conversão catalítica e para componentes da indústria química
e petroquímica, assim como a aeroespacial. Isto se deve a sua excelente
resistência a corrosão, sulfitação, baixa densidade e altos pontos de fusão[ASM
International, 2001] [ National Academy Press]
Uma das aplicações estudadas para estes aluminetos e analisada neste
trabalho é a soldagem de revestimento para proteção de componentes, ou
hardfacing. [Davis, J.R. , 1993]
A soldagem de revestimentos (hardfacing) é a técnica na qual uma camada
de um material com propriedades especiais de resistência ao desgaste /erosão
e/ou corrosão é depositada sobre um substrato com o objetivo de conferir à
11
superfície características específicas que não são intrínsecas ao metal de
base[Davis, J.R. ASM Handbook].
Através do hardfacing, há a redução de custos de processamento devido à
diminuição da freqüência de trocas de componentes , que têm sua vida útil
prolongada graças às propriedades superficiais garantidas pelo revestimento,
dispensando a necessidade de um estoque de peças de reposição e
possibilitando a recuperação das peças desgastadas.
1.3 PROCESSO DE DEPOSIÇÃO POR PTA
Entre os diversos processos de soldagem deve-se mencionar o processo
de plasma por arco transferido, PTA. O fato deste processo utilizar materiais de
adição na forma de pó possibilita a deposição de uma grande faixa de
composições químicas, inclusive permitindo o desenvolvimento in situ de ligas
com propriedades específicas para atender à exigências de operação [ D´Oliveira,
A.S.C.M., et al 2003]. A seleção do processo de deposição e da liga a ser
depositada depende de vários fatores como as condições de operação, as
características do metal de base, a relação custo/benefício do componente a ser
revestido, o custo de processamento, etc. Os processos de soldagem de
revestimentos mais utilizados são: chama oxiacetilênica, TIG (Tungsten Inert
Gas), MIG/MAG (Metal Inert Gas), arco submerso, laser e plasma por arco
transferido (PTA) [Wu, w. et al, 1996].
Os revestimentos com ligas intermetálicas têm sido processados por
diversas técnicas, no entanto sua espessura é limitada, sendo a maior espessura
relatada referente a revestimentos aspergidos com aproximadamente 400 µm.
O desenvolvimento in-situ de ligas intermetálicas para resistência à
oxidação e ao desgaste em altas temperaturas é um exemplo desta flexibilidade
do processamento. O PTA torna-se assim uma ferramenta em potencial para o
desenvolvimento das ligas intermetálicas.
O processamento dos aluminetos de ferro é dificultado devido a grande
diferença entre os pontos de fusão do ferro e do alumínio, o que demanda de um
processo otimizado, cujos parâmetros de processamento possam ser ajustados
um a um de forma independente ajustando o processo para cada composição.
12
O processo de revestimento por plasma com arco transferido,PTA,
mostrado na figura 1.4, PTA, permite esses ajustes. É um processo de arco
elétrico com proteção gasosa e alta densidade de energia, cujos revestimentos
produzidos são freqüentemente referidos na literatura como comparáveis aos
obtidos por processamento laser em conseqüência da reduzida distorção, elevada
precisão na deposição com conseqüente redução de retrabalho nas superfícies
revestidas, apresentando como vantagem em relação à deposição por laser, a
possibilidade de obter revestimentos espessos em um passe.
1 – Eletrodo de Tungstênio
2 – Bocal do orifício constritor
3 – Condutor de pó
4 – Bocal do gás de proteção
5 – Substrato ou Material de Base
6 – Circuito do Arco Piloto
7 – Circuito do arco principal
8 – Gerador de Alta freqüência
para Inicio do arco piloto.
Figura 1.4 – Processo PTA, funcionamento. [Takano, E. et al 2008]
No processo PTA, tal como no processo de soldagem Tungstein Inert Gás,
TIG, o arco piloto é formado entre o final de um eletrodo tungstênio e da peça.
No entanto, na tocha de plasma, o eletrodo é posicionado atrás de um bocal de
cobre com um orifício central. Se um orifício constritor é colocado ao redor do
arco, a ionização do gás é aumentada, gerando o plasma. Isso resulta em uma
temperatura mais elevada e um padrão mais concentrado de calor do que existe
em soldagens TIG. As tochas de plasma são projetadas para várias aplicações
como corte, solda, soldagem de revestimentos, pulverização, fusão,
aquecimento, etc.
O processo a plasma por arco transferido é um sistema de alta energia que
utiliza gases inertes. O argônio é utilizado para o plasma, para o transporte do
material e para a proteção da poça de fusão. Este processo produz
comercialmente depósitos espessos, com quase nenhuma deformação do
13
material de base, ou substrato. É um processo que gera depósitos muito precisos
de revestimentos de ligas em componentes mecânicos que são objeto de intensa
degradação , aumentando a sua vida útil. A tecnologia do PTA é particularmente
eficaz na produção de revestimentos contra a corrosão, abrasão e choque
térmico. Uma vasta gama de possibilidades de composições está disponível para
praticamente qualquer tipo de aplicação.
Dentre as principais vantagens do PTA podemos citar:
• Os revestimentos obtidos são homogêneos e densos, apresentando
excelente união metalúrgica com o substrato [ASM Handbook, vol6, 1992]
• Grande flexibilidade do processo para formação de ligas in situ, pelo fato
de utilizar metal de adição em forma de pó [Suchentrunk, G.S. et al, 1997];
• Grande eficiência na utilização do material de adição (até 95%) [ASM
Handbook, vol6, 1992];
• Devido ao posicionamento do eletrodo de Tungstênio (no interior da tocha),
não existe a possibilidade de contaminação da poça pelo eletrodo e a vida
útil do eletrodo é maior [ASM Handbook, vol6, 1992];
• Baixa distorção dos componentes revestidos. [ASM Handbook, vol6, 1992];
Algumas das desvantagens do processo PTA são:
• Equipamento de custo elevado quando comparado a outros processos
convencionais de soldagem e necessidade de acessórios especiais caso
as superfícies a serem revestidas não sejam planas ou cilíndricas [ASM
Handbook, vol6, 1992]
• Maior qualificação do operador [ASM Handbook, vol6, 1992];
1.4 SOLIDIFICAÇÃO DE REVESTIMENTOS SOLDADOS
O processo de solidificação é a transformação de fase de um metal, do
estado líquido para o estado sólido, que envolve a formação de uma estrutura
cristalina e é controlado pela energia livre de Gibbs da fase líquida, Gl, em relação
à fase sólida,Gs [ASM Metals, 1993] Sendo que a fase mais estável a uma
determinada temperatura será aquela que apresentar o menor valor para a
energia livre.
14
Na temperatura de solidificação, os valores das energias livres do sólido e
do líquido são iguais, ou seja, a variação da energia será zero e o sistema estará
em equilíbrio. Para que ocorra a solidificação é necessário diminuir a temperatura
abaixo da temperatura de solidificação (Tf), para que apareça uma força
termodinâmica capaz de iniciar o processo. Esta diminuição de temperatura
necessária é denominada de superresfriamento e será tanto maior quanto maior
for a diferença de temperaturas [Wainer, E. et Al 1995].
Quando a temperatura diminui abaixo da Tf, começam a aparecer
pequenas aglomerações de átomos que poderão crescer e formar núcleos,
dependendo da energia total do sistema. Uma vez que os aglomerados de
átomos são formados, ocorre uma diminuição na energia livre do sistema por
causa da mudança de fase ( aglomerados sólidos em meio líquido), mas em
contrapartida, por causa do surgimento da interface sólido-líquido, ocorre também
um aumento da energia livre do sistema.
A energia do sistema continua diminuindo à medida que a temperatura cai,
pois os núcleos começam a crescer e a fase sólida ganha maior
representatividade, porém a energia da interface permanece praticamente
constante. Se a diminuição da energia devido à mudança de fase for mais
representativa para o sistema do que o aumento da energia ocasionado pelo
surgimento das interfaces, a solidificação prossegue. Caso contrário as
aglomerações de átomos voltam à fundir-se.
Esta relação dos balanços energéticos define um raio crítico para os
aglomerados de átomos , a partir do qual a energia livre sempre diminui , e os
aglomerados passam a ser chamados de núcleos, tornando-se estáveis. Esta
relação é dependente das propriedades do material ( como energia de interface,
calor latente, temperatura de fusão).
A nucleação heterogênea ocorre em qualquer sistema comercial e pode-se
dizer que este fato irá acontecer sempre que houver alguma partícula sólida
presente no sistema, capaz de diminuir a energia de ativação do sistema, como
por exemplo uma superfície sólida em contato com o líquido. [Fischer, K. 1986].
Isto é o que ocorre durante o processo de soldagem de revestimentos.
O crescimento do sólido ocorre preferencialmente no sentido de orientação
cristalina dos grãos parcialmente fundidos, conforme a figura 1.5, e recebe o
nome de crescimento epitaxial. O tamanho dos grãos do metal de base é um dos
15
fatores que contribui para um maior ou menor refinamento da estrutura do metal
depositado.[Wainer. E. et al , 1995]
Figura 1.5 – Crescimento Epitaxial ( entre A e 1, b e 2, C e 3) [Wainer. E. et Al ,
1995]
Os principais fatores que influenciam a forma de solidificação de um
revestimento soldado são: a concentração de soluto , o gradiente térmico na
interface sólido-líquido e a velocidade de solidificação. Todos estes fatores
interagem durante a solidificação.
a) Concentração de soluto: para ligas metálicas, surgem diferenças de
composição química entre as partes líquida e sólida durante um processo de
solidificação. Enquanto a frente de solidificação avança, ocorre um acúmulo de
soluto na interface sólido/líquido que foi sendo rejeitado pela fase sólida recém
formada. O líquido neste ponto irá então apresentar uma concentração de soluto
maior que a inicial, fazendo com que a temperatura de solidificação diminua. A
este resfriamento utiliza-se a denominação de super-resfriamento constitucional.
O super resfriamento constitucional desestabiliza o crescimento da interface
macroscopicamente plana, tornando-a instável e fazendo com que o crescimento
passe a ser colunar ou dendrítico.
b) Gradiente térmico na interface sólido líquido: a figura 1.6 mostra
influência do gradiente térmico na morfologia da interface sólido/líquido.
A taxa de solidificação local e o gradiente de temperatura entre o líquido e
a interface são determinantes na morfologia de crescimento. Quando a taxa de
solidificação é baixa, o soluto terá tempo de difundir da interface até o líquido
propiciando o crescimento planar, porém quando a taxa de solidificação é muito
16
alta esta difusão não tem tempo de ocorrer, o soluto irá ter maior concentração na
interface acarretando em um super-resfriamento constitucional.
Figura 1.6 – Influência do gradiente térmico na morfologia da interface
sólido/líquido. [ D´Oliveira, A.S.C.M. 2000]
Um grande gradiente térmico, ou seja, quando a diferença entre a
temperatura da linha “liquidus” e a temperatura na interface for muito pequena,
fig.1.6 (a), o super-resfriamento irá predominar, fazendo com que a frente de
solidificação apresente-se de forma planar. Com a diminuição do gradiente
térmico, devido à segregação do soluto, e conseqüente aumento da diferença de
17
temperatura entre a linha “liquidus” e a temperatura na interface, o efeito do
super-resfriamento constitucional passa a ser significativo e a frente de
solidificação passa a ter um crescimento celular ou dendrítico, fig. 1.6 (b), de
acordo com o grau de super-resfriamento constitucional.
c) Velocidade de solidificação : a poça de fusão poderá apresentar o
formato de elipse ou de gota, dependendo da velocidade de deposição e do
balanço entre as energias térmicas presentes, a energia de soldagem e as
condições de transferência de calor no substrato [Wainer, E. et al, 1995 ; Kou, S.
1987] Para velocidades baixas de deposição (menor ou igual à velocidade de
solidificação) a forma da poça tende a ser elíptica e para velocidades de
deposição maiores tenderá a apresentar o formato de gota. Considerando o
gradiente térmico como sendo a diferença entre a temperatura média da poça de
fusão e a temperatura “líquidus” do material, dividida pela distância da interface
sólido/líquido até o centro do arco elétrico, pode-se concluir que a poça em forma
de gota irá apresentar um gradiente maior no centro do cordão e um menor nas
bordas. Já para poça de formato elíptico o gradiente térmico será constante ao
longo de toda a borda.
A previsão do tipo de crescimento que ocorre em um processo de
solidificação não é tarefa fácil, visto que existem muitas variáveis envolvidas e
uma grande interação entre muitas delas.
18
2. MATERIAIS E MÉTODOS
Neste trabalho de pesquisa os resultados são apresentados em quatro
conjuntos para avaliação de: 1) efeitos da eficiência da mistura dos pós
elementares utilizados, 2) efeitos de diferentes substratos, 3) influência de
elementos de liga e carbeto de tungstênio e 4) estabilidade térmica preliminar dos
revestimentos.
Para isso escolheu-se duas composições baseadas no diagrama binário
Fe – Al, sendo que uma delas contendo uma quantidade de alumínio inferior
àquela prevista para a formação das fases intermetálicas FeAl e Fe
3
Al, e outra
com quantidade de alumínio superior à esta previsão.
As formulações utilizadas para a obtenção dos revestimentos soldados
estudados neste trabalho foram processadas por Plasma Por Arco Transferido,
PTA. Os parâmetros de deposição foram fixados conforme os valores mostrados
na tabela 2.1. Com isso excluiu-se as variáveis do processamento, permitindo
focar este estudo apenas nas variáveis inerentes ao preparo das composições e
dos substratos utilizados para deposição.
Tabela 2.1 – Parâmetros de processamento para o PTA
Vazão
Gás
Plasma
(l/min)
Vazão
Gás
Proteção
(l/min)
Vazão
Gás
Transporte
( l/min)
Intensidade
de Corrente
(A)
Taxa
de
Alimentação
Velocidade
de
Avanço
( m/min)
Distância
Tocha a
Peça
(mm)
∅
do
Eletrodo (
polegadas)
2 15 1 170 Cte em
Volume
100 10 1/8
Utilizou-se uma balança de precisão para pesar as quantidades
necessárias de cada pó envolvido na mistura.
Após a pesagem, os pós foram levados a estufa a 80ºC por 24 horas para
remover a umidade residual e promover uma mistura mais homogênea após
secagem.
19
Os pós retirados da estufa foram colocados em um misturador “Y”
rotacionando a 25 RPM, por aproximadamente 2 horas, e após essa etapa
voltaram para estufa onde permaneceram no mínimo 72 horas até o momento da
deposição.
Os pós depois de terem secado, foram retirados da estufa e imediatamente
levados ao silo de alimentação do equipamento Starweld 300, instalado no
laboratório de Engenharia de Superfícies da UFPR. Este processo de preparação
pode ser observado no fluxograma da figura 2.1.
Os substratos que receberiam o revestimento foram esmerilhados para
remover quaisquer sujeiras ou resíduos e colocados sobre a mesa do
equipamento.
Figura 2.1 - Preparo das misturas para deposição
Após serem encontrados os parâmetros de deposição adequados, foi feita
a primeira deposição das duas composições básicas, tabela 2.2, para avaliar a
eficiência da mistura no revestimento depositado em substrato de AISI 1020.
20
Tabela 2.2 – Composições a base de Fe-Al para avaliação da formação de fases
intermetálicas.
Fe ( wt %) Al (wt %)
Composição 1 95 5
Composição 2 85 15
Após a deposição, foram retiradas amostras dos revestimentos que foram
preparadas para caracterização microestrutural e analisadas por difração por
Raios X para identificação das fases presentes.
Com a verificação da eficiência da mistura, sendo que a formação das
fases intermetálicas deverá ocorrer somente para a composição com 15%wt de
Al, os revestimentos foram depositados sobre três diferentes substratos, sendo
AISI 1020, AISI 304 e AISI 316.
O tipo de substrato influência o desempenho dos revestimentos obtidos,
uma vez que a ligação metalúrgica permite a troca de elementos entre os dois
metais, o que pode influenciar de maneira a agregar ou denegrir propriedades do
revestimento.
O aço AISI 1020 foi utilizado por conter basicamente Fe em sua
composição, e com o intuito de observar o comportamento do revestimento com o
mínimo de interferência de elementos de liga vindos do substrato, permitindo
localizar a liga desenvolvida no revestimento no diagrama binário Fe-Al. Os
revestimentos em substratos de AISI 1020 foram eleitos os padrões de
comparação para avaliar os efeitos de elementos de liga presentes durante a
deposição das misturas.
O aço AISI 304 é um aço largamente utilizado na indústria, portanto o bom
desempenho dos revestimentos depositados sobre este aço é desejável,
revelando um potencial de aplicação prática. É um aço que contém elementos de
liga como Cromo e Níquel, indicado para a fabricação de peças que devem
resistir ao ataque de um grande número de substâncias corrosivas, tais como o
ácido nítrico, soluções alcalinas, soluções salinas, etc., ambientes em que ,
segundo dados de trabalhos realizados com as ligas a base de Fe-Al, os
aluminetos de ferro têm bom desempenho.
21
Para a escolha dos substratos foram considerados aspectos práticos e
ainda a repetibilidade necessária para dar sustentação aos dados apresentados.
O terceiro substrato escolhido é utilizado na indústria de galvanização de
chapas [Scheid, A. 2007]. Os componentes submersos no pote são feitos hoje de
AISI 316, e várias tentativas de minimizar esse desgaste vêm continuamente se
mostrando insuficientes. Um dos aspectos abordados na idealização deste
trabalho foi a possibilidade de se revestir esses componentes com ligas
intermetálicas a base de Fe-Al para aumento da vida útil dos mesmos e a redução
das paradas para manutenção.
O Aço AISI 316 é destinado à fabricação de peças que exigem alta
resistência à corrosão, como os mancais e rolos de laminação que trabalham
submersos em banhos de galvanização. Contém além do cromo e do níquel ,
molibdênio em sua composição o que eleva sua resistência mecânica, além de
aumentar a resistência ao ataque corrosivo. Este aço tem mais elementos de liga
quando comparado ao AISI 304, e o esperado é que exerça maior influência
sobre o revestimento depositado.
Foram também adicionados elementos de liga e carbeto de tungstênio nas
composições básicas de revestimentos a base de Fe-Al que foram depositados
sobre aço AISI 1020 e AISI 304.
Os elementos de liga adicionados foram aqueles mencionados na literatura
como importantes para melhorar as propriedades de resistência a corrosão dos
aluminetos de ferro, como o nióbio que melhora as propriedades mecânicas do
Fe
3
Al e do FeAl e o cromo.
As composições dos revestimentos são mostradas na tabela 2.3, e mantém
fixa a quantidade de alumínio, variando a quantidade de ferro para a inclusão dos
demais elementos.
22
Tabela 2.3 – Composições a base de Fe15Al com adição de elementos de liga e
reforçadas com carbeto de tungstênio.
Composição Fe (%wt) Al(%wt) Cr (%wt) Nb (%wt) WCCo
(%wt)
FeAl 85 15 0 0 0
FeAlCr 75 15 10 0 0
FeAlNb 84,5 15 0 0,5 0
FeAlCrNb 74,5 15 10 0,5 0
FeAl + WCCo 65 15 0 0 20
Com os revestimentos já depositados, foi realizada a caracterização dos
mesmos. Sendo que para cada formulação de mistura e substrato, foram gerados
dois lotes de amostras de revestimentos, um para caracterização como
depositado e outro para caracterização após exposição à alta temperatura.
O teste de estabilidade térmica foi feito em temperaturas de 400ºC e de
600ºC, com tempos de exposição de 1h, 5h e 12 h.
As amostras de diferentes revestimentos ( apenas Fe+Al, com elementos
de liga, e com carbeto de tungstênio) em substratos de AISI 304, foram expostas.
Além da observação em microscopia ótica, foi realizado também o teste de
microdureza Vickers para avaliá-la em relação aos padrões.
Utilizou-se neste trabalho para a caracterização dos revestimentos cinco
técnicas de caracterização brevemente descritas a seguir
2.1 PREPARO METALOGRÁFICO
Metalografia é a técnica de preparação de amostras para análise dos
materiais metálicos.
Para a realização da análise, o plano de interesse da amostra é cortado,
lixado, polido e atacado com reagente químico, de modo a revelar a
microestrutura do metal.
O corte inicial dos corpos de prova foi feito em serra industrial para deixá-
los no tamanho apropriado para ajustar-se à cortadora de bancada. Esta
23
cortadora funciona prendendo-se a amostra à uma morsa de aperto frontal e
deslocando a amostra contra o disco de corte abrasivo. Ela tem um sistema de
refrigeração e o operador pode controlar a intensidade da força de corte evitando-
se assim que a amostra queime ou seja, aqueça demasiadamente e sofra
modificações microestruturais na superfície de corte.
O corpo de prova foi cordado em “fatias”, com espessura de
aproximadamente 1 cm. As laterais do substrato foram retiradas para ajustar o
corpo de prova à embutidora.
Como os corpos de prova são pequenos, utilizou-se fixação em baquelite
(embutimento a quente) para facilitar a manipulação das amostras.
O lixamento foi feito com a lixa de carbeto de silício apoiada sobre um
disco em movimento giratório ( politriz metalográfica) onde o corpo de prova é
levemente comprimido contra ela. É iniciado sobre lixa de gramatura 180, em
direção normal aos riscos já existentes, e continuado até o completo
desaparecimento deles. Depois se passou para a lixa mais fina seguinte,
mudando de 90 graus a direção de lixamento até terem desaparecido os riscos da
lixa anterior, e assim sucessivamente até a lixa 1200. Com a superfície nesse
estado já se notam, por vezes, algumas particularidades como: trincas, grandes
inclusões, porosidades, falhas em soldas,etc.
O polimento foi feito sobre um disco giratório de feltro sobre o qual se
aplicou uma leve camada de abrasivo a base de óxido de alumínio (alumina).
A superfície polida foi observada ao microscópio, antes do ataque químico,
para o exame das inclusões, trincas, porosidades, veios ou partículas aderidas,
ou outras ocorrências já visíveis nesse estado. Fez-se então o ataque químico da
superfície.
De um modo geral os reativos agem: ou dissolvendo superficialmente
certos constituintes, ou certas regiões, como os contornos dos grãos, tirando-lhes
às vezes o brilho dado pelo polimento, ou colorindo-os diversamente, ou ainda
depositando um composto qualquer sobre eles. A escolha do reativo depende da
natureza do material.
Para este trabalho o reagente utilizado foi o Calling´s Waterless Reagent,
[ASM Metals Handbook, 1992]. O ataque foi feito agitando o corpo de prova com
a superfície polida mergulhada no reativo posto numa pequena cuba num
intervalo de tempo de 1 a 2s.
24
A preparação das amostras para difração de Raios X segue a mesma
seqüência do preparo metalográfico supracitado, porém diferindo em que não
foram embutidos e o lixamento foi feito no topo do cordão e não na sessão
transversal do mesmo. E também não sofreram polimento nem ataque químico.
A preparação das amostras para análise de difração de Raios X foi feita
em duas etapas: primeiro o corte foi feito de maneira muito semelhante à dos
corpos de prova destinados à microscopia e ao teste de estabilidade térmica, com
o diferencial que o substrato foi reduzido a um mínimo e a porção a ser analisada
não foi a transversal e sim a de topo.
A seqüência de preparo das amostras, bem como seus esquemas de corte
são mostrados na figura 2.2.
Figura 2.2 - Preparo metalográfico de amostras para análise por Difração de
Raios X, Microscopia e Microdureza Vickers.
25
As amostras preparadas e atacadas foram colocadas sob a lente de um
microscópio ótico ligado a um computador e à uma câmera, o que permitiu a
captura das imagens. Nessa análise é preciso tomar o devido cuidado com o
nivelamento da peça à lente do microscópio. Para isto, foi utilizado um nivelador,
que garante a planicidade da amostra através do pressionamento da mesma em
um berço com massa plástica contra um anteparo plano. O processo de análise
pode ser observado na figura 2.3.
Figura 2.3 – Procedimento de microscopia ótica.
Na microscopia ótica, o contraste da imagem é resultado da diferença de
refletividade da luz nas diversas regiões da microestrutura, uma vez que o
sistema é constituído basicamente pela fonte de iluminação e pelo sistema de
lentes. Uma das limitações da microscopia ótica é o aumento máximo conseguido
que é cerca de 2 000 vezes. Como conseqüência, pequenos detalhes estruturais
não são possíveis de serem detectados através desta técnica.
2.2 MICROSCOPIA ELETRÔNICA DE VARREDURA ( MEV) E
ESPECTROSCOPIA DE ENERGIA DISPERSIVA (EDS) [Maliska, A.M., 2003]
A microscopia eletrônica de varredura vem complementar a microscopia
ótica por oferecer melhores condições de detalhamento da amostra.
No caso da microscopia eletrônica a área ou o microvolume a ser analisado
é irradiado por um fino feixe de elétrons ao invés da radiação da luz. Como
resultado da interação do feixe de elétrons com a superfície da amostra, uma
série de radiações são emitidas tais como: elétrons secundários, elétrons
26
retroespalhados, Raios X característicos, elétrons Auger, fótons, etc. Estas
radiações quando captadas corretamente irão fornecer informações
características sobre a amostra (topografia da superfície, composição,
cristalografia, etc.).
Na microscopia eletrônica de varredura os sinais de maior interesse para a
formação da imagem são os elétrons secundários e os retroespalhados. À medida
que o feixe de elétrons primários vai varrendo a amostra estes sinais vão sofrendo
modificações de acordo com as variações da superfície. Os elétrons secundários
fornecem imagem de topografia da superfície da amostra e são os responsáveis
pela obtenção das imagens de alta resolução, já os retroespalhados fornecem
imagem característica de variação de composição.
O MEV, conforme pode ser visto na figura 2.4, consiste basicamente da
coluna óptico-eletrônica (canhão de elétrons e sistema de demagnificação), da
unidade de varredura, da câmara de amostra, do sistema de detectores e do
sistema de visualização da imagem.
Figura 2.4 – Funcionamento do MEV [Maliska, A.M. 2003]
O canhão de elétrons é usado para a produção do feixe de elétrons com
energia e quantidade suficiente para ser captado pelos detectores. Este feixe
eletrônico é então demagnificado por várias lentes eletromagnéticas, cuja
27
finalidade é produzir um feixe de elétrons focado com um pequeno diâmetro numa
determinada região da amostra.
A microanálise é um dos mais importantes instrumentos para a análise
química de materiais orgânicos e inorgânicos. Através da identificação dos Raios
X emitidos pela amostra, quando da interação com o feixe eletrônico, é possível
determinar a composição de regiões com até 1 µm de diâmetro. É uma técnica
não destrutiva, podendo determinar quantidades de até 1% dos elementos
presentes na amostra.
A detecção dos Raios X emitidos pela amostra pode ser realizada tanto
pela medida de sua energia (EDS) como do seu comprimento de onda (WDS). Os
detectores baseados na medida de energia são os mais usados, cuja grande
vantagem é a rapidez na avaliação dos elementos. Uma amostra contendo
elementos na ordem de 10% ou mais pode ser identificado em apenas 10 s e
cerca de 100 s para avaliar um elemento na ordem de 1%.
Uma outra característica importante da microanálise é a possibilidade de se
obter o mapa composicional da região em observação, permitindo que se
correlacione à microscopia ótica ou eletrônica com informações
microcomposicional detalhada.
2.3 MICRODUREZA VICKERS
O ensaio de microdureza Vickers permite medir a dureza de pequenas
regiões e até de microconstituintes individuais de uma microestrutura, e se baseia
na resistência que o material oferece à penetração de uma pirâmide de diamante
de base quadrada e ângulo entre faces de 136º, sob uma determinada carga. O
valor de microdureza Vickers (HV) é o quociente da carga aplicada (F) pela área
de impressão (A) deixada no corpo ensaiado.
[ http://www.scribd.com/doc/3969882/Aula-13-Dureza-Vickers] online 05-04-2008
O equipamento que faz o ensaio Vickers não fornece o valor da área de
impressão da pirâmide, conforme ilustrado na figura 2.5 mas permite obter, por
meio de um microscópio acoplado, a medida da diagonal da base da pirâmide.
28
Figura 2.5 – Equipamento para análise de Microdureza Vickers
[http://www.scribd.com/doc/3969882/Aula-13-Dureza-Vickers online 05-04-2008]
Para o equipamento utilizado existe uma tabela relacionando as diagonais
da pirâmide lida x carga aplicada ( 0,3 Kgf) para o valor da microdureza Vickers,
que foram utilizados, mas também poderiam ter sido calculados através da
fórmula HV = F/A
2.4 ANÁLISE POR DIFRAÇÃO DE RAIOS X.
A difratometria de Raios X corresponde a uma das principais técnicas de
caracterização microestrutural de materiais cristalinos. Os Raios X ao atingirem
um material podem ser espalhados elasticamente, sem perda de energia pelos
elétrons do átomo. O fóton de Raios X após colisão com o elétron muda sua
trajetória mantendo porem a mesma fase e energia do fóton incidente. Sob o
ponto de vista da Física Ondulatória, pode-se dizer que a onda eletromagnética é
instantaneamente absorvida pelo elétron e reemitida; cada elétron atua, portanto,
como um centro de emissão de Raios X.[Kanh. H. 2003]
Se os átomos que geram este espalhamento estiverem arranjados de
maneira sistemática, como em uma estrutura cristalina, apresentando entre eles
distâncias próximas ao do comprimento de onda da radiação incidente, pode-se
verificar que as relações de fase entre os espalhamentos tornam-se periódicas e
que efeitos de difração dos Raios X podem ser observados em vários ângulos.
29
Considerando-se dois ou mais planos de uma estrutura cristalina, as
condições para que ocorra a difração de Raios X vão depender da diferença de
caminho percorrida pelos Raios X e o comprimento da onda da radiação
incidente. Esta condição é expressa pela Lei de Bragg, mostrada na figura 2.6, ou
seja nλ = 2 sen θ, onde λ corresponde ao comprimento de onda da radiação
incidente, “n” a um número inteiro ( ordem de difração), “d” à distancia interplanar
para o conjunto de planos hkl ( índice de Miller) da estrutura cristalina de θ ao
ângulo de incidência dos Raios X ( medido entre o feixe incidente e os planos
cristalinos), conforme figura 2.6
Figura 2.6 - Difração de Raios X e equação de Bragg [Kahn, H. 2003]
A intensidade difratada, dentre outros fatores, é dependente do número de
elétrons no átomo. Os átomos são distribuídos no espaço, de tal forma que os
vários planos de uma estrutura cristalina possuem diferentes densidades de
átomos ou elétrons, fazendo com que as intensidades difratadas sejam por
conseqüência, distintas para os diversos planos cristalinos.
Para as análises de difração de Raios X as amostras preparadas conforme
descrito anteriormente foram ajustadas e niveladas com o auxílio de um suporte
cujo berço giratório é ajustável na direção do eixo y contra um anteparo de vidro,
como se pode ver na figura 2.7.
30
Figura 2.7 – Posicionamento de amostra para análise de Difração por Raios X.
2.5 DILUIÇÃO
A diluição é a quantidade porcentual de metal de base que entra na
composição do metal na soldagem por fusão.[ ASM Handbook, vol 6]
Os revestimentos devem apresentar uma composição bem específica para
a aplicação que se destinam, o que sugere que a diluição tem de ser considerada.
O cálculo da diluição foi feito com a captura de imagens da sessão
transversal do cordão através de uma lupa e uma câmera, e com a ajuda do
software Image Pro, foram calculadas as áreas conforme o esquema ilustrado na
figura 2.8.
25µm
31
Diluição = Ai/At x 100
Figura 2.8 - Representação do método utilizado para cálculo de diluição.
Este método de cálculo para diluição é bastante sensível a erros
operacionais, pois quaisquer desvios de planicidade do corte acarretam um
desvio significativo no valor real da diluição. O método foi utilizado devido a sua
simplicidade e rapidez, e visando minimizar o erro para as medidas, estas foram
feitas tirando a média de cinco amostras do mesmo cordão. Os resultados foram
analisados com cautela para afirmar a veracidade das leituras feitas.
2.6 ESTABILIDADE TÉRMICA
A avaliação da estabilidade térmica foi feita através da exposição de
amostras “ como depositadas” à temperaturas de 400ºC e de 600ºC em diferentes
intervalos de tempo em forno aquecido por resistência elétrica e com atmosfera
não controlada, conforme esquema ilustrado na figura 2.9 .
32
Figura 2.9 – Amostragem para avaliação da estabilidade térmica.
O procedimento esquematizado acima foi repetido para cada um dos
cordões obtidos, sendo que de cada um deles foi mantida uma amostra como
depositada, para servir de controle para comparação e nenhuma das outras
amostras foi exposta mais de uma vez em quaisquer intervalos de tempo ou
temperatura, não ocorrendo, portanto qualquer ciclagem térmica. O efeito da
temperatura foi analisado isoladamente para cada evento de exposição.
Após a exposição, todas as amostras, incluindo os padrões, foram
preparadas seguindo o fluxograma da figura 2.10.
Figura 2.10 – Fluxograma do teste de estabilidade térmica
Embutimento Lixamento Polimento
Ataque
Químico
Microscopia
Ótica
Microdureza
Vickers
C
A
R
A
C
T
E
R
I
Z
A
Ç
Ã
O
33
O teste de estabilidade térmica foi feito para avaliar a resistência dos
revestimentos para exposição em alta temperatura.
Embora a inspiração para as temperaturas tenha vindo da galvanização
por imersão à quente, a única particularidade com este processo foram as
temperaturas de exposição utilizadas no ensaio ( 400ºC e 600ºC).
As amostras de substrato AISI 304, com revestimentos de Fe-Al, Fe-Al com
adição de elementos de liga e Fe-Al enriquecido com adição de carbeto de
tungstênio foram expostos.
34
3. RESULTADOS E DISCUSSÃO
3.1 ANÁLISE DA EFICIÊNCIA DA MISTURA
A eficiência da mistura das composições que geraram os revestimentos é
um item de muita relevância para o estudo dos intermetálicos proposto neste
trabalho.
Para testar a eficiência da mistura o substrato utilizado, AISI 1020, foi
propositalmente escolhido, pois possui basicamente ferro em sua composição
exibindo uma única fase α- Fe (CCC) , conforme confirmado por análise de
difração de Raios X mostrada na figura 3.1, onde o programa identifica o
substrato como ferro puro, devido à sua limitação. Isso permite avaliar o
revestimento assumindo que apenas o ferro estará influenciando os revestimentos
, ou seja, deslocando a composição dos revestimentos para as regiões mais ricas
em ferro no diagrama Fe-Al sem interferência de elementos de liga migrados do
substrato para o revestimento formando fases complexas, ou influenciando
negativamente as reações de formação dos intermetálicos.
Figura 3.1 – Análise de difração de Raios X do Substrato SAE 1020 em tela de
programa utilizado para identificação das fases ( XRD 7000)
35
O Fe e o Al têm densidades muito diferentes e uma mistura ineficiente
poderá ocasionar acúmulo e agrupamento destes elementos durante a deposição,
além disso, os aluminetos são conhecidos por formarem filmes aderentes de
Al2O3, e para a formação desse filme, Al deve ser retirado da mistura, diminuindo
a reação de formação com as fases intermetálicas. Também pode ocorrer perdas
de Al pelo choque das partículas de pó com o jato de plasma.
A umidade dos pós também pode influenciar na eficiência da mistura , uma
vez que as partículas úmidas de pó tendem a se agrupam.
Considerou-se a proporção em peso de cada pó elementar para chegar a
quantidade necessária de mistura para garantir a estabilidade e fornecer material
suficiente para deposição de vários revestimentos, mas antes da deposição, e
depois de secos e de terem passado por misturador “Y”, os pós foram submetidos
a análise por difração de Raios X, resultando nos gráficos mostrado na figura 3.2.
Embora esta análise não seja quantitativa, a evidência de picos de Al mais
pronunciada para a mistura com 15%wt de Al é esperada, e mesmo com picos
mais discretos, o Al se mostra presente também na amostra com 5% em peso
deste constituinte.
Alguns picos correspondentes ao Fe e outros correspondentes ao Al se
sobrepõem, mas cada elemento é detectado isoladamente, conforme o esperado
para a análise da mistura de pós.
Outros picos correspondentes a óxidos foram detectados, mas como isto é
esperado e a sua intensidade não é tão representativa, eles não foram
destacados.
36
Figura 3.2 – Difração de Raios X para a mistura com 5 e 15%wt de Al em Fe.
Pode-se observar que os picos têm intensidades maiores tanto para o
elemento Fe quanto para o Al na mistura com 15%wt Al quando comparada à
mistura 5% wt Al. Quanto maior a intensidade do pico, maior é a influência dos
átomos daquele elemento na mistura. [Cullity, B.D. 1959], partindo deste princípio
é claramente observado na mistura dos pós que embora em menor quantidade,
os átomos de Al são detectados pelo difratômetro.
Para a mistura com 5%wt Al , é notável a diferença de intensidade dos
picos de Al, o que demonstra que nesta mistura a influência dos átomos de Al
embora exista, é menos representativa no que naquela com 15%wt Al.
Outro efeito que é observado é uma leve distorção na posição dos picos
em relação às duas leituras, isto pode ser associado ao “amassamento” de
algumas partículas de pó, que favorece uma direção preferencial e causam estas
distorções, assim como por diferença de compactação ou de granulometria da
amostra.
Com 5 %wt de Al em Fe o esperado segundo o diagrama de fases , é que
não ocorra a formação das fases intermetálicas, uma vez que segundo o mesmo
37
a quantidade mínima necessária para a formação destas fases é 11% wt Al. Com
essa informação, uma vez que a mistura seja eficiente é esperado que as fases
intermetálicas se formem nos revestimentos oriundos das misturas com 15% wt
Al. Se que estes resultados esperados forem confirmados, podemos dizer que a
mistura de pós foi eficiente.
Para esta avaliação, os revestimentos gerados a partir das misturas com 5
e 15%wt de Al em Fe foram secionados em fatias e três amostras foram retiradas
de cada cordão para análise por difração de Raios X.
Na difração de Raios X da composição com 5%wt de Al há a presença
dos picos característicos do Fe e do Al como mostrado na figura 3.3, mas não
picos característicos do FeAl e do Fe3Al, e embora esses picos tenham valores
de 2θ próximos aos dos elementos puros, o parâmetro selecionado para o
programa de análise foi de que para confirmar a presença de determinada fase,
pelo menos três picos encontrados na amostra deveriam coincidir com os picos
do banco de dados do programa de análise.
Figura 3.3 – Difração de Raios X em revestimento com 5%wt Al em substrato
AISI 1020
38
Segundo o diagrama de fases, a quantidade mínima necessária de Al em
Fe para haver a formação de fases intermetálicas é de cerca de 11% em peso,
mas além disso é preciso considerar também que parte do alumínio da mistura
será “perdido” para a formação do filme de óxido de alumínio característico dos
aluminetos, e outra parte pode se perder no choque do pó com o jato de plasma,
também deve-se ressaltar que durante na deposição há uma ligação metalúrgica
entre o revestimento e o aço do substrato, e com isso espera-se que haja a
contribuição do ferro do substrato, que deverá aumentar a quantidade deste
elemento no revestimento. Sabendo disso, é esperado que para uma mistura
homogênea com 5%wt de Al em peso no Fe não haja a formação de fases
intermetálicas FeAl e Fe3Al, apresentando somente uma solução sólida de ferro e
alumínio, e para uma mistura contendo 15% wt de Al espera-se que as fases
intermetálicas FeAl e Fe3Al seja formadas.
Segundo os resultados mostrados na figura 3.4, na composição com
15%wt de Al os picos característicos das fases intermetálicas FeAl e Fe3Al
apareceram, o que comprova a previsão do diagrama de fases, apesar das
condições de processamento terem sido distintas do equilíbrio termodinâmico do
mesmo, e atesta a homogeneidade e a eficiência da mistura dos pós elementares.
Figura 3.4 Difração de Raios X para amostra com 15%wt de Al em Fe em
substrato 1020.
39
A partir deste ponto definiu-se como composição básica da mistura dos
revestimentos a proporção de 15%wt de alumínio , e validou-se como padrão o
procedimento de preparo e mistura das composições.
3.2 EFEITO DO SUBSTRATO
A influência do substrato tornou-se evidente em eventos observados
durante a preparação das amostras. Aquelas cujo substrato era AISI 1020 tiveram
menor resistência ao corte, o mesmo ocorreu em relação ao ataque químico. A
título de experimentação foi feito o ataque com Nital 2%, ataque eletrolítico com
ácido oxálico e finalmente com Calling´s Waterless Reagent. As amostras de
substrato AISI 1020 , embora revestidas com a mesma liga daquelas em AISI 304
e AISI 316, foram atacadas pelos três reagentes, tanto o substrato quanto o
revestimento. Já as amostras cujo substrato era aço inoxidável formam atacadas
apenas pelo Calling´s Waterless Reagent e apenas na área do revestimento,
demonstrando com isso as diferenças no comportamento químico dos
revestimentos em função do tipo de substrato.
3.2.1 Aspecto superficial
Com o revestimento ainda quente, limpou-se a fuligem com uma escova de
aço e em seguida os revestimentos ficaram esfriando ao ar.
Nesse período houve observação dos revestimentos quanto à formação de
trincas a frio por som característico, o que não ocorreu.
Após a deposição e limpeza das amostras, estas ficaram esfriando ao ar, e
durante esse período não houve nenhuma evidência de trinca a frio. Os
revestimentos obtidos, figura 3.5, apresentaram boa molhabilidade sem trincas
ou porosidades o que sugere boa soldabilidade.
Figura 3.5 – Aspecto de revestimento a base de Fe-Al em AISI 1020 obtido por
PTA, (comum a todos os revestimentos depositados)
40
Os depósitos apresentaram-se relativamente rugosos e com algumas
mordeduras e irregularidades para os parâmetros de processamento utilizados,
porém estavam íntegros, sem porosidades ou trincas e homogêneos.
Os revestimentos por PTA podem ter sua qualidade superficial otimizada
com a variação dos parâmetros de deposição, que é diferente para cada liga, e
também com a inclusão proposital de elementos de liga específicos, e este é um
desafio que foge ao escopo deste trabalho e os cordões obtidos foram portanto
considerados aceitáveis.
3.2.2 Diluição
Os valores de diluição encontrados para os revestimentos a base de Fe-Al
são altos, se comparados àqueles encontrados na literatura para deposição de
ligas comerciais a base de níquel e de cobalto por PTA ( em torno de 15%wt).
Porém em função do caráter exotérmico de formação de aluminetos que contribui
para aumentar a temperatura da poça de fusão, pode-se esperar um aumento de
diluição.
Os altos valores de diluição sugerem que a formação de intermetálicos
ocorre no momento da deposição, elevando a temperatura na poça de fusão.
Na figura 3.6 está a relação de comparação de níveis de diluição para os
diferentes substratos.
Diluição
0
10
20
30
40
50
60
70
80
FeAL 1020 FeAL 304 FeAL 316
Diluição %
Figura 3.6 – Efeito do substrato na diluição.
41
A diluição da amostra cujo substrato AISI 1020 foi substancialmente menor
que as dos aços inoxidáveis. O entendimento desse fato é que devido a maior
capacidade de condução térmica dos aços ao carbono cujo valor é de 52,9
W/m.K contra 16,2 W/m.K para tanto para o aço AISI 304 quanto para o AISI 316
[ www.mgrepresentacoes.com.br/downloads/acesitacucar.pdf online 15-06-2008],
o aporte de calor necessário para a fusão é dispersado com maior facilidade e
portanto a poça de fusão solidifica-se mais depressa, minimizando a diluição, este
resultado segue tendências observadas em revestimentos de superligas a base
de cobalto e de níquel. [ Yaedu, A., 2003 ; Reinaldo, P. 2008]
Já os aços inoxidáveis testados, são piores condutores de calor do que o
aço ao carbono, e portanto o aporte de energia permanece mais tempo na poça
de fusão dando mais tempo para haver a fusão da superfície do substrato e a
troca de elementos entre ele e o revestimento, promovendo a ligação metalúrgica.
A diferença das diluições entre o aço AISI 304 e o AISI 316 mostra que a
diluição medida para o revestimento em substrato AISI 316 foi maior, isso sugere
uma maior interação do revestimento com este substrato e por isso a diluição
medida foi mais pronunciada.
3.2.3 Microestrutura
A microestrutura dos revestimentos soldados de Fe-Al foi observada
através de microscopia eletrônica de varredura mostrada figura 3.7.
O crescimento de grãos colunares é evidenciado para os revestimentos
independente do substrato utilizado. O que não ocorre para as ligas de Ni em Co
[Yaedu, A. 2003; Graf, K., 2003; Almeida, V.B. 2004; Reinaldo, P.,2008], onde o
crescimento evidenciado é o dendrítico.
Isso se deve ao diferente mecanismo de solidificação dessas ligas, o que
sugere que a reação exotérmica de formação das fases intermetálicas a base de
Fe – Al representativa ao ponto de influenciar o gradiente térmico na frente de
solidificação, tornando a diferença entre a temperatura “liquidus” e a temperatura
da interface menor do que se encontra nas ligas cujo crescimento é dendrítico
[Porter,D.A.1981]. A segregação do soluto ocorre, e o super-resfriamento ainda é
significativo para que ocorra o crescimento de grãos colunares.
42
a) FeAl em substrato 1020
b) FeAl em substrato 304
c) FeAl em substrato 316
Figura 3.7 - Influência do substrato na morfologia e na composição dos
revestimentos a base de Fe-Al a) AISI 1020 b) AISI 304 c) AISI 316
43
0
100
200
300
400
500
600
0 0,5 1 1,5 2 2,5 3 3,5 4
Distância
Microdureza Vickers
AISI 1020
AISI 304
AISI 316
Na microscopia, se observam o crescimento celular dos revestimentos a
base de Fe-Al, e a presença de regiões com diferentes tonalidades sendo que
uma análise de EDS revelou que estas fases têm a mesma composição química,
a razão desta diferença é atribuída ao ataque químico que revela a dependência
da orientação cristalográfica de cada célula em relação ao plano de corte.
Os precipitados observados são potencialmente intermetálicos na matriz
de Fe-Al, e além deles aparecem também alguns poros e partículas incrustadas
advindas do processo de polimento na superfície do metal. Análise por EDS
mostra também que há elementos comuns ao substrato no revestimento, como
manganês, molibdênio, silício, níquel, reafirmando o princípio da diluição.
Também encontra-se alumínio, o que sugere a possibilidade da formação de
intermetálicos também na matriz, embasado pelos resultados de difração de
Raios X, onde a intensidade dos picos observados para as fases intermetálicas foi
bastante representativa.
A interação do revestimento com os aços utilizados como substrato pode
ser identificado através dos perfis de dureza na figura 3.8.
Figura 3.8 - Microdureza Vickers para revestimentos oriundos da mistura de
15%wt de Al em Fe para diferentes substratos.
44
Os resultados do ensaio de microdureza mostram que sempre há um
incremento no valor da microdureza do substrato pelo revestimento, e esse
incremento é bem mais significativo para os substratos de aço inox do que para o
de aço carbono. A justificativa para este comportamento é a interação do ferro do
substrato com o revestimento através da ligação metalúrgica no caso do aço
carbono, deixando a matriz mais rica em ferro. O incremento de dureza para os
aços inoxidáveis pode ser associado ao fato de que os elementos de liga do
substrato interagem com o revestimento, formando além das fases
intermetálicas, fases complexas, incrementando a propriedade superficial do
revestimento.
Apesar das elevadas diluições medidas para os revestimentos processados
sobre os aços inoxidáveis, estes exibiram durezas de até 500 HV contrastando
com as 230 HV medidas em depósitos sobre o aço carbono. Este comportamento
contraria as previsões feitas pela teoria de soldagem, com que se espera que
maiores diluições resultem em menor dureza.
Estes dados sugerem que a formação de intermetálicos é o primeiro
evento que ocorre quando os pós chegam à poça de fusão; o aumento de
temperatura na poça de fusão ocorre na seqüência dessa reação exotérmica,
aumentando a diluição.
Apesar da troca evidente de elementos entre o substrato e o revestimento
já demonstrado pelas altas taxas de diluição, isto não impede a formação inicial
das fases intermetálicas FeAl e Fe
3
Al, qualquer que fosse o substrato, conforme
ilustrado na figuras 3.4 para o SAE 1020, e nas figuras 3. 9 e 3.10 para os aços
AISI 304 e 316.
45
Figura 3. 9 – Difração de Raios X para revestimento oriundo da mistura 15%wt de
Al em Fe em substrato AISI 304
Figura 3.10 – Difração de Raios X para revestimento oriundo da mistura de 15%wt
de Al em Fe em substrato de AISI 316
46
3.3 ADIÇÃO DE ELEMENTOS DE LIGA
A adição de elementos de liga à aluminetos de ferro visa melhorar suas
características à temperatura ambiente e à alta temperatura. Como por exemplo,
encontra-se na literatura estudos que testaram as adições de cromo [Huang, Y.D.
et Al 2000] e nióbio [Morris, D.G., 2006], chegando a conclusão que o efeito
benéfico da adição de cromo vem da modificação da superfície, reduzindo a
reatividade do alumínio com a umidade do ar, o que reduz a fragilização tanto em
temperaturas mais altas como à temperatura ambiente. As propriedades
mecânicas das ligas Fe
3
Al modificadas pelo cromo podem ser melhoradas ainda
mais por tratamentos termomecânicos e adição de outros elementos de liga como
nióbio, cujo benefício está em melhorar a resistência mecânica e a dureza nas
temperaturas alta e ambiente, além de garantir resistência à corrosão e melhorar
a soldabilidade. Algumas dessas ligas mostram um aumento na ductilidade de
mais de 15% à temperatura ambiente. [Mosbah, A.Y., 2004]
Os elementos cromo e nióbio foram adicionados às misturas de pós de Fe
e de Al separadamente e em conjunto para avaliar os efeitos desta adição no
revestimento. Foi adicionado às misturas de pós de ferro e alumínio, também
WCCo para avaliar a sua dissolução e interação nos revestimentos. Em seguida
todas estas formulações foram depositados em substratos de aço AISI 1020, para
verificar a ação dos elementos adicionados propositalmente ao revestimento, sem
a interferência de outros elementos de liga provenientes do substrato e que
podem passar a fazer parte do revestimento através da diluição. Também foram
depositados em substrato de aço AISI 304 para verificar a formação das fases
com os elementos de liga adicionados e qual a influência dos elementos de liga
advindos do substrato no revestimento obtido.
3.3.1 Características dos revestimentos com adição de elementos de liga
Com o revestimento ainda quente, limpou-se a fuligem com uma escova de
aço e em seguida os revestimentos ficaram esfriando ao ar, e o comportamento
dos revestimento foi o mesmo daqueles sem a adição dos elementos de liga ou
carbetos: não houve evidência de trincas a frio, e a integridade, soldabilidade e
homogeneidade dos revestimentos também se manteve, possibilitando o
47
prosseguimento das análises de caracterização propostas no escopo deste
trabalho.
A qualidade superficial dos revestimentos não sofreu perdas, muito embora
também não tenha sido notada melhora significativa em nenhum deles quanto ao
aspecto da superfície. Mantiveram-se íntegros, porém rugosos, com algumas
mordeduras e irregularidades.
3.3.2 Adição de Cr, Nb e Cr+Nb
Verificou-se que a adição isolada de Nb ou de Cr não provoca variações
significativas no nível de diluição, como mostram os dados da figura 3.11. A
adição conjunta destes elementos de liga resulta em uma redução significativa no
nível de diluição sugerindo uma diminuição de reação exotérmica.
Figura 3.11 Diluição para revestimento Fe15Al com adição de elementos de liga
em substrato de AISI 304
Outra observação que pode ser feita nesta etapa é que o revestimento sem
elementos de liga apresentou um valor de diluição significativamente menor que
na primeira deposição. A justificativa desse comportamento pode ser associado à
diferença de origem do alumínio em pó utilizado, cujos fornecedores são
diferentes para a primeira e a segunda deposição, muito embora tenham sido
feitas sob as mesmas condições.
Com a adição de Cr e de Nb nota-se na figura 3.11 que, a diluição é maior
48
do que para a adição conjunta destes elementos, entretanto como se observa na
figura 3.12, o que se espera com base no comportamento de ligas com solução
sólida é que a diluição maior tenha uma microdureza menor, mas isso não ocorre
para os revestimentos a base de intermetálicos, isso sustenta a afirmação de que
o comportamento mecânico destes revestimentos difere das ligas com solução
sólida.
0
100
200
300
400
500
600
0,25 0,5 0,75 1 1,25 1,5 1,75 2 2,25 2,5 2,75 3 3,25
Distancia (mm)
Microdureza Vickers ( HV)
FeAl
FeAlCr
FeAlNb
FeAlCrNb
Figura 3.12 Microdureza dos revestimentos à base de Fe-Al com adição de
elementos de liga em substrato AISI 304
Os resultados apresentados na figura 3.12, sugerem que revestimentos
com adição isolada de cromo ou com adição conjunta de cromo e nióbio
apresentam valores de microdureza pouco superiores àquelas medidas em
revestimentos a base de Fe-Al e de Fe-Al com adição isolada de nióbio.
A avaliação da microestrutura por microscopia ótica apresentada na figura
3.13, mostra que os revestimentos apresentaram crescimento celular com
presença de precipitados possivelmente de intermetálicos, distribuídos
uniformemente no interior dos grãos e nos seus contornos. Notou-se também a
presenças de zonas livres de precipitados (PFZ) para alguns grãos nas amostras
49
de revestimento a base de Fe – Al, próximas a interface entre os grãos, o
aparecimento das PFZ que pode ocorrer por dois motivos: à temperaturas
elevadas têm-se um grande número de lacunas no material, o resfriamento
provoca grande concentração de lacunas facilitando a difusão, entretanto as
interfaces entre os grãos são o principal sorvedouro dessas lacunas, o que por
sua vez afeta a distribuição dos precipitados, apesar disso a composição química
das PFZ em relação às demais não muda. Outro motivo para a geração de PFZ é
a retirada de soluto das vizinhanças das interfaces pela precipitação de partículas
nas interfaces das células, empobrecendo as regiões vizinhas. [Palm, M., 2005].
Para este caso, poderíamos associar o aparecimento da PFZ por ocasião
de uma combinação dos dois motivos descritos acima, pois a poça de fusão terá
aumentada ainda mais a sua temperatura pela influência da reação exotérmica de
formação dos aluminetos de ferro, o que pode gerar as ditas lacunas no material
e a facilidade da difusão associada com a absorção destas lacunas pelos
contornos de grãos. Entretanto análise de EDS mostra que a composição química
das regiões muda então essas PFZ são resultado da retirada de soluto, no caso
Al, das vizinhanças pela precipitação de partículas.
Análises de EDS mostradas na figura 3.13, mostraram que a quantidade
de alumínio na matriz próxima à interface é menor do que a quantidade de
alumínio nos contornos dos grãos ou ainda nos precipitados.
Precipitado Matriz Próx Contorno - PFZ
Figura 3.13 – Análise de EDS no precipitado, matriz e contorno dos grãos de
revestimentos FeAl em substrato AISI 304.
50
A) B)
C) D)
Figura - 3.14 Revestimentos a base de Fe-Al com adição de elementos de liga.a)
Fe-Al b) Fe-Al + Cr c) Fe-AL + Nb d) Fe-Al +Cr + Nb
Detalhamento da análise da microestrutura na figura 3.15, mostram que a
morfologia dos precipitados observados no interior das células dos revestimentos
variam em função da composição dos mesmos. Os precipitados dos
revestimentos em cuja mistura foram adicionados elementos de liga são
globulares e no revestimento de mistura FeAl, observa-se a presença de
precipitados aciculares. Os precipitados aciculares por sua forma podem em suas
PFZ
51
extremidades concentrar tensões que no caso de aparecimento de trincas
colaboram para sua propagação. Portanto a morfologia mais arredondada dos
precipitados suaviza este efeito , que é desejável para que os revestimentos
sejam menos susceptíveis à falhas devido à trincas. [Porter, D.A. 1981]
FeAl FeAlNb
FeAlCr FeAlCrNb
Figura - 3.15 Morfologia dos precipitados em revestimentos a base de Fe-Al com
adição de elementos de liga em substrato AISI 1020.
52
Apesar da diferença de morfologia, não foi possível correlacionar as
diferenças na microdureza, o que sugere que a composição química e a
estruturas destes precipitados deva ser estudada com mais detalhamento.
Na figura 3.16 observa-se a influência dos elementos de liga na morfologia
dos revestimentos obtidos em substrato AISI 304. De um modo geral, os grãos e
os precipitados dos revestimentos Fe-Al aparecem mais refinados contrastando
com a estrutura dos revestimentos processados com adição isolada de Cr e de
Nb respectivamente.
FeAl
FeAlCr
FeAlNb
FeAlCrNb
Figura 3.16. – Influência dos elementos de liga na morfologia dos revestimentos
em substrato AISI 304.
53
3.3.3 Adição de WCCo
A adição de WCCo à mistura de pós de Fe e de Al foi realizada com o
objetivo de avaliar a possibilidade de solubilização ou reforço do revestimento do
Fe-Al, atendendo o que a literatura menciona cujo efeito esperado para a adição
de WCCo é um incremento na dureza à quente, além de formar um carbeto
complexo com o ferro o que aumenta a resistência ao desgaste.
Os elementos de liga adicionados foram aqueles mencionados na literatura
como importantes para melhorar as propriedades de resistência à corrosão dos
aluminetos de ferro, como o nióbio e o cromo.
A formação da camada de óxido de cromo induz a idéia de que a
formação da camada de alumina é concorrente e portanto menos alumina se
forma, conseqüentemente deixando mais alumínio livre pra reagir formando as
fases intermetálicas
Foram adicionados elementos de liga e carbeto de tungstênio aos misturas
de composição básica de 15%wt Al.
As medidas de diluição mostraram que a presença de WCCo na mistura de
pós Fe-Al provoca um aumento nos seus valores medidos, figura 3.17, quando
correlacionados com revestimentos processados com pós de Fe-Al do mesmo
fornecedor.
Diluição
0
20
40
60
80
FeAl FeAlWCCo
Misturas
Percentual de dilkuição
( %)
Figura 3.17 Diluição do revestimento contendo WCCo comparado ao revestimento
FeAl em substrato de AISI 304
54
Este aumento de diluição decorrente da presença de carbetos já foi
observada por Takayama, ao adicionar WCCo a ligas de Co, e foi associado à
capacidade dos carbetos reterem calor durante a deposição. No entanto ao
contrário do observado por Takayama [ Takayama, K. 2005], no presente estudo
a presença de carbetos WCCo na mistura depositada resultou em queda de
dureza,visto na figura 3,18. Este comportamento pode estar associado ao tipo de
carbeto desenvolvido.
0
50
100
150
200
250
300
350
400
450
500
0,25 0,5 0,75 1 1,25 1,5 1,75 2 2,25 2,5 2,75 3 3,25 3,5 3,75 4
Dsitancia ( mm)
Microdureza Vickers ( HV)
FeAl + WCCo
FeAl
Figura 3.18 – Microdureza do revestimento a base de Fe-Al reforçado com WCCo,
comparado ao revestimento a base de Fe-Al somente em substrato AISI 304.
O crescimento de grãos colunares também foi observado para estes
revestimentos conforme figura 3.19, portanto o resfriamento e a solidificação do
revestimento contendo adições de elementos de liga ou carbetos em sua
composição não foi afetada de maneira significativa a ponto de promover
modificações microestruturais o que está de acordo com os valores de diluição
medidos e associados ao aumento da temperatura na poça de fusão, ou seja a
redução do superresfriamento constitucional.
55
FeAlWCCo
Figura 3.19 – Influência do WCCo na morfologia dos revestimentos em substrato
AISI 304.
Observa-se que os contornos de grãos são evidenciados por outra fase,
possivelmente carbetos. A presença dos precipitados nas células também
permanece.
3.4 ESTABILIDADE TÉRMICA
Uma aplicação potencial para o grupo de revestimentos a base de ligas
intermetálicas de Fe-Al é a proteção de componentes submersos no banho de
galvanização por imersão à quente como os utilizados por empresas de
galvanização de chapas de aço. Este processo consiste basicamente em manter
ligas a base de Zn ou Al e Zn no estado líquido em um pote e por elas, através
de um sistema de rolos e mancais, passar as fitas de aço as quais se deseja
galvanizar. A qualidade superficial dessas fitas de aço galvanizadas é garantida
pela qualidade superficial dos componentes do banho, como rolos e mancais, que
trabalham submersos, conforme pode-se observar na figura 3.20 .
56
Figura 3.20- Galvanização por imersão a quente [Scheid, A. 2007]
O problema encontrado é que esses banhos são altamente prejudiciais aos
componentes submersos, resultando em uma redução severa da vida útil dos
mesmos, o que conseqüentemente gera um elevado custo de produção devido às
paradas necessárias para manutenção e substituição desses componentes. E
uma das variáveis que afetam o desempenho dos componentes submersos é
justamente a temperatura de trabalho. Esta varia de 400º a 600ºC, conforme a
composição da liga do banho, o que acelera a degradação, influenciando a
microestrutura e causando perdas nas propriedades como dureza entre outras.
O objetivo deste ensaio é averiguar se, isoladamente, a temperatura de
trabalho citada influencia de alguma forma as propriedades dos revestimentos
obtidos, ou seja se os revestimentos são estáveis em termos de microestrutura e
dureza nas temperaturas de 400ºC e de 600ºC.
3.4.1 Características dos revestimentos.
Os resultados obtidos após o teste de estabilidade térmica mostraram
pouca variação para todas as amostras no que se remete ao valor de microdureza
encontrado, embora as microestruturas mostrem alterações. A variação da
microdureza em função das condições de teste para os revestimentos
processados com as misturas de pós de Fe- Al estão apresentados na figura 3.21.
57
Fe- Al
300,00
350,00
400,00
450,00
500,00
550,00
600,00
0 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 13
Tempo de exposição (h)
Microdureza Vickers (HV)
400ºC
600ºC
Figura 3.21 – Estabilidade térmica do Fe-Al em substrato AISI 304 a 400ºC e a
600ºC
FeAl – 400ºC – 1 hora FeAl – 400ºC – 5 horas FeAl – 400ºC – 12 horas
FeAl – 600ºC – 1 hora FeAl – 600ºC – 5 horas FeAl – 600ºC – 12 horas
Figura 3.22 – Micrografias de revestimentos FeAl em substrato AISI 304 expostos
a 400ºC e a 600ºC
58
Apesar da pouca variação na dureza medida, observa-se uma pequena
diferença no comportamento em função da temperatura de teste. A 400ºC ocorre
um aumento de dureza até o intervalo de tempo de 12h, enquanto que a 600ºC o
aumento de dureza foi medido ao fim de 5 h de exposição, após o que a
tendência é de queda na dureza. Este comportamento torna-se mais relevante ao
se analisar as microestruturas do revestimento na figura 3.22. Verifica- se que as
variações na dureza são acompanhadas por alterações na densidade dos
precipitados, com as máximas de dureza correspondendo a uma maior densidade
de precipitados.
Todos os revestimentos que não foram expostos à temperatura,
apresentaram estrutura de grãos colunares com precipitados no interior dos
grãos. Essas observações se mantiveram para todas os revestimentos após a
exposição em todos os intervalos de tempo e nas diferentes temperaturas, o que
é um bom indício de estabilidade, embora diferenças na morfologia dos
precipitados sejam evidentes.
Nota-se pelo gráfico da figura 3.20 que a amostra exposta por 12 h à
600ºC apresenta uma leve queda a microdureza em relação àquela exposta a 5h,
diferente do que ocorre para as amostras expostas a 400ºC onde a microdureza
se eleva com o passar do tempo. Isto pode ser associado ao fato de que o Fe
3
Al
sofre uma transformação em sua estrutura cristalina de DO3 para B2 em T acima
de 560ºC [ASM Structural intermetallics, 2001]
A temperatura exerce influencia sobre a matriz, podendo associar-se a
este fato a redistribuição de precipitados ou mesmo de alumínio que em outras
análises mostraram uma predisposição em se acumularem nos contornos de
grão.
O efeito da temperatura sobre os revestimento de Fe-Al + Cr pode ser
observado na figura 3.23 nas medidas de microdureza e microestrutura na figura
3.24 respectivamente.
Comportamento similar ao observado e medido nos revestimentos de Fe-Al
pode ser observado, sendo que a presença de cromo provoca mais diferenças
decorrentes da temperatura de teste, com aumento de dureza mais significativo
medido após exposição a 600ºC.
59
Fe- Al + Cr
300,00
350,00
400,00
450,00
500,00
550,00
600,00
0 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 13
Tempo de exposição (h)
Microdureza Vickers (HV)
400ºC
600ºC
+Cr 400ºC
+ Cr 600ºC
Figura 3.23– Estabilidade térmica do Fe-Al-Cr em substrato AISI 304 a 400ºC e a
600ºC
FeAlCr – 400ºC – 1h FeAlCr – 400ºC – 5h FeAlCr – 400ºC – 12 h
FeAlCr – 600ºC – 1h FeAlCr – 600ºC – 5h FeAlCr – 600ºC – 12 h
Figura 3.24 – Micrografias de revestimentos Fe-A-Cr em substrato AISI 304
expostos a 400ºC e a 600ºC
60
A análise da microestrutura mostra uma maior densidade de precipitados
para as temperaturas de teste mais elevadas o que pode ser associado com a
maior valor de dureza medida.
A variação da microdureza com o tempo e temperatura de teste medida
nos revestimentos Fe-Al + Nb está apresentada na figura 3.25 A análise das
alterações na microestrutura após exposição as temperaturas de teste estão
apresentadas na figura 3.26
Observa-se que na temperatura de 400ºC os revestimentos passam por
uma queda na dureza após 5h de exposição, seguido de um aumento de dureza
após 12 h de exposição, sendo estas medidas acompanhadas pelo aparecimento
de precipitados grosseiros após as 5 h de exposição a 400ºC e forte precipitação
nos contornos dos grãos após 12h de exposição.
A exposição a 600ºC provoca para o maior tempo de teste, 12 h, queda
na dureza, o que pode ser associada à dissolução ou coalescimentos dos
precipitados no interior das células.
Para as amostras de revestimentos a base de FeAlNb, testados a 600ºC,
observa-se torno dos precipitados percebe-se uma região circular diferenciada, o
que sugere que o precipitado está “empobrecendo” a matriz.
61
Fe- Al + Nb
300,00
350,00
400,00
450,00
500,00
550,00
600,00
0 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 13
Tempo de exposição (h)
Microdureza Vickers (HV)
400ºC
600ºC
+ Nb 400ºC
+ Nb 600ºC
Figura 3.25 Estabilidade térmica do Fe-AL-Nb em substrato AISI 304 a 400ºC e a
600ºC
FeAlNb – 400ºC – 1 h FeAlNb – 400ºC – 5h FeAlNb – 400ºC – 12h
FeAlNb – 600ºC – 1h FeAlNb – 600ºC – 12h FeAlNb – 600ºC – 12h
Figura 3.26– Micrografias de revestimentos FeAlNb em substrato AISI 304
expostos a 400ºC e a 600ºC
62
A estabilidade dos revestimentos processados com Fe-Al + WCCo mostra
que a 600ºC depois de um ligeiro aumento na dureza, esta se mantém estável até
12 h de exposição, apesar de as alterações na morfologia das fases.
A exposição a 400ºC resulta na precipitação e coalescimento de fase no
interior e no contorno das células, respectivamente.
Variações na dureza podem ainda ser associadas a alterações nos
carbetos, e análises por difração de Raios X serão necessárias para uma
avaliação mais detalhada.
63
Fe- Al + WCCo
300,00
350,00
400,00
450,00
500,00
550,00
600,00
0 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 13
Tempo de exposição (h)
Microdureza Vickers (HV)
400ºC
600ºC
+ WCCo 400ºC
+ WCCo 600ºC
Figura 3.27- Estabilidade térmica do FeAlWCCo em substrato AISI 304
FeAlWCCo – 400ºC – 1 h
FeAlWCCo – 400ºC – 5 h
FeAlWCCo – 400ºC 12 h
FeAlWCCo– 600ºC – 1h
FeAlWCCo– 600ºC – 5h
FeAlWCCo– 600ºC – 12h
Figura 3.28 - Micrografias de revestimentos FeAlWCCo em substrato AISI 304
expostos a 400ºC e a 600ºC
64
4. CONCLUSÕES
Para as condições testadas neste trabalho pode-se concluir:
Aluminetos de Fe , FeAl e Fe
3
Al, se formam in situ na deposição de
misturas à base de Fe-Al por PTA, como se confirma por análises de difração de
Raios X para todos os revestimentos contendo em sua composição da mistura
com 15% wt de alumínio.
A composição química do substrato não altera a estrutura celular
nem compromete o desenvolvimento dos intermetálicos FeAl e Fe
3
Al, mas altera
a dureza dos revestimentos em função da difusão dos elementos do substrato.
Elementos de liga adicionados na forma de pós de cromo e de pós de
nióbio , isoladamente ou em conjunto provocam a formação de precipitados
globulares no interior das células, e o desenvolvimento de fases intermetálicas,
FeAl e Fe
3
Al, contendo Cr a presença de Nb resulta na formação da fase com o
ferro .
A adição de WCCo à mistura de pós de Fe e de A l resultou na sua
dissolução e formação de revestimentos de menor dureza em relação aos
obtidos com a mistura de pós de Fe -Al , com formação de fases nos contornos
das células
Revestimentos processados com misturas de pós de Fe e de Al
apresentaram melhor estabilidade do que aqueles com adição de elementos de
liga e carbetos de tungstênio ao cobalto, quando expostos a temperatura de 400
e de 600ºC . A adição de elementos de liga ou carbetos a mistura de pós
depositada comprometeu esta estabilidade com a precipitação e coalescimento
de fases, fenômeno mais intenso para as temperaturas mais elevadas.
65
5. TRABALHOS FUTUROS
Uma varredura para composições mais ricas em Al nos dará uma idéia do
limite de composição que pode ser processada, uma vez que se sabe que quanto
mais alumínio é adicionado na liga, maior a probabilidade de haverem trincas .
Realizar teste de imersão no banho de Galvalume® para avaliar a
resistência dos revestimentos ao ambiente de trabalho com o efeito sinergético do
meio agressivo com a variação de temperatura.
Avaliar o desempenho dos revestimentos testados na estabilidade térmica
através de teste de risco e de microscopia eletrônica de varredura, EDS e difração
de Raios X para justificar mais detalhadamente seu comportamento após
exposição em temperaturas de 400ºC e 600ºC.
Realizar análise complementar de DSC, DTA e XPS a fim de determinar
com maior precisão como e quando as fases intermediárias se formam e qual a
influência da temperatura nestas transformações.
66
6.REFERENCIAS BIBLIOGRÁFICAS
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