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Anderson Geraldo Marenda Pukasiewicz
Desenvolvimento de revestimentos Fe-Mn-Cr-Si-Ni resistentes à
cavitação depositadas por aspersão ASP
Tese apresentada como requisito parcial à obtenção de
grau de Doutor. Área de Concentração: Engenharia e
Ciência dos Materiais, Programa de Pós Graduação em
Engenharia - PIPE. Setor de Tecnologia, Universidade
Federal do Paraná.
Orientador: Prof. Dr. Ramón Sigifredo Cortés Paredes
Co-orientadora: Prof. Dra. Ana Sofia Climaco M D´Oliveira
CURITIBA – PR
2008
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Anderson Geraldo Marenda Pukasiewicz
Desenvolvimento de revestimentos Fe-Mn-Cr-Si-Ni resistentes à
cavitação depositadas por aspersão ASP
Tese apresentada como requisito parcial à obtenção de
grau de Doutor. Área de Concentração: Engenharia e
Ciência dos Materiais, Programa de Pós Graduação em
Engenharia - PIPE.Setor de Tecnologia, Universidade
Federal do Paraná.
Orientador: Prof. Dr. Ramón Sigifredo Cortés Paredes
Co-orientadora: Prof. Dra. Ana Sofia Climaco M D´Oliveira
CURITIBA – PR
2008
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ii
À minha esposa Sílvia e as minhas
filhas Cibele e Milena
iii
AGRADECIMENTOS
À minha amada esposa Sílvia R. M. Pukasiewicz pelo apoio constante e
dedicação em todos os momentos, mesmo durante minhas ausências para a
realização deste trabalho.
Aos meus pais que sempre se dedicaram e me incentivaram em todos os
momentos de minha vida.
Ao Prof. Ramón Sigifredo Cortés Paredes e Prof
a
Ana Sofia Climaco M
D´Oliveira pela demonstração de amizade, orientação e estímulo para a realização
deste trabalho.
Aos amigos do Lactec André Capra, Joceli Chandelier, Evandro Calizzario e
Sérgio Henke pela confiança, auxílio na realização dos ensaios experimentais, e
principalmente pela amizade demonstrada em todo este período.
Aos amigos Cesar Chornobai, Júlio Stimmer e Guber Guerrero pela amizade,
apoio e pelos momentos de descontração deste marcante momento da minha vida.
Aos colegas de pós-graduação Cristhian Will, Edson Takano e Verônica Buss pelo
auxílio e cooperação no planejamento, realização dos ensaios experimentais.
Ao Prof. Irineu Mazzaro pelo treinamento e discussões para a realização dos
ensaios de difração de raios-X e ao Prof. Wido Herwig Schreiner e ao laboratorista
Jorge pela execução e auxílio na análise dos resultados obtidos nos ensaios de
XPS. Ao Prof. Dr. Augusto J. Buschinelli e a Engª Cleide Marquezine pela execução
dos ensaios de cavitação.
Ao Msc. Luiz Alberto Procopiak e Instituto de Tecnologia para o
Desenvolvimento, LACTEC, pela cooperação, utilização dos laboratórios e suporte
financeiro dado para a realização desta pesquisa.
Ao Programa Interdisciplinar de Pós-graduação em Engenharia, PIPE, pela
oportunidade de realização desta pesquisa.
À Durum do Brasil em especial ao Eng. Francisco Araújo pela produção e
fornecimento dos arames para a realização deste trabalho e pelas discussões e
apoio para a execução deste trabalho.
Aos amigos da Coordenação de Mecânica da Unidade de Ponta Grossa do
UTFPR-PR, em especial àqueles que me apoiaram na execução desta pesquisa.
iv
SUMÁRIO
LISTA DE FIGURAS _________________________________________________________ vi
LISTA DE TABELAS _________________________________________________________ xii
LISTA DE SIGLAS E SÍMBOLOS_______________________________________________ xiv
RESUMO _________________________________________________________________ xvi
ABSTRACT _______________________________________________________________ xvii
1. Introdução e Motivação do Trabalho________________________________________1
2. Revisão Bibliográfica ____________________________________________________4
2.1. Cavitação _______________________________________________________________4
2.1.1. Fenômeno da Erosão por Cavitação ____________________________________________ 4
2.1.2. Estágios de Perda de Massa __________________________________________________ 8
2.1.3. Propriedades mecânicas e resistência à cavitação _________________________________ 9
2.1.4. Propriedades metalúrgicas ligadas à erosão por cavitação__________________________ 11
2.2. Ligas Resistentes à Cavitação_____________________________________________21
2.2.1. Aços inoxidáveis ___________________________________________________________ 21
2.2.2. Ligas inoxidáveis austeníticas com cobalto ______________________________________ 25
2.2.3. Ligas NiTi e ligas com Memória de Forma_______________________________________ 26
2.2.4. Ligas Fe-Mn-Cr-Si resistentes à cavitação_______________________________________ 27
2.3. Aspersão Térmica _______________________________________________________28
2.3.1. Características Gerais ______________________________________________________ 28
2.3.2. Preparação da superfície para aspersão térmica__________________________________ 30
2.3.3. Aspersão térmica a arco elétrico, microestrutura e propriedades _____________________ 31
2.3.4. Processo de oxidação de revestimentos ASP ____________________________________ 33
2.3.5. Influência das variáveis de processo ___________________________________________ 35
2.3.6. Resistência à cavitação de revestimentos aspergidos______________________________ 37
2.4. Processo de refusão de ligas aspergidas ___________________________________39
3. Desenvolvimento das Ligas Experimentais _________________________________42
3.1. Definições teóricas utilizados no desenvolvimento das ligas experimentais ______42
3.2. Previsão das fases formadas, Cr
eq
e Ni
eq
, EFE e temperaturas de transformação
martensítica das ligas propostas _________________________________________________47
4. Materiais e Procedimentos Experimentais __________________________________53
4.1. Preparação dos arames tubulares com as composições planejadas_____________53
4.2. Deposição das ligas Fe-Mn-Cr-Si experimentais por aspersão a arco ASP________54
4.2.1. Preparação da superfície ____________________________________________________ 54
v
4.2.2. Aspersão térmica a arco, ASP ________________________________________________ 55
4.2.3. Preparação das amostras utilizadas para análise da formação das lamelas e salpicos____ 57
4.2.4. Refusão do revestimento aspergido____________________________________________ 58
4.3. Caracterização dos revestimentos aspergidos e refundidos____________________60
4.3.1. Microscopia ótica __________________________________________________________ 60
4.3.2. Análise da Fração de Área de Óxidos e Poros ___________________________________ 61
4.3.3. Microscopia Eletrônica de Varredura, MEV ______________________________________ 62
4.3.4. Análise da Composição Química ______________________________________________ 62
4.3.5. Difração de Raios-X, DRX ___________________________________________________ 63
4.3.6. Espectroscopia de emissão de fótons por raios-X, XPS ____________________________ 64
4.3.7. Ensaio de microdureza Vickers _______________________________________________ 66
4.3.8. Avaliação da resistência à cavitação ___________________________________________ 66
5. Resultados e discussão _________________________________________________68
5.1. Influência da Composição Química Sobre a Microestrutura e Propriedades dos
Revestimentos Aspergidos______________________________________________________68
5.1.1. Composição Química dos Revestimentos Aspergidos______________________________ 68
5.1.2. Formação dos Óxidos nos Revestimentos Aspergidos _____________________________ 72
5.1.3. Caracterização das Fases Presentes nos Revestimentos Aspergidos _________________ 77
5.1.4. Microestrutura dos revestimentos Fe-Mn-Cr-Si e Fe-Mn-Cr-Si-Ni aspergidos ___________ 80
5.1.5. Estudo da Formação de Salpicos nas Ligas Testadas _____________________________ 89
5.1.6. Microdureza dos Revestimentos Fe-Mn-Cr-Si e Fe-Mn-Cr-Si-Ni Aspergidos ____________ 91
5.2. Influência da Composição Química sobre a Resistência à Cavitação dos
Revestimentos Aspergidos______________________________________________________93
5.3. Mecanismos de Perda de Massa por Cavitação na Ligas Testadas _____________104
5.4. Influência dos Parâmetros de Deposição nas Características e Desempenho do
Revestimento Fe-Mn-Cr-Si-Ni, SMA_MnA _________________________________________110
5.4.1. Influência do gás de transporte na microestrutura e resistência à cavitação ___________ 110
5.4.2. Influência da pressão do ar-comprimido na microestrutura e resistência à cavitação_____ 121
5.4.3. Influência da tensão do arco na microestrutura e oxidação e resistência à cavitação ____ 130
5.5. Avaliação da refusão por PTA ____________________________________________137
5.5.1. Influência da refusão por PTA na microestrutura_________________________________ 137
5.5.2. Influência da refusão por PTA na resistência à cavitação das ligas Fe-Mn-Cr-Si ________ 150
6. Conclusões __________________________________________________________161
7. Sugestões para Trabalhos Futuros_______________________________________163
8. Referências Bibliográficas ______________________________________________164
vi
Lista de Figuras
Figura 2.1. Momento do colapso de uma bolha de vapor e a região de elevada pressão
formada no centro (www.sonosys.de/images). ____________________________________5
Figura 2.2. Formação e colapso das bolhas sob a ponta de um sonotrodo
(www.sonosys.de/images). ___________________________________________________5
Figura 2.3. Processo de cavitação em disco e pá de uma bomba radial (27). ____________6
Figura 2.4 Cavitação severa em turbina do tipo Francis da Usina Hidrelétrica de Foz do
Areia.____________________________________________________________________6
Figura 2.5. Turbina do tipo Francis e apresentação dos principais componentes (1). ______7
Figura 2.6. Visualização dos diferentes estágios de perda de massa na cavitação (31).____8
Figura 2.7. Relação perda de massa e dureza de diferentes aços-C avaliados (31).______10
Figura 2.8. Relação perda de massa e dureza de diferentes ligas avaliadas (31).________10
Figura 2.9. Visualização das posições atômicas nos planos e seqüências de empilhamento
de: (a) um cristal CFC perfeito, (b) falha intrínsica, (c) falha extrínsica, (d) falha por maclação
e (e) cristal maclado (39). ___________________________________________________12
Figura 2.10. Falha de empilhamento em aço AISI304 (a) e em uma liga Fe-Mn-Cr-Si (38,41).
________________________________________________________________________13
Figura 2.11. Variação do mecanismo de deformação com a EFE (adaptação de 35,41,45).15
Figura 2.12. Ilustração esquemática da formação de maclas em estruturas CFC (38).____15
Figura 2.13. Gráfico tensão-deformação de diferentes ligas Fe-Mn-Al-Si (7). ___________16
Figura 2.14. Ilustração esquemática de uma transformação g®e em uma liga Fe-Mn (45). 17
Figura 2.15. Mecanismo de erosão em uma liga Hadfield (a), AISI 430 ferrítico (b) e aço
inoxidável austenítico com cobalto (c) (33,50).___________________________________18
Figura 2.16. Mecanismo de perda de massa em três ligas Fe-Mn-N diferentes, (a)
martensítica e (b) bifásica austenita-ferrita (53).__________________________________19
Figura 2.17. Variação da porcentagem de martensita com o processo de acabamento (51).
________________________________________________________________________20
Figura 2.18. Diagramas de Schaeffler (a), De Long (b), Hull (c), WRC 1992 (d) (58). _____22
Figura 2.19. Comparação da resistência à cavitação para diferentes microestruturas (35). 23
Figura 2.20. Taxa de erosão por cavitação para diferentes relações
)(
eqeqeq
NiCrCr +
(61).24
Figura 2.21. Comparação da resistência à cavitação para diferentes ligas com cobalto (35).
________________________________________________________________________25
Figura 2.22. Comparação da resistência à cavitação das ligas NiTi e NiAl (64). _________27
vii
Figura 2.23. Características da formação da camada depositada por aspersão térmica (13).
________________________________________________________________________29
Figura 2.24. Classificação dos processos de aspersão térmica (13).__________________30
Figura 2.25. Descrição esquemática do processo de aspersão térmica por arco elétrico (28).
________________________________________________________________________31
Figura 2.26. Microestrutura típica de um revestimento ASP de uma liga aço-C, (a) sem
ataque químico, (b) com ataque de Nital 2% (81). ________________________________32
Figura 2.27. Diagrama de Energia Livre de Gibbs, ou Diagrama de Ellingham (26). ______34
Figura 2.28. Variação da temperatura e velocidade das partículas com o gás de arraste e
distância de deposição (a), e tensão do arco voltaico (b) (83)._______________________35
Figura 2.29. Variação da temperatura e velocidade das partículas com a pressão e taxa de
alimentação (83).__________________________________________________________37
Figura 2.30. Ruptura dos óxidos e perda de massa pela remoção das lamelas (90). _____39
Figura 2.31. (a) Perda de massa acumulada por tempo de ensaio de cavitação, (b) Variação
da resistência à cavitação com a tenacidade à fratura K
c
(22). ______________________39
Figura 2.32. Revestimentos NiCrBSi, depositados por aspersão e refundidos. (a) como
aspergido, (b) aspergido e refundido por chama, (c) aspergido e refundido por laser (95)._40
Figura 2.33. Variação da resistência do revestimento aspergido NiTi, com a variação da
energia do processo de refusão (17). __________________________________________41
Figura 3.1. Ligas experimentais estudadas na forma de pseudocomponentes.__________47
Figura 3.2 Ligas experimentais planejadas, Diagrama de Schaeffler. _________________48
Figura 3.3. Ligas experimentais planejadas, Diagrama de Hull. _____________________48
Figura 3.4 Ligas experimentais planejadas, Diagrama de WRC1992, modificado por Kotecki.
________________________________________________________________________49
Figura 4.1. Representação esquemática do processo de fabricação do arame tubular (99).54
Figura 4.2. Equipamento de aspersão térmica ASP Suzler-Metco Value Arc 300E utilizado.
________________________________________________________________________55
Figura 4.3. Deposição de uma liga Fe-Mn-Si por aspersão a arco ASP. _______________56
Figura 4.4. Processo de refusão por PTA das amostras aspergidas.__________________59
Figura 4.5. Exemplo de transformação de tons de cinza para cores RGB. _____________61
Figura 4.6. Visão geral do equipamento XPS do Laboratório de Superfícies e Interfaces da
UFPR. __________________________________________________________________65
Figura 4.7. Câmara de ultra alto vácuo para análise do XPS. _______________________66
Figura 4.8. Representação esquemática do ensaio de cavitação acelerada.____________67
Figura 5.1. Representação esquemática da formação da liga durante a deposição por
aspersão a arco elétrico.____________________________________________________68
viii
Figura 5.2. Espectro de XPS das ligas SMA_MnA e SMA_Mn1, sem sputtering. ________72
Figura 5.3. Espectro XPS da liga SMA_MnA após sputtering de 15 minutos. ___________73
Figura 5.4. Espectro XPS da liga SMA_Mn1 após sputtering de 15 minutos. ___________73
Figura 5.5. Espectro XPS da região entre 94 e 106eV, característico do elemento Silício. _74
Figura 5.6. Espectro XPS da região entre 520 e 542eV, característico do elemento Oxigênio.
________________________________________________________________________75
Figura 5.7. Espectro XPS da região entre 565 e 595eV, característico do elemento Cromo.75
Figura 5.8. Espectro XPS da região entre 625 e 665eV, característico do elemento
Manganês._______________________________________________________________76
Figura 5.9. Espectro XPS da região entre 695 e 740eV, característico do elemento Ferro._76
Figura 5.10. Espectro XPS da região entre 844 e 862eV, característico do elemento Níquel.
________________________________________________________________________77
Figura 5.11. Espectro de difração de raios-X das ligas depositadas, (a)SMA_MnA,
(b)SMA_Mn1, (c)SMA_Mn2, (d)SMA_Mn3 e (e)SMA_Mn5._________________________79
Figura. 5.12. Microestrutura do revestimento depositado com a liga SMA_MnA (Ni)._____81
Figura. 5.13. Microestrutura do revestimento depositado com a liga SMA_Mn1 (Mn/Si). __83
Figura 5.14. Desenho esquemático do processo de deformação das partículas e localização
dos óxidos (adaptado de 85). ________________________________________________83
Figura. 5.15. Microestrutura do revestimento depositado com a liga SMA_Mn2 (Si). _____84
Figura. 5.16. Microestrutura do revestimento depositado com a liga SMA_Mn3 (Cr). _____85
Figura. 5.17. Microestrutura do revestimento depositado com a liga SMA_Mn5 (Cr/Si). ___86
Figura 5.18. Formação de lamelas consecutivas, com e sem oxidação (adaptado de 85). _88
Figura. 5.19. Variação da porosidade e fração em área de óxidos das ligas em estudo.___88
Figura 5.20. Morfologia das lamelas depositadas com diferentes temperaturas do substrato
de 304 polido. (a, b) SMA_MnA, (c, d) SMA_Mn1, (e, f) SMA_Mn2.__________________90
Figura 5.21. Variação da microdureza do revestimento aspergido com a adição de Ni. ___92
Figura 5.22. Variação da microdureza do revestimento aspergido com a quantidade Mn. _92
Figura 5.23. Perfil de microdureza dos revestimentos aspergidos com maior quantidade de
martensita._______________________________________________________________93
Figura 5.24. Perda de massa acumulada dos revestimentos aspergidos. ______________94
Figura 5.25. Análise de regressão linear dos diferentes regimes de perda de massa dos
revestimentos aspergidos: (a) SMA_MnA, (b) SMA_Mn1, (c) SMA_Mn2, (d) SMA_Mn3, (e)
SMA_Mn5 _______________________________________________________________95
Figura 5.26. Influência da adição de Ni na perda de massa acumulada. _______________96
Figura 5.27. Influência do teor de Mn na perda de massa acumulada. ________________97
Figura 5.28. Influência do teor de Cr e Si na perda de massa acumulada. _____________98
ix
Figura 5.29. Difratogramas das amostras antes e após o ensaio de cavitação de 4 horas._99
Figura 5.30. Análises quantitativas das fases presentes nos revestimentos antes e após
ensaio de cavitação. ______________________________________________________100
Figura 5.31. Correlação entre a quantidade final de martensita e a taxa de perda de massa.
_______________________________________________________________________102
Figura 5.32. Correlação entre a EFE e a taxa de perda de massa. __________________102
Figura 5.33. Correlação entre a relação Cr
eq
/( Cr
eq
+Ni
eq
) e a taxa de perda de massa. __104
Figura 5.34. Análise da superfície erodida da liga SMA_MnA após 4 horas de ensaio de
cavitação. ______________________________________________________________105
Figura 5.35. Análise da superfície erodida da liga SMA_Mn1 após 4 horas de ensaio de
cavitação. ______________________________________________________________106
Figura 5.36. Análise da superfície erodida da liga SMA_Mn2 após 4 horas de ensaio de
cavitação. ______________________________________________________________107
Figura 5.37. Análise da superfície erodida da liga SMA_Mn3 após 4 horas de ensaio de
cavitação. ______________________________________________________________108
Figura 5.38. Análise da superfície erodida da liga SMA_Mn5 após 4 horas de ensaio de
cavitação. ______________________________________________________________109
Figura 5.39. Microestrutura do revestimento de SMA_MnA depositado com diferentes gases
de transporte (a,b) ar-comprimido, (c,d) argônio, (e,f) nitrogênio.____________________111
Figura 5.40. Variação da porosidade e fração de óxidos da liga SMA_MnA com o gás de
transporte. ______________________________________________________________112
Figura 5.41. Difratogramas DRX dos revestimentos depositados com a liga SMA_MnA com
(a) argônio e (b) nitrogênio._________________________________________________113
Figura 5.42. Perfil de microdureza da liga SMA_MnA depositada com diferentes gases de
transporte. ______________________________________________________________114
Figura 5.43. Perda de massa em ensaio de cavitação da liga SMA_MnA com diferentes
gases de transporte. ______________________________________________________115
Figura 5.44. Difratogramas DRX dos revestimentos depositados com a liga SMA_MnA com
(a) argônio, (b) nitrogênio, após ensaio de cavitação. ____________________________116
Figura 5.45. Porcentagem das fases dos revestimentos SMA_MnA após ensaio de
cavitação (a,b) Ar-comprimido, (c,d) Argônio, (e,f) N
2
. ____________________________117
Figura 5.46. Análise da superfície erodida da liga SMA_MnA depositada com argônio, após
4 horas de ensaio de cavitação. _____________________________________________118
Figura 5.47. Análise da superfície erodida da liga SMA_MnA depositada com nitrogênio,
após 4 horas de ensaio de cavitação._________________________________________118
Figura 5.48. Fluxograma do processo de perda de massa em revestimento aspergido. __120
x
Figura 5.49. Microestrutura dos revestimentos da liga SMA_MnA depositados com pressão
de: (a,b) 280kPa, (c,d) 410kPa e (e,f) 550kPa.__________________________________122
Figura 5.50. Variação da fração de óxidos e porosidade, da liga SMA_MnA, com a pressão
do ar-comprimido. ________________________________________________________123
Figura 5.51. Difratograma de raios-X da liga SMA_MnA depositada com 280kPa (a),
410kPa(b) e 550kPa(c).____________________________________________________124
Figura 5.52. Perfil de microdureza Vickers das amostras de SMA_MnA depositadas. ___125
Figura 5.53. Perda de massa em ensaio de cavitação da liga SMA_MnA com diferentes
valores de pressão de deposição.____________________________________________126
Figura 5.54. Difratometria das amostras SMA_MnA 410kPa (a) e 550kPa (b) antes e após
ensaio de cavitação. ______________________________________________________127
Figura 5.55. Modificação nas fases do revestimento SMA_MnA 410 e 550kPa, antes e após
ensaio de cavitação_______________________________________________________128
Figura 5.56. Superfície dos revestimentos SMA_MnA após 4 horas de ensaio de cavitação
acelerada, (a,b) 280kPa, (c,d) 410kPa e (e,f) 550kPa.____________________________129
Figura 5.57. Microestrutura lamelar dos revestimentos depositados com SMA_MnA,
(a,b)25V, (c,d)30V e (e,f)35V. _______________________________________________131
Figura 5.58. Variação da fração de óxidos e porosidade com a tensão do arco. ________132
Figura 5.59. Espectro de difração de raios-X das ligas SMA_MnA aspergidas com diferentes
tensões de arco. _________________________________________________________132
Figura 5.60. Perfil de microdureza das amostras SMA_MnA._______________________133
Figura 5.61. Perda de massa em ensaio de cavitação da liga SMA_MnA com diferentes
valores de tensão do arco. _________________________________________________134
Figura 5.62. Difratometria das amostras SMA_MnA antes e após ensaio de cavitação (a)
25V (b) 35V. ____________________________________________________________134
Figura 5.63. Variação das fases do revestimento SMA_MnA depositado com o ensaio de
cavitação: 25V (a,b), 30V (c,d) e 35V (e,fd).____________________________________135
Figura 5.64. Superfície erodida das amostras SMA_MnA após 4 horas de ensaio de
cavitação (a,b) 25V, (c,d) 30V, (e,f) 35V. ______________________________________136
Figura 5.65. Aparência superficial dos revestimentos SMA_Mn1 (a) e SMA_Mn3 (b) após
refusão por plasma PTA.___________________________________________________138
Figura 5.66. Microestrutura do revestimento SMA_MnA aspergido e refundido,
monocamada. ___________________________________________________________139
Figura 5.68. Microestrutura do revestimento SMA_MnA aspergido e refundido, dupla
camada.________________________________________________________________140
xi
Figura 5.68. Microestrutura da 2ª camada do revestimento SMA_MnA, nota-se a presença
de trinca interdendrítica. ___________________________________________________141
Figura 5.69. Perfil de composição química obtido por EDX para a liga SMA_MnA dupla
refusão. ________________________________________________________________141
Figura 5.70. Microestrutura do revestimento SMA_Mn1 aspergido e refundido dupla camada.
_______________________________________________________________________143
Figura 5.71. Espectro de difração de raios-X da liga SMA_MnA, (a) e SMA_Mn1 (b).____143
Figura 5.72. Microestrutura do revestimento SMA_Mn2 aspergido e refundido, dupla
camada.________________________________________________________________144
Figura 5.73. Microestrutura do revestimento SMA_Mn3 aspergido e refundido, dupla
camada.________________________________________________________________145
Figura 5.74. Microestrutura do revestimento SMA_Mn5 aspergido e refundido, dupla
camada.________________________________________________________________146
Figura 5.75. Perfil de composição química para a liga SMA_Mn5 dupla refusão. _______147
Figura 5.76. Espectro de difração de raios-X das ligas refundidas, (a)SMA_Mn2,
(b)SMA_Mn3, (c)SMA_Mn5. ________________________________________________148
Figura 5.77. Perfil de microdureza dos revestimentos refundidos. ___________________149
Figura 5.78. Perfil de microdureza dos revestimentos refundidos SMA_MnA e SMA_Mn1.150
Figura 5.79. Resistência à cavitação dos revestimentos aspergidos e refundidos por PTA.
_______________________________________________________________________151
Figura 5.80. Comparação da Resistência à cavitação dos revestimentos aspergidos com os
refundidos por PTA._______________________________________________________152
Figura 5.81. Correlação entre EFE e o tempo de incubação das ligas refundidas. ______153
Figura 5.82. Correlação entre EFE e a taxa de perda de massa das ligas refundidas. ___154
Figura 5.83. Correlação entre % martensita no final do ensaio de cavitação e a taxa de
perda de massa das ligas refundidas._________________________________________155
Figura 5.84. Difratogramas das amostras refundidas antes e após ensaio de cavitação, (a)
SMA_MnA, (b) SMA_Mn1, (c)SMA_Mn3 e (d) SMA_Mn5._________________________156
Figura 5.85 Variação das fases após ensaio de cavitação acelerada, (a,b) SMA_MnA,
(c,d)SMA_Mn1, (e,f)SMA_Mn3, (g,h)SMA_Mn5. ________________________________157
Figura 5.86. Análise da superfície após ensaio de cavitação. (a,b) SMA_Mn1-2R, 14 horas
de ensaio, (c,d) SMA_Mn3-2R, 06 horas de ensaio, (e,f) SMA_Mn5-2R, 6 horas de ensaio.
_______________________________________________________________________159
Figura 5.87. Análise da superfície após ensaio de cavitação. (a) SMA_MnA-R, 20 horas de
ensaio, (b) SMA_Mn1-2R, (c) SMA_Mn3-2R, (d) SMA_Mn5-2R, as restantes com 23 horas
de ensaio. ______________________________________________________________160
xii
LISTA DE TABELAS
Tabela 2.1 Relações de Cr e Ni equivalentes para aços inoxidáveis (58).______________21
Tabela 3.1. Composição química planejada das ligas experimentais. _________________46
Tabela 3.2. Valores de Cr
eq
e Ni
eq
das composições citadas na Tabela 3.1. ____________50
Tabela 3.3. Valores da EFE para as ligas ensaiadas, obtidos pela Equação 2.7. ________50
Tabela 3.4.Valores de M
s
, M
es
e M
d30
das composições citadas na Tabela 3.1 obtidas por
cálculos empíricos. ________________________________________________________51
Tabela 4.1. Composição da fita e pós metálicos utilizados (percentagem em peso).______53
Tabela 4.2. Composição final estimada dos arames tubulares. ______________________53
Tabela 4.3. Condições de jateamento dos corpos de prova a serem revestidos._________54
Tabela 4.4 Parâmetros da deposição ASP utilizados durante a aplicação das ligas.______56
Tabela 4.5 Parâmetros ASP utilizados na avaliação da influência do gás de transporte. __57
Tabela 4.6 Parâmetros ASP utilizados na avaliação da influência da pressão do ar-
comprimido.______________________________________________________________57
Tabela 4.7 Parâmetros ASP utilizados na avaliação da influência da tensão do arco._____57
Tabela 4.8. Composição química (%em peso) dos substratos utilizados. ______________59
Tabela 4.9. Parâmetros de deposição do revestimento AWS309LSi.__________________59
Tabela 4.10. Parâmetros de refusão por plasma PTA das ligas experimentais.__________60
Tabela 5.1. Composições químicas planejadas e obtidas das ligas experimentais._______70
Tabela 5.2. Cr
eq
e Ni
eq
, Schaeffler modificado por Hull e de Long, das ligas depositadas.__78
Tabela 5.3. Análise quantitativa das fases austenita g e martensita a`. ________________80
Tabela 5.4. Resistência à cavitação das amostras analisadas. ______________________96
Tabela 5.5. Composição química do revestimento SMA_MnA depositado com diferentes
gases de transporte. ______________________________________________________113
Tabela 5.6. Porcentagem das fases presentes das amostras SMA_MnA aspergidas.____114
Tabela 5.7. Taxa de perda de massa e perda de massa acumulada após 4 horas de ensaio
de cavitação da liga SMA_MnA depositada com diferentes gases de transporte. _______115
Tabela 5.8. Porcentagem das fases presentes das amostras SMA_MnA aspergidas.____124
Tabela 5.9. Variação da composição química dos revestimentos depositados com diferentes
pressões de ar-comprimido. ________________________________________________124
Tabela 5.10. Taxa de perda de massa e perda de massa acumulada após 4h de ensaio de
cavitação da liga SMA_MnA depositada com diferentes valores de pressão do ar-
comprimido._____________________________________________________________125
Tabela 5.11. Porcentagem das fases presentes das amostras SMA_MnA.____________133
xiii
Tabela 5.12. Taxa de perda de massa e perda de massa acumulada após 4 horas de ensaio
de cavitação da liga SMA_MnA depositada com diferentes valores de tensão do arco. __134
Tabela 5.13. Porcentagem das fases dos revestimentos refundidos._________________148
Tabela 5.14. Taxa de perda de massa e tempo de incubação das amostras refundidas. _152
xiv
LISTA DE SÍMBOLOS E SIGLAS
a
Martensita CCC
e
Martensita HC
g
Austenita
d Ferrita d CCC
s
f
’
Resistência à fadiga
h’
Endurecimento por deformação cíclica
n
Coeficiente de Poison
g
sf
Energia de Falha de Empilhamento
a Parâmetro de Rede
r
Densidade do Material
u
Velocidade dda Partícula
j
Tensão Superficial
ASP
Aspersão térmica a arco elétrico, Arc Spray process
ASTM American standard for testing materials
CCC Cúbica de Corpo Centrado
CFC Cúbca de Face Centrada
Cr
eq
Cromo equivalente
DRX Difração de raios-X
EDX Energia dispersiva de raios X
EFE Energia de falha de empilhamento
G Módulo de Cisalhamento
HC Hexagonal Compacta
HVOF
Aspersão térmica de alta velocidade, High velocity oxy-fuel
K
C
Tenacidade à fratura
M
a
Temperatura de transformação martensita a inicial
M
e
Temperatura de transformação martensita e inicial
M
d30
Temperatura de transformação de martensita por deformação
MEV Microscópio eletrônico de varredura
MIG/MAG
Soldagem com gás inerte/gás ativo, Metal gás inert/active
xv
Ni
eq
Níquel equivalente
PTA
Soldagem por plasma de arco transferido, Plasma Tranferred Arc
SMA Shape memory alloys
SMA_Mn Ligas Experimentais
TRIP Transformação de fase induzida por deformação
TWIP
Maclas induzidas por deformação, twinning induced plasticity
UFPR Universidade Federal do Paraná
UFSC Universidade Federal de Santa Catarina
We Número de Weber
WRC
Conselho de Pesquisa em Soldagem, Welding Research Council
XPS Espectroscopia de emissão de fótons por raios-X
xvi
RESUMO
A erosão por cavitação promove a perda de massa do componente e responde por
elevados custos de manutenção das turbinas hidráulicas. Buscou-se neste trabalho,
desenvolver ligas FeMnCrSi resistentes à cavitação visando a deposição por
aspersão térmica a arco elétrico, com o objetivo de minimizar os ciclos térmicos de
soldagem, com ênfase no estudo da influência da composição química e parâmetros
de processamento, na microestrutra e resistência à cavitação dos revestimentos
aspergidos. Estabeleceram-se critérios visando a melhora na resistência à cavitação
dos revestimentos aspergidos, como redução da energia de falha de empilhamento,
EFE, formação de martensita induzida por deformação e relação Cr
eq
e Ni
eq
, em
conjunto com a alteração do comportamento à oxidação das ligas e de formação das
lamelas, com a finalidade de obter uma microestrutura aspergida com melhor
resistência à cavitação. A resistência à cavitação foi avaliada segundo procedimento
da norma ASTM G32-95, a microestrutura foi caracterizada através de microscopia
ótica, MEV, difração de raios-X, microdureza e determinação da composição
química. Os óxidos formados foram caracterizados por XPS. Dentro dos critérios
estabelecidos para a formulação das ligas, os resultados obtidos indicaram uma
maior influência da morfologia e oxidação das lamelas na resistência à cavitação dos
revestimentos aspergidos, que a EFE e transformação de martensita por
deformação, enquanto que a relação Cr
eq
e Ni
eq
não apresentou nenhuma
correlação. Os melhores resultados foram obtidos com a adição de Ni, reduzindo a
formação de óxidos, e conseqüentemente a formação de salpicos e gotas pré-
solidificadas. Os revestimentos aspergidos apresentaram formação de martensita
induzida por deformação, comprovando a absorção de parte da energia liberada da
implosão das bolhas pelas lamelas do revestimento. A redução da EFE e a maior
formação de martensita durante a cavitação apresentaram uma influência mais
significativa para os revestimentos após refusão por PTA. As modificações nos
parâmetros de deposição alteraram a morfologia do revestimento, onde a melhor
resistência à cavitação foi obtida com os parâmetros que promoveram redução de
óxidos, salpicos e gotas pré-solidificadas.
xvii
ABSTRACT
The cavitation erosion promove mass loss, resulting in high maintenance costs.
Surface welding is the most comum technique used to recover the geometrical profile
of the blades. It is aimed in this study to developed Fe-Cr-MnSi cavitation resistant
alloys for arc thermally sprayed coatings, with objective to reduce thermal cycles,
with emphasis in alloy composition and process parameters influence on
microstructure and cavitation resistance of arc thermally sprayed coatings. During
alloys development some criterios were used, like stacking fault energy, SFE,
reduction, strain induced martensite transformation, Cr
eq
and Ni
eq
correlation, and
oxide behavior, modified splats morphology to intend to a microstructure with better
cavitation resistant. Coatings were analyzed by optical and eletronic microscopy,
microhardness, X-ray diffraction, chemical composition determination and cavitation
tests (ASTMG32-92), metallic oxides were analysed by XPS. Splats morphology and
splats oxidation, showed more influence in arc thermally sprayed cavitation
resistance than SFE and strain induced martensite transformation, Cr
eq
and Ni
eq
did
not shown any correlation. Better results were obtained with Ni addiction, that
promotes oxide reduction and splats morphology modification, resulting in pre-
solidified and splashing droplets reduction. Strain induced martensite transformation
occurred in arc thermally sprayed coatings after cavitation tests. SFE reduction and
martensite transformation showed more influence in PTA remelted coatings. Splats
morphology, area fraction oxide and cavitation resistance were modified by ASP
parameters, with better cavitation resistance in microstructures with less oxide
fraction as well as less pre-solidified and splashing droplets content.
Introdução e Motivação do Trabalho
1
1. Introdução e Motivação do Trabalho
Turbinas hidráulicas são estruturas metálicas, capazes de transformar a
energia potencial e cinética da água de um rio, ou reservatório, em energia elétrica.
A geração de energia elétrica através de usinas hidrelétricas apresenta muitas
vantagens em relação às termoelétricas, como por exemplo, menor geração de
poluentes, menores custos de produção, assim como atender instantaneamente a
demanda de energia.
Um dos principais problemas de manutenção encontrados nos rotores de
turbinas hidráulicas é a perda de massa por cavitação, assim como a presença de
trincas. O processo de cavitação varia de intensidade, de acordo com o perfil
hidráulico e regime de operação empregado, enquanto que as trincas podem ser
inicialmente oriundas de defeitos de soldagem ou fundição, assim como
provenientes da operação normal do equipamento, que ocasionam a formação e
crescimento de trincas por diferentes mecanismos de fadiga de baixo e alto ciclos
(1).
A erosão por cavitação ocorre quando, num fluxo líquido, formam-se bolhas de
vapor que colidem contra a superfície metálica, liberando energia e promovendo a
perda de massa da superfície do componente. A cavitação em turbinas hidráulicas é
gerada principalmente pela diferença de pressão da água existente ao longo das
pás, provenientes da variação do fluxo de água sobre as mesmas. A perda de
massa, assim como o processo de reparo fazem com que as superfícies das pás
percam o perfil original, podendo agravar o fenômeno de cavitação.
O reparo das áreas cavitadas é realizado principalmente por soldagem
MIG/MAG metal inert/active gas, depositando-se aços inoxidáveis austeníticos, ou
ligas inoxidáveis austeníticas com cobalto (2,3). Além destas ligas tem-se
pesquisado a utilização de ligas como NiTi e ligas Fe-Mn-Cr-Si para a produção de
peças e revestimentos resistentes à cavitação (4-12). Estes materiais apresentam
elevada tenacidade, que combinada com o elevado endurecimento por deformação
e formação de martensita sob solicitação mecânica, confere a estes materiais uma
elevada resistência à cavitação.
Turbinas hidráulicas são normalmente produzidas em aço-C e aço inoxidável
martensítico macio. Em geral, as turbinas fabricadas em aço inoxidável martensítico
Introdução e Motivação do Trabalho
2
macio apresentam uma redução significativa da perda de massa por cavitação,
porém apresentam maiores limitações quanto ao reparo por soldagem de regiões
cavitadas, ou com presença de trinca. O reparo das uniões soldadas de aços
inoxidáveis martensíticos macios é mais crítico, devido principalmente à baixa
tenacidade da união soldada. Esta redução de tenacidade, aliada às elevadas
tensões residuais, podem diminuir a vida útil do componente, assim como, acelerar o
processo de cavitação (13-15).
Com o intuito de reduzir os níveis de tensões residuais, buscando
adicionalmente elevar a tenacidade após processo de recuperação por soldagem,
tem-se pesquisado processos de deposição de revestimentos com a indução de
baixas, ou até nenhuma tensão residual, aliado a ciclos térmicos de baixa
temperatura, como por exemplo, o processo de aspersão térmica (13).
A aspersão térmica é uma tecnologia que, através de diferentes processos,
pode ser depositado revestimentos superficiais pela projeção de partículas fundidas
ou parcialmente fundidas sobre uma superfície previamente preparada. A utilização
de revestimentos aspergidos poderia reduzir a perda de massa por cavitação,
diminuindo a necessidade de recuperação de áreas cavitadas por soldagem.
Na aspersão térmica por arco elétrico as ligas depositadas são normalmente
desenvolvidas para processo de soldagem MIG/MAG. Entretanto estas ligas não são
preparadas para a atmosfera altamente oxidante, impossibilitando assim a obtenção
de elevada resistência à cavitação e melhores propriedades do revestimento
depositado. Portanto, a necessidade de um estudo que possa estabelecer critérios
mais adequados para o desenvolvimento de revestimentos, depositados por
aspersão térmica, resistentes à cavitação tornou-se a principal motivação para a
execução deste trabalho.
O objetivo proposto deste trabalho é o desenvolvimento de ligas Fe-Mn-Cr-Si-
Ni resistentes à cavitação a serem depositadas por aspersão térmica a arco elétrico,
com ênfase no estudo do efeito da composição química, e dos parâmetros de
processamento, na microestrutra e resistência à cavitação dos revestimentos
aspergidos. São utilizadas diferentes teorias encontradas na literatura que
descrevem o aumento da resistência à cavitação, tais como: formação de uma
estrutura austenita g monofásica, baixa energia de falha de empilhamento, EFE e
Introdução e Motivação do Trabalho
3
formação de martensita e por deformação, observando-se a validade destes critérios
para revestimentos aspergidos (4,5,7).
Estes conceitos são comuns aos observado em ligas resistentes à cavitação
depositadas por soldagem, porém, diferentemente do processo de soldagem, a
aspersão térmica deposita revestimentos com a formação de uma camada de óxido
ao redor das partículas depositadas, alterando a microestrutura e as propriedades
dos revestimentos depositados (16-25). Devido a esta alteração microestrutural, os
revestimentos desenvolvidos para aspersão além de atenderem aos requisitos
citados acima, devem apresentar modificações na composição química que
permitam a formação de uma microestrutura com melhor coesão entre as lamelas.
Com a finalidade de se comparar a validade dos critérios estabelecidos
inicialmente, tanto para a condição aspergida, como para a condição soldada, a
refusão dos revestimentos aspergidos por PTA é estudada. Comparando-se a
influência da composição química na microestrutura e resistência à cavitação dos
revestimentos aspergidos antes e após refusão. Paralelamente ao efeito da
composição química, as influências de alguns parâmetros de deposição por
aspersão térmica nas características microestruturais e de resistência à cavitação
dos revestimentos aspergidos são estudadas.
Revisão Bibliográfica
4
2. Revisão Bibliográfica
2.1. Cavitação
2.1.1. Fenômeno da Erosão por Cavitação
O fenômeno da erosão por cavitação é um processo onde ocorre a formação e
o colapso de bolhas de vapor em um fluido, formadas devido à redução localizada
da pressão, conduzidas posteriormente até uma região com pressão superior à
pressão de vapor e se condensam. Este colapso das bolhas de vapor produz
pressões extremamente elevadas que freqüentemente danificam a superfície do
material, causando a sua erosão.
O mecanismo pelo qual o material é danificado está relacionado com a
conversão de energia potencial, associada com as dimensões das bolhas antes do
rompimento, em energia cinética no líquido ao seu redor. Dois mecanismos têm sido
propostos: o primeiro envolve a pressão gerada pela onda de choque ao redor do
rompimento e o segundo modelo sugere que o dano no material é resultado do
impacto, gerado por um microjato originado durante o colapso da bolha sobre a
superfície, Figura 2.1. Grant e Lush (1983) propuseram mecanismos de dano que
sugerem que as tensões geradas por estes dois modelos são comparáveis à tensão
máxima de muitos materiais (26).
A formação e o colapso das bolhas podem ser produzidos em um sistema ultra-
sônico, sob a ponta do sonotrodo, Figura 2.2, onde cada ciclo de baixa pressão
promove a formação das bolhas de vapor, sendo sucedido por um ciclo de alta
pressão que promove o rompimento desta.
O fenômeno de formação e colapso pode ser visualizado na Figura 2.3. Nesta
figura observa-se o processo de cavitação sobre os discos e pás em uma bomba
radial.
Na Figura 2.4 observa-se uma região cavitada de uma pá de turbina do tipo
Francis, localizada em uma região de sucção, próximo ao engaste da pá com a
coroa. A Figura 2.5 ilustra a localização da borda de sucção, sujeita à cavitação em
uma turbina do tipo Francis.
Revisão Bibliográfica
5
O processo de cavitação, ilustrado na Figura 2.4, promove muitas vezes a
remoção da região depositada por soldagem com AWS309LSi, expondo o material
base em aço-C, de resistência à cavitação por erosão sifgnificativa menor, podendo
alcançar até 8mm de profundidade por ano (13).
Figura 2.1. Momento do colapso de uma bolha de vapor e a região de elevada pressão
formada no centro (www.sonosys.de/images).
Figura 2.2. Formação e colapso das bolhas sob a ponta de um sonotrodo
(www.sonosys.de/images).
Revisão Bibliográfica
6
Figura 2.3. Processo de cavitação em disco e pá de uma bomba radial (27).
Figura 2.4 Cavitação severa em turbina do tipo Francis da Usina Hidrelétrica de Foz do
Areia.
Região com
Cavitação
severa
Região oxidada
do aço-C
Região com
Cavitação
superficial
Revisão Bibliográfica
7
Figura 2.5. Turbina do tipo Francis e apresentação dos principais componentes (1).
Segundo citado por Boy e Ribeiro (28,29), os principais fatores que levam as
turbinas hidráulicas a cavitar:
· Projeto de perfil inadequado;
· Perda do perfil das pás rotoras, devido a sucessivas intervenções para reparos;
· Perda dos perfis das palhetas diretrizes;
· Material;
· Corrosão;
· Conteúdo de gás;
· Rugosidade excessiva;
· Operação fora das faixas garantidas, isto é, com carga parcial ou com
sobrecarga;
· Desconjugação das palhetas diretrizes com as pás rotoras;
· Características da água do reservatório, como pH por exemplo;
· Operação com altura de sucção inferior a mínima prevista;
· Proteções insuficientes das áreas sujeitas à cavitação severa, previstas nos
ensaios de modelo em escala reduzida.
· Diminuição da capacidade de vertedouros de usinas hidrelétricas;
Revisão Bibliográfica
8
2.1.2. Estágios de Perda de Massa
O processo de erosão de materiais dúcteis e frágeis, quando exposto às forças
resultantes do colapso das bolhas de vapor, é normalmente dividido em três estágios
(30), Figura 2.6.
Figura 2.6. Visualização dos diferentes estágios de perda de massa na cavitação (31).
No primeiro estágio do processo de cavitação, chamado de período de
incubação, nenhuma perda de massa é detectada ou a taxa de perda de massa é
muito baixa se comparado ao segundo estágio, mas observam-se danos à superfície
de metais dúcteis. Para materiais frágeis, não há a ocorrência deste período, e a
perda de massa é observada desde o início, sendo a formação de trincas o principal
mecanismo de perda de massa de materiais frágeis, Região 1 da Figura 2.6.
Durante a segunda fase a taxa de erosão aumenta gradativamente, Região 2
da Figura 2.6, chegando a um valor máximo. Esta segunda fase ocorre devido o
material não absorver maior deformação, ocasionando a perda de massa. Em geral
a perda de massa é mais intensa em regiões de elevada concentração de
deformação, como contornos de grão, maclas e regiões que apresentam
transformação de fase induzida por deformação.
Revisão Bibliográfica
9
Na terceira fase é observada uma diminuição gradativa na taxa de erosão do
material em virtude da atenuação do impacto das bolhaspelo aumento da
rugosidade superficial, Figura 2.6.
Entretanto o perfil de perda de massa pode conter um maior número de
estágios, dependendo da microestrutura apresentada. Por exemplo, o aço AISI 1045
nitretato e submetido à deposição por vapor químico, apresentou regiões
intermediárias entre o período de incubação e o regime de máxima taxa de erosão,
decorrente da presença de Cr
1-x
N
x
, promovendo um aumento efetivo da resistência à
cavitação do substrato de AISI 1045 em virtude do aumento de nitrogênio em
solução sólida e presença de Cr
1-x
N
x
residual (32).
2.1.3. Propriedades mecânicas e resistência à cavitação
A correlação entre propriedades mecânicas e resistência à cavitação tem como
principal finalidade comparar diferentes ligas ou classes de materiais, assim como
correlacionar as propriedades mecânicas com elevada resistência à erosão por
cavitação e a um maior período de incubação.
Dureza, resistência à tração, energia de deformação, resiliência, ductilidade,
entre outras foram correlacionadas com a resistência à erosão por cavitação e
tempo de incubação (33). Boas correlações foram obtidas somente em algumas
classes de materiais com uma mesma microestrutura, por exemplo, dureza e
resistência à cavitação de aços carbono, Figura 2.7. Porém quando comparamos
diferentes classes de materiais esta correlação não é muito satisfatória, indicando
que as propriedades mecânicas, isoladamente, não definem a resistência à
cavitação, Figura 2.8, (31).
Revisão Bibliográfica
10
Figura 2.7. Relação perda de massa e dureza de diferentes aços-C avaliados (31).
Figura 2.8. Relação perda de massa e dureza de diferentes ligas avaliadas (31).
Revisão Bibliográfica
11
Foi observado que propriedades cíclicas, como resistência à fadiga, s
f
´,
combinada com o endurecimento por deformação cíclica, h´, apresentaram uma boa
correlação com a resistência à cavitação, enquanto que o tempo de incubação
obteve uma melhor correlação com a resistência à fadiga isoladamente (33). Esta
característica fica evidente quando se compara as ligas Hadfield e AISI 304, com
dureza e microestrutura semelhantes. A maior resistência à cavitação do aço
Hadfield também pode ser explicada pelo maior endurecimento por deformação
desta liga (33).
Melhores correlações foram obtidas combinando-se propriedades mecânicas
com propriedades metalúrgicas, como, por exemplo, resistência à fadiga e energia
de falha de empilhamento, EFE. Indicando que as propriedades metalúrgicas dos
materiais, e não apenas as suas propriedades finais, são importantes para a
definição do comportamento à erosão por cavitação dos materiais (33). Estas
propriedades metalúrgicas estão ligadas diretamente aos mecanismos de
deformação, determinando assim uma maior ou menor absorção da energia liberada
pelo impacto das bolhas de vapor contra a superfície do material (31).
Nos trabalhos de Richman, 1990 (33), Simoneau, 1986 (35) e 1988 (36) e
Dubé, 1996 (37) foi observado que as propriedades metalúrgicas mais importantes
para a determinação da resistência à cavitação são: EFE, transformação induzida
por deformação e tamanho de grão.
2.1.4. Propriedades metalúrgicas ligadas à erosão por cavitação
2.1.4.1. Energia de falha de empilhamento - EFE
Simoneau, 1986 e 1988 e Richman, 1990, observaram um aumento na
resistência à cavitação com a diminuição na EFE (35-37). As principais
conseqüências da redução da EFE nas propriedades mecânicas de metais e ligas
são: maior taxa de encruamento do material, aumento do endurecimento por
deformação, elevada resistência sob impacto, aumento da resistência à fluência e
modificação na textura de deformação (38,39).
Revisão Bibliográfica
12
A EFE é a energia associada à mudança do empilhamento ABC, típico da
estrutura CFC - cúbica de face centrada, para uma seqüência ABAB, típica da
estrutura HC - hexagonal compacta. A falha de empilhamento ocorre porque a
energia livre para a ocorrência da falha de empilhamento é menor que a energia
para a movimentação de uma discordância unitária.
A falha de empilhamento pode ocorrer de três formas: intrínsica, onde um plano
da estrutura é removido, extrínsica, quando há a inserção de um plano extra, ou por
maclação, quando ocorre a formação de uma estrutura especular. Sendo a
intrínsica, o modo mais comum de formação de falhas de empilhamento em metais.
A Figura 2.9 ilustra esquematicamente as possíveis sequências de falhas de
empilhamento (38,39).
(a) (b) (c) (d) (e)
Figura 2.9. Visualização das posições atômicas nos planos e seqüências de empilhamento
de: (a) um cristal CFC perfeito, (b) falha intrínsica, (c) falha extrínsica, (d) falha por maclação
e (e) cristal maclado (39).
A EFE nos metais pode ser avaliada pela distância entre as duas discordâncias
parciais que limitam a seqüência da falha de empilhamento. Sendo que se associa
uma menor EFE, com uma maior distância entre as discordâncias parciais (38).
A EFE pode ser calculada através da Equação 2.1, onde: d, é a distância entre
as discordâncias parciais, visualizada na Figura 2.10, a, o parâmetro de rede, G, o
módulo de cisalhamento, n, a constante de Poison, b, o vetor de Burges e
g
sf
a
energia da falha de empilhamento (40):
2
2 2
1
8 1 2
sf
Gb
d
u u
g
p u u
-
æ ö
= +
ç ÷
- -
è ø
Equação. 2.1
Os valores da EFE para metais encontram-se entre 5 e 250 mJ/m
2
, sendo:
g
Ce
: 5,0 mJ/m
2
, g
Ag
: 21,6 mJ/m
2
, g
Cu
:55 mJ/m
2
, g
Al
: 200 mJ/m
2
e do g
Ni
: 250 mJ/m
2
(39).
Revisão Bibliográfica
13
(a)
(b)
Figura 2.10. Falha de empilhamento em aço AISI304 (a) e em uma liga Fe-Mn-Cr-Si (38,41).
Diversos autores observaram que a EFE é modificada pela composição
química, ou seja, diferentes elementos de liga podem reduzir, ou elevar a EFE.
Alguns autores desenvolveram equações empíricas relacionando a EFE e a
composição química.
As equações, descritas abaixo, foram desenvolvidas para aços inoxidáveis
austeníticos duplex, Equações 2.2 a 2.6, e ligas Fe-Mn-Cr-Si, Equação 2.7, todos os
valores são para a porcentagem em peso dos elementos:
2
( / ) 25,7 2[ ] 410[ ] 0,9[ ] 77[ ] 13[ ] 1,2[ ]
sf
mJ m Ni C Cr N Si Mn
g
= + + - - - -
Equação. 2.2
2
( / ) 17 2,29[ ] 0,9[ ] para [Cr] 20%
sf
mJ m Ni Cr
g
= + - £
Equação. 2.3
2
( / ) 26,6 0,73[ ] 2,26[ ] para [Cr] 20%
sf
mJ m Ni Cr
g
= - + + ³
Equação. 2.4
2
( / ) 1,2 1,4[ ] 0,6[ ] 44,7[ ] 17,7[ ]
sf
mJ m Ni Cr Si Mn
g
= + + - +
Equação. 2.5
2
( / ) 53 6,2[ ] 0,7[ ] 3,2[ ] 9,3[ ]
sf
mJ m Ni Cr Mn Mo
g
= - + + + +
Equação. 2.6
2
( / ) 28,87 1,64[ ] 1,1[ ] 4,45[ ] 0,21[ ]
sf
mJ m Ni Cr Si Mn
g
= + - - +
Equação. 2.7
Equação. 2.2 a Equação. 2.6 são citadas em (41) e Equação. 2.7 calculada por
(42,43).
Observa-se que os elementos podem atuar na redução ou no aumento da EFE,
o Si, por exemplo, é um elemento fortemente redutor da EFE. O Cr também promove
uma redução da EFE, porém, acima de 20%, Equação. 2.3, o Cr aumentaria o valor
da EFE em ligas austeníticas e austeníticas duplex. A ação do Cr, também foi
avaliada em ligas Fe-Mn-Cr-Si, onde observou-se que o Cr tenderia a reduzir a EFE,
Falha de empilhamento
Falha de empilhamento
Revisão Bibliográfica
14
para concentrações abaixo de 9%, entretanto valores acima de 9% não são
possíveis, pois a adição maior de Cr tenderia a formar fase s em razão da elevada
concentração de Si (43).
O Mn apresenta comportamento similar ao Cr, podendo reduzir ou elevar a
EFE, dependendo da sua concentração e da composição química da liga. Elementos
como C e Ni são geralmente descritos como elementos que elevam a EFE
(35,40,43-46).
A principal conseqüência, da redução do valor da EFE, é a modificação dos
mecanismos de deformação em uma estrutura cristalina, baixos valores de EFE
determinam uma menor mobilidade das discordâncias, dificultando a ocorrência de
deslizamento cruzado e formação de células de discordância (38,39,47). Com isso, a
deformação da estrutura cristalina, passa a ocorrer por formação de maclas, TWIP,
twinning induced plasticity, ou por transformação de fase induzida por deformação,
TRIP, transformation induced plasticity, sendo esta última característica de ligas
inoxidáveis austeníticas com cobalto de elevada resistência à cavitação (35,38,39).
A Figura 2.11 ilustra esquematicamente a variação dos mecanismos de deformação
com a EFE.
Deformação por maclas é o segundo mecanismo de deformação mais comum
de deformação plástica, Figura 2.12. A formação de maclas ocorre em estruturas
HC, como Zn e Mg à temperatura ambiente, CCC (cúbico de corpo centrado),
somente em temperaturas abaixo da ambiente. Algumas ligas CFC, como cobre e
aços inoxidáveis austeníticos também podem apresentar deformação por maclas a
baixas temperaturas ou a elevadas taxas de deformação (38).
A Figura 2.13 exemplifica como a transformação de fase sob deformação altera
o comportamento mecânico de ligas com baixa EFE e composição química
semelhante. A liga Fe15Mn3Al3Si apresenta somente mecanismo de deformação
por formação de martensita por deformação, TRIP, elevando o coeficiente de
encruamento por deformação e a resistência da liga, em relação às demais que
apresentam deformação por formação de maclas, TWIP, ou uma estrutura de
deformação mista TRIP/TWIP (7).
Revisão Bibliográfica
15
Figura 2.11. Variação do mecanismo de deformação com a EFE (adaptação de 35,41,45).
Figura 2.12. Ilustração esquemática da formação de maclas em estruturas CFC (38).
0 10 20 30 40 50 60 70
Formação de martensita e
Formação de maclas
Formação de células de discordâncias
Energia de falha de empilhamento (mJ/m
2
)
Revisão Bibliográfica
16
Figura 2.13. Gráfico tensão-deformação de diferentes ligas Fe-Mn-Al-Si (7).
A característica mais importante da deformação por maclas para a resistência
mecânica é a criação de barreiras internas ao deslizamento e a divisão progressiva
da microestrutura do material em domínios menores, resultando em um aumento no
endurecimento por deformação (38).
A diminuição da EFE também pode promover transformações de fase induzida
por deformação, como por exemplo a formação de martensita e, em ligas Fe-Mn. A
formação de martensita e ocorre pela movimentação de uma discordância parcial na
direção a/6<121> no plano cristalino (111) da austenita g, Figura 2.14 (45).
Revisão Bibliográfica
17
Figura 2.14. Ilustração esquemática de uma transformação g®e em uma liga Fe-Mn (45).
A ocorrência de martensita e por deformação é observada em ligas que
apresentam baixa EFE £16mJ/m
2
, estrutura austenítica metaestável com DG
g®e
£ -
220J/mol, e temperatura de transformação martensítica, sob ação de deformação
plástica próxima da temperatura ambiente (48). Nestes casos cita-se normalmente a
temperatura na qual se produz 50% de martensita, a uma deformação verdadeira de
0,30, denominada M
d30
(49).
A modificação da temperatura M
d30
pela variação na composição química pode
ser calculada empiricamente através de diferentes equações, como as Equações 2.8
a 2.10 citadas abaixo (50). A correlação entre a temperatura M
d30
e a resistência à
cavitação é satisfatória, observa-se um aumento da resistência à cavitação com o
aumento da temperatura M
d30
(46).
MoNCSiMnNiCrKM
d
%5,18%2,46%5,46%2,9%1,8%5,9%14686)(
30
-
-
-
-
-
-
-
=
Eq. 2.8
CoMoNCSiMnNiCrKM
d
%12%24%315%777%20%41%59%231655)(
30
-
-
-
-
-
-
-
-
=
Eq. 2.9
MoNCSiMnNiCrKM
d
%11%222%222%21%16%25%6686)(
30
-
-
-
+
-
-
-
=
Eq. 2.10
As Equações 2.8 a 2.10 foram descritas por Angel, 1954, Hull, 1973 e Williams,
1976.
Revisão Bibliográfica
18
2.1.4.2. Mecanismos de perda de massa na cavitação
Na Figura 2.15 visualiza-se exemplos de diferentes mecanismos de perda de
massa: austenítica Hadfield com elevado C e Mn (a), inoxidável ferrítica (b) e
inoxidável austenítica com cobalto (c).
(a)
(b)
(c)
Figura 2.15. Mecanismo de erosão em uma liga Hadfield (a), AISI 430 ferrítico (b) e aço
inoxidável austenítico com cobalto (c) (33,50).
Na Figura 2.15(a) o mecanismo de perda de massa da liga Hadfield consiste na
formação de maclas, sendo que a perda de massa ocorre preferencialmente nos
contornos de maclas, enquanto que na Figura 2.15(b), o mecanismo de perda de
massa da liga AISI430 ocorre por fratura frágil. Na Figura 2.15(c) a liga inoxidável
austenítica com cobalto apresenta perda de massa através da fratura das placas de
martensita e. As estruturas triangulares observadas são formadas em decorrência da
deformação gerada pelo crescimento das placas de martensita (51,52).
Tanto a formação de maclas, quanto de martensita e, caracterizam-se por uma
elevada absorção de energia, promovendo um aumento do período de incubação e
uma redução na taxa de perda de massa. (33, 50).
Hadfield
AISI430
Inox com Co
Revisão Bibliográfica
19
Diversos estudos têm correlacionado a formação de martensita e durante o
processo de cavitação, com o aumento da resistência à cavitação (7, 8, 33, 50,51).
Em (7,35), compararam-se diferentes ligas, com estruturas ferríticas, martensíticas e
austeníticas, onde constatou-se a importância da transformação martensítica por
deformação, onde as ligas com maior formação de martensita durante o processo
da erosão por cavitação obtiveram um aumento no período de incubação e uma
redução na taxa de perda de massa. A formação de martensita promoveu um
aumento no endurecimento do material após o ensaio de cavitação e melhorou
sensivelmente a resistência do material à cavitação (35).
O tipo de martensita formada também é muito importante, onde a formação de
martensita e por deformação promove um aumento maior na resistência à cavitação
que a formação de martensita a` durante a erosão por cavitação (7).
A perda de massa em aço inoxidável martensítico, Figura 2.16(a) ocorre devido
a fratura das agulhas ou placas de martensita, enquanto que aços Fe-Mn-N bifásicos
a perda de massa ocorre inicialmente nos contornos de grão austenita-ferrita, Figura
2.16(b) (53).
(a)
(b)
Figura 2.16. Mecanismo de perda de massa em três ligas Fe-Mn-N diferentes, (a)
martensítica e (b) bifásica austenita-ferrita (53).
Ligas constituídas de microestrutura bifásicas contendo carbonetos apresentam
o seu comportamento afetado principalmente pela morfologia, volume e tipo de
carboneto precipitado (54,55). Nestes trabalhos observou-se que a presença de
carbonetos mais grosseiros, do tipo M
7
C
3
, reduziu a resistência à cavitação,
enquanto que a formação de carbonetos M
23
C
6
mais refinados promoveu um
Revisão Bibliográfica
20
aumento da resistência à erosão de cavitação. O aumento da resistência à erosão
foi decorrente da mudança na distribuição das tensões, elevando as tensões
presentes na fase austenita g, com maior capacidade de observação (54,55).
2.1.4.3. Processo de Acabamento e Tamanho de grão
Em relação ao refinamento da estrutura, observa-se que para mesmo tempos
de ensaio o material mais resistente à cavitação era o que tinha o menor tamanho de
grão (31). A redução do tamanho de grão melhora a resistência à cavitação
prolongando o período de incubação e retardando a transformação de fase g em
martensita e, Figura 2.17 (51,52).
Figura 2.17. Variação da porcentagem de martensita com o processo de acabamento (51).
Resultados semelhantes foram observados em uma liga inoxidável sem Co,
onde a diminuição do tamanho de grão aumentou a resistência à erosão por
cavitação, em uma liga austenítica AISI 304, para diversos pH testados. Sendo que
o aumento da resistência à cavitação foi correlacionado com a maior restrição do
movimento de discordâncias pela redução do tamanho de grão (56).
Em outro trabalho observou-se que a resistência à cavitação de uma liga
inoxidável austenítica com cobalto aumentou após refusão por laser, em
conseqüência da redução no espaçamento interdendrítico (37).
Revisão Bibliográfica
21
2.2. Ligas Resistentes à Cavitação
As ligas mais utilizadas atualmente no reparo de regiões cavitadas são ligas
austeníticas inoxidáveis, pois apresentam boa soldabilidade, boa resistência à
corrosão e adequada resistência à cavitação. Entretanto as ligas mais resistentes à
cavitação são as ligas inoxidáveis com Co. Adicionalmente a estas ligas estão sendo
desenvolvidos revestimentos com as ligas NiTi e austeníticas FeMnCrSi.
2.2.1. Aços inoxidáveis
A microestrutura das ligas inoxidáveis pode ser prevista a partir da adoção de
diagramas, que avaliam a influência da composição química e das taxas de
resfriamento impostas na soldagem na microestrutura formada após processo de
deposição por soldagem.
Para a previsão das fases formadas, é imprescindível o conhecimento da
quantidade de cromo, e de níquel equivalentes, ou seja, da relação entre a
quantidade dos elementos estabilizadores da ferrita, Cr
eq
, e da austenita, Ni
eq
. Para
a previsão das porcentagens de fases presentes foram desenvolvidas diferentes
relações, visualiza-se na Tabela 2.1 (57).
Tabela 2.1 Relações de Cr e Ni equivalentes para aços inoxidáveis (58).
Diagrama Ano
Cromo equivalente [%] Níquel Equivalente [%]
Schaeffler 1949
Cr + Mo + 1,5Si + 0,5 Nb Ni + 0,5Mn + 30C
DeLong 1956
Cr + Mo + 1,5Si + 0,5 Nb Ni + 0,5Mn + 30C + 30N
Hull 1973
Cr + 1,21Mo + 0,48Si +
0,14Nb + 2,27V + 0,72W +
2,20Ti + 0,21Ta + 2,48Al
Ni + (0,11Mn – 0,0086Mn
2
)
+ 24,5C + 14,2N + 0,41Co
+ 0,44Cu
Hammar e
Svennson
1979
Cr + 1,37Mo + 1,5Si + 2Nb
+ 3Ti
Ni + 0,31Mn + 22C +
14,2N + Cu
Welding
Research Council
WRC 1992
1992
Cr + Mo + 0,7Nb Ni + 35C + 20N + 0,25Cu
A quantidade de ferrita, martensita e austenita são normalmente estimadas
pela utilização dos diagramas Schaeffler, DeLong, Hull e WRC 1992, visualizados na
Figura 2.18.
Revisão Bibliográfica
22
Figura 2.18. Diagramas de Schaeffler (a), De Long (b), Hull (c), WRC 1992 (d) (58).
O Diagrama de Schaeffler, Figura 2.18(a), é o diagrama mais utilizado, porém
não prevê a ação do N como elemento estabilizador da austenita, sendo a ação do
N analisada pelo Diagrama de De Long, Figura 2.18(b).
A adição de Co, entre outros elementos, modifica o comportamento da
estabilização da austenita, e e sua influência é analisada pelo Diagrama de Hull,
Figura 2.18(c), o qual permite analisar o efeito de uma maior quantidade de
elementos de liga na formação da ferrita d que os diagramas de Schaeffler e
DeLong. A influência do Mn na formação da martensita também pode ser analisada
pelo Diagrama WRC1992, (59,60) Figura 2.18(d).
Dentre as diferentes microestruturas observou-se que as ligas austeníticas e
martensíticas são as que apresentaram maior resistência à cavitação (33). Neste
trabalho observou-se que a liga mais resistente apresentava estrutura martensítica
revenida com elevada quantidade de carbono, com perda de volume de material de
0,10mm
3
em 5 horas, sendo sua maior resistência atribuída à elevada quantidade de
carbonetos e a matriz de maior dureza.
(a)
(b)
(c)
(d)
Revisão Bibliográfica
23
Das ligas austeníticas a mais resistente foi a do tipo Hadfield, com 0,48mm
3
de
perda em 5 horas, devido ao maior endurecimento por deformação verificado nesta
liga.
As ligas ferríticas apresentaram um comportamento à cavitação muito inferior
às demais, principalmente devido a maior resistência da estrutura CCC às elevadas
taxas de deformação impostas durante a erosão por cavitação (33).
As ligas mais resistentes à cavitação analisadas neste trabalho, não são
adequadas para os processos de revestimento por soldagem, pois, a elevada
quantidade de carbono nas ligas martensíticas e Hadfield, limitam a sua utilização.
Dois estudos de Simoneau, desenvolvidos em 1986 e 1988, avaliaram o
comportamento à cavitação de diferentes ligas inoxidáveis, Figura 2.19 (35,36).
Estes estudos indicaram que a perda de massa, em ensaio ultra-sônico, varia com a
microestrutura, porém, a composição química tem um fator muito importante na
resistência à cavitação destas ligas.
0
5
10
15
20
25
30
35
1020-A27
17-4PH
CA6NM
18Cr-5Co
13Cr-5Co
15Cr6Mn
AWS308
AWS301
CrMnSi8Co
Stellite 6
1020-A27
17-4PH
CA6NM
18Cr-5Co
13Cr-5Co
15Cr6Mn
AWS308
AWS301
CrMnSi8Co
Stellite 6
aço carbono
inoxidável martensítico
inoxidável austenítico
inoxidável austenítico c/ Co
superliga com cobalto
Taxa de perda de massa (mg/h)
Figura 2.19. Comparação da resistência à cavitação para diferentes microestruturas (35).
Em relação às ligas martensíticas, observou-se que a substituição do Ni, da
liga CA6NM, 13Cr-4Ni, pelo Mn na liga 13Cr6Mn, promoveu uma melhora
significativa na resistência à cavitação. As ligas inoxidáveis austeníticas também
apresentaram variação de comportamento à erosão, mesmo com pequenas
Revisão Bibliográfica
24
variações de composição química. A liga do tipo AWS308, com 19Cr e 9Ni,
apresentou maior perda de massa que a da liga AWS301, 17Cr e 7Ni (35,36).
A variação na resistência à cavitação entre estas ligas foi atribuída à variação
na relação Cr
eq
e Ni
eq
destes aços. A diminuição nos valores de Cr
eq
e Ni
eq
permitiria
um aumento no endurecimento por deformação da liga AWS301, melhorando a sua
resistência à cavitação. Esta variação também permitiu uma modificação no modo
de solidificação e nas fases presentes no final do ensaio, com formação de ferrita d
na liga AWS308. Aços inoxidáveis de estrutura duplex (austenita g e ferrita d)
apresentam o início da erosão na fase ferrítica, sendo a taxa de erosão nesta fase
maior que durante a erosão da fase austenítica, reduzindo a resistência da liga à
cavitação (46,61).
Além da influência da microestrutura formada, o conhecimento da relação entre
Cr
eq
e Ni
eq
pode ser utilizado como critério de avaliação da resistência à cavitação de
ligas inoxidáveis. Rao e Kung, 1987, observaram que as ligas que apresentavam
melhor comportamento à cavitação tinham estrutura monofásica austenítica e
valores da relação
)(
eqeqeq
NiCrCr +
entre 0,4 e 0,7. A Figura 2.20 ilustra a variação
da resistência à cavitação de diferentes ligas inoxidáveis com a relação
)(
eqeqeq
NiCrCr +
(61).
Figura 2.20. Taxa de erosão por cavitação para diferentes relações
)(
eqeqeq
NiCrCr +
(61).
A limitação desta avaliação está em não incluir as modificações impostas por
diferentes elementos de ligas na EFE. Co, Mn e Ni são elementos estabilizadores da
Revisão Bibliográfica
25
austenita, porém, em relação à EFE, podem elevar a EFE, Ni, ou reduzir, Mn e Co
(35).
2.2.2. Ligas inoxidáveis austeníticas com cobalto
O elevado custo e problemas de soldabilidade das ligas base Co, Stellite 6 e
Stellite 21, diminuem a sua aplicabilidade, apesar de sua elevada resistência à
cavitação, Figura 2.19. O fato do Co, Mn e Si diminuírem a EFE em ligas inoxidáveis,
facilitando a transformação de fase induzida por deformação, levaram ao
desenvolvimento dos aços inoxidáveis austeníticos com cobalto (35).
Na Figura 2.21 a perda de massa nos aços inoxidáveis austeníticos com Co
apresentaram propriedades semelhantes à das ligas Stellite 6 e 21, enquanto que
nos aços inoxidáveis austeníticos sem Co e Mn a perda está entre 4,3 e 17mg/h
(35,36).
0
0,5
1
1,5
2
2,5
3
3,5
4
4,5
5
Cr-Mn-8Co
Cr-Mn-10Co
Cr-10Co
Cr-Mn-Si-8Co
Stellite 6
Stellite 21
Cr-Mn-8Co
Cr-Mn-10Co
Cr-10Co
Cr-Mn-Si-8Co
Stellite 6
Stellite 21
Taxa de perda de massa (mg/h)
inoxidável austenítico c/ Co
superliga com cobalto
Stellite6
Co28Cr3.5W4Fe1.2C1Mn0.8Si0.2Ni
Stellite21
Co27Cr5.5W4Fe1.2C0.7Mn0.5Si0.2Ni
Figura 2.21. Comparação da resistência à cavitação para diferentes ligas com cobalto (35).
Nas ligas com Co maiores teores de N e Cr e menores teores de Si
apresentam uma redução no tempo de incubação de 19 para 12 horas e um
Revisão Bibliográfica
26
aumento na taxa de perda de massa, de 0,45 para 0,75mg/h, paralelamente à
redução na resistência à cavitação observou-se a menor formação de martensita e e
a´ durante o ensaio de cavitação acelerada (62).
2.2.3. Ligas NiTi e ligas com Memória de Forma
Além da formação de maclas e martensita por deformação, observada nas
ligas inoxidáveis com cobalto, uma outra propriedade interessante para a melhoria
na resistência à cavitação é a pseudoelasticidade.
A pseudoplasticidade é observada em ligas NiTi e Fe-Mn-Cr-Si-Ni, sendo estas
conhecidas como ligas de memória de forma, ou shape memory alloys, SMA. As
ligas com memória de forma apresentam este nome, devido à capacidade de
retornar a forma inicial, após deformação plástica, através de um ciclo térmico de
aquecimento apropriado.
A pseudoelasticidade é o efeito que alguns materiais apresentam de elevar a
capacidade de deformação elástica com a transformação de fase. Esta propriedade
ocorre devido à formação de martensita e com capacidade de retornar à estrutura
austenita g, depois de cessado o esforço mecânico (42). Como podem ser
observadas, as ligas com memória de forma apresentam características
semelhantes às ligas resistentes à cavitação com cobalto, motivando o estudo
destas ligas para a área de revestimentos resistentes à cavitação.
Diversos trabalhos com estas ligas têm verificado a elevada resistência à
erosão por cavitação, resultados atribuídos a pseudoelasticidade, além da baixa
EFE e transformação martensítica por deformação (7,31,64-68).
Na Figura 2.22 são visualizados os perfis de perda de massa das ligas NiTi e
NiAl com diferentes ligas inoxidáveis martensítica, austenítica, duplex e ligas base
Co, , entre outras.
Revisão Bibliográfica
27
Figura 2.22. Comparação da resistência à cavitação das ligas NiTi e NiAl (64).
Entretanto, as ligas NiTi tem restrições à sua utilização devido ao elevado custo
e dificuldades de processamento, como tratamentos térmicos e termomecânicos
complexos, que dificultam seu uso na forma de revestimentos. As ligas Fe-Mn-Cr-Si-
Ni também apresentam propriedades de memória de forma, com as vantagens
destas ligas serem processadas mais facilmente, incluindo a possibilidade de serem
soldadas (11,45,64,69).
2.2.4. Ligas Fe-Mn-Cr-Si resistentes à cavitação
O efeito de memória de forma das ligas Fe-Mn ocorre devido à transformação
induzida por deformação da estrutura austenita-g em martensita-e, estas estruturas
apresentam arranjo atômico idêntico nos planos {111}
CFC
e {0001}
HC
, e a
transformação ocorre nestes planos na direção (a/6) <112> (49).
Conforme citado em (70), o efeito de memória de forma, em ligas base Fe, foi
descoberto por Enami, 1975, que observou deformação reversível em uma liga
Fe18Mn, posteriormente Sato et al, 1982, obteve um efeito de memória de forma
completo, em uma estrutura monocristalina da liga Fe30Mn1Si. Otsuka et al., 1990,
desenvolveram um sistema Fe-Mn-Si com propriedades de memória de forma em
composições que variam de 28 a 33% de Mn, e aproximadamente 6% de Si.
Revisão Bibliográfica
28
Posteriormente Li e Dunne, 1997, propuseram ligas resistentes à corrosão com
propriedades de memória de forma, com adições de Cr e Ni (45,70,71).
As propriedades de memória de forma, em ligas Fe-Mn-Si, ocorrem devido à
resistência da matriz austenítica g às tensões formadas ao redor da ponta da
martensita e, formada durante a deformação (70). Observou-se que adições
controladas de elementos formadores de nitretos e carbonetos com posterior
tratamento termomecânico produzem precipitados finos, na ordem nanométrica, que
elevam a resistência da matriz austenítica e diminuem o tamanho de grão,
favorecendo o efeito de memória de forma em ligas Fe-Mn-Si (72-75).
As características microestruturais das ligas Fe-Mn-Cr-Si, como elevada
resistência à deformação da austenita g, baixa EFE, pseudoelasticidade e
transformação de fase induzida por deformação, motivaram estudos da resistência à
cavitação das ligas SMA Fe-Mn-Si (7,66,76) e Fe-Mn com adições de Al e N
(5,8,53). Onde se observou que as ligas Fe-Mn e SMA Fe-Mn-Si apresentavam
melhor resistência à cavitação que as ligas inoxidáveis comerciais, como CA6NM e
AISI304.
Estes resultados indicaram que as ligas Fe-Mn apresentaram resistência à
cavitação, aproximadamente 7 vezes superior que do aço inoxidável martensítico
CA6NM e entre 5 e 20 vezes superior à de algumas ligas inoxidáveis austeníticas
estudadas (66,76). Ensaios de cavitação acelerada em amostras de liga Fe-Mn-N e
aço inoxidável martensítico, CA6NM indicaram que a resistência à cavitação da liga
Fe-Mn-N austenítica é pelo menos 8 vezes superior à do aço inoxidável CA6NM,
enquanto que a liga Fe-Mn-N bifásica, apresentou uma resistência 5 vezes superior
à da liga CA6NM (53).
2.3. Aspersão Térmica
2.3.1. Características Gerais
Basicamente, a aspersão térmica consiste de um grupo de processos, por meio
dos quais se deposita, sobre uma superfície previamente preparada, camadas de
materiais metálicos ou não metálicos.
Revisão Bibliográfica
29
Nos processos de aspersão térmica, os materiais de deposição são fundidos,
ou aquecidos, por uma fonte de calor gerada no bico de uma pistola. A fonte de calor
pode ser combustão de gases, arco elétrico ou plasma, imediatamente após a fusão,
o material finamente atomizado, é acelerado por gases sob pressão contra a
superfície a ser revestida, atingindo-a no estado fundido ou semi-fundido. Ao se
chocarem contra a superfície, as partículas achatam-se e aderem-se ao material
base, assim como sobre as partículas já existentes, originando-se assim uma
camada de estrutura tipicamente lamelar. Essas camadas são constituídas de
pequenas partículas achatadas, contendo inclusões de óxidos, vazios e porosidade
(77). A Figura 2.23 ilustra esquematicamente as principais características do
revestimento obtido por aspersão térmica.
Geralmente nos processos de aspersão térmica, as distâncias de projeção das
partículas variam de 100 até 300 mm. Para se obter uma aderência adequada ao
substrato o revestimento deve ser adequadamente preparado através do jateamento
abrasivo, permitindo com isso, obter um substrato limpo, rugoso e que promova o
ancoramento mecânico das partículas no momento do impacto.
Figura 2.23. Características da formação da camada depositada por aspersão térmica (13).
Os processos de aspersão térmica de maior utilização industrial são
classificados em função dos métodos de geração da energia, podendo ser elétrica
ou combustão, Figura 2.24.
Revisão Bibliográfica
30
Figura 2.24. Classificação dos processos de aspersão térmica (13).
2.3.2. Preparação da superfície para aspersão térmica
Para garantir a aderência adequada dos revestimentos ao substrato, deve-se
preparar a superfície para permitir que as partículas projetadas no momento do
impacto fiquem totalmente aderidas e livres de impurezas residuais. Esta preparação
da superfície consta de três etapas (78):
1) Limpeza ao metal branco, tipo Sa3, descrita na norma SIS-05.5900-1967 -
Padrões visuais para preparo de superfície de aço carbono para pintura (obtida
por processos químico, térmico ou mecânicos).
2) Rugosidade da superfície (obtida pelos processos de jateamento abrasivo ou
mecânicos).
3) Pré-aquecimento pode ser realizado para melhorar a aderência das partículas,
podendo ser realizado por chama externa ou chama da própria pistola de
aspersão.
Revisão Bibliográfica
31
2.3.3. Aspersão térmica a arco elétrico, microestrutura e propriedades
A aspersão térmica a arco elétrico, arc spray process, ASP, é normalmente
utilizada para conferir proteção contra corrosão e desgaste (79). A Figura 2.25 ilustra
esquematicamente a ponta de uma pistola de aspersão por arco elétrico ASP.
Figura 2.25. Descrição esquemática do processo de aspersão térmica por arco elétrico (28).
O processo de aspersão ASP é um processo de revestimento eficiente e
economicamente importante, com uma elevada variedade de aplicações na
indústria. Alguns dos principais pontos positivos são a facilidades de operação e o
baixo custo dos arames para a deposição, além de obter níveis de aderência
melhores que a aspersão térmica por chama (80).
No processo de deposição ASP, o arco voltaico funde o metal, que é
continuamente alimentado pelos arames, sendo então destacado e projetado pelo
ar-comprimido, ou gás inerte sob alta pressão, em direção ao substrato. O gás sob
alta pressão é responsável pela fragmentação da massa fundida e formação das
gotas no momento do arco elétrico. Durante a projeção, as gotas são continuamente
fragmentadas, dependendo de suas dimensões iniciais e pressão do gás de
transporte (80).
No momento do impacto estas gotas deformam-se gerando as lamelas
metálicas do revestimento aspergido. Além da presença de lamelas deformadas, a
aspersão térmica a arco elétrico caracteriza-se pela presença de óxidos, formados
Arames
Ar
Arco elétrico
Cobertura
Superfície
Arame fundido
Revisão Bibliográfica
32
ao redor das partículas projetadas, poros e vazios, que são formados dentro das
lamelas e entre as lamelas, assim como salpicos e gotas pré-solidificadas,
A Figura 2.26 ilustra uma microestrutura típica de um revestimento depositado
por aspersão ASP.
(a) (b)
Figura 2.26. Microestrutura típica de um revestimento ASP de uma liga aço-C, (a) sem
ataque químico, (b) com ataque de Nital 2% (81).
A microestrutura do interior da lamela aspergida de uma liga Fe-0,8%C é
visualizada na Figura 2.26(b). A microestrutura lamelar é constituída de grãos muito
refinados em virtude da elevada taxa de resfriamento, aproximadamente 2x10
5
ºC/s
(83).
A fase metálica também pode estar presente na forma de gotas pré-
solidificadas e salpicos, e sua formação pode reduzir a aderência e a coesão entre
as lamelas, afetando as propriedades dos revestimentos (82-85).
Estas estruturas são formadas devido à instabilidade da partícula durante a
projeção ou no momento do impacto e depende basicamente da tensão superficial
das gotas, velocidade, dimensão e estado de oxidação das partículas, além da
temperatura do substrato (84).
A porosidade e as dimensões dos poros também foram alteradas pela
morfologia das lamelas, onde se observou uma redução na porosidade e nas
dimensões dos poros com o aumento da temperatura do substrato e da velocidade
das partículas, devido a melhor molhabilidade das partículas, melhorando a adesão
do revestimento ao substrato (85).
lamela
óxido
vazios
poros
Microestrutura da
lamela
salpicos
Revisão Bibliográfica
33
Além da porosidade, a presença dos óxidos interlamelares é característica de
revestimentos aspergidos. Os óxidos são formados pela reação do metal com o
oxigênio e podem ser intralamelares, presentes no interior das lamelas, e
interlamelares, ao redor das lamelas podendo influenciar a composição das fases,
microestrutura e propriedades, portanto, a performance do revestimento, citado por
(84).
A presença de óxidos altera significativamente as propriedades do
revestimento aspergido em relação aos materiais sólidos. Uma elevada
concentração de óxidos pode reduzir a ductilidade, tenacidade, soldabilidade e
conformabilidade dos revestimentos, assim como afetar as transformações de fase,
tensões residuais e propriedades mecânicas do revestimento (83,84, 86,87).
2.3.4. Processo de oxidação de revestimentos ASP
Os óxidos presentes nos revestimentos ASP podem ser formados nos três
momentos do processo de deposição: no arco voltaico, durante a projeção, ou entre
os passes de deposição (88). A formação dos óxidos é importante para a proteção
das partículas metálicas, sendo que os óxidos devem apresentar elevada aderência
às partículas e resistência para suportar o impacto das partículas com a superfície
(87).
Os tipos de óxidos e a sua fração volumétrica são muito influenciados pela
composição química do material, assim como diâmetro, temperatura e velocidade
das partículas projetadas durante a deposição (89).
Em relação à composição química, a avaliação dos óxidos formados pode ser
estudada utilizando-se o Diagrama de Ellingham. Este diagrama indica a
estabilidade relativa dos óxidos formados a partir da variação da energia livre de
Gibbs com a temperatura, Figura 2.27, onde a menor variação de energia livre de
Gibbs indica a ordem preferencial de formação dos óxidos em um revestimento
aspergido.
Em relação ao diâmetro médio das partículas, observa-se uma redução na
quantidade de óxidos formados com o aumento no diâmetro, pois há uma diminuição
da relação área superficial/volume. A distribuição do tamanho de partículas é
Revisão Bibliográfica
34
determinada pela quebra das partículas fundidas no arco voltaico e durante a
projeção destas até o momento do impacto (81, 84,86,90).
Figura 2.27. Diagrama de Energia Livre de Gibbs, ou Diagrama de Ellingham (26).
Revisão Bibliográfica
35
A temperatura das partículas também é um fator controlador do comportamento
da oxidação durante a projeção. Sendo observado um aumento da fração de óxidos
com o aumento da temperatura (81,83,87).
2.3.5. Influência das variáveis de processo
As variáveis de processo, tais como: tensão e corrente do arco, taxa de
alimentação, pressão e tipo do gás de arraste e distância de deposição, podem
alterar tanto a distribuição do tamanho de partículas, quanto a temperatura e a
velocidade da partícula, e conseqüentemente as suas propriedades (81,83, 84).
A adoção de ar-comprimido, como gás de arraste, assim como o aumento da
tensão do arco, pode acarretar um aumento na temperatura das partículas
projetadas. Isto ocorre devido ao aumento da oxidação das partículas projetadas e
aumento da energia do arco, associada a redução do diâmetro das partículas
projetadas com maior tensão do arco, respectivamente, como pode ser observado
na Figura 2.28 (81,83).
(a) (b)
Figura 2.28. Variação da temperatura e velocidade das partículas com o gás de arraste e
distância de deposição (a), e tensão do arco voltaico (b) (83).
Revisão Bibliográfica
36
Alterações nos valores da taxa de alimentação não promovem mudanças
significativas na temperatura, Figura 2.29(a), enquanto que o aumento da pressão
de deposição reduz a temperatura das partículas, devido à maior troca térmica entre
as partículas e o gás, sendo esta redução mais sensível, quando se utiliza nitrogênio
como gás de arraste devido a menor oxidação, Figura 2.29(b) (83).
O aumento da pressão do gás de arraste promove uma maior quebra das
partículas durante no arco voltaico e durante a projeção, elevando a área-superficial
das partículas e aumentando a oxidação desta. O aumento da pressão do gás de
arraste também promove um aumento siginificativo da velocidade das partículas,
Figura 2.29(b), devido principalmente ao aumento da velocidade do gás de arraste
(80,81,83). Os demais parâmetros alteram a velocidade das partículas,
principalmente devido as mudanças no diâmetro médio das partículas. O aumento
da tensão do arco, por exemplo, reduz o diâmetro das partículas, reduzindo suas
velocidades de projeção devido a menor energia cinética destas, facilitando a sua
desaceleração, Figura 2.28(b) (83).
Maiores valores de taxa de alimentação promovem uma redução na velocidade
das partículas, pois produzem uma maior taxa de alimentação do arame, elevando o
diâmetro das gotas, precisando assim, de uma maior energia cinética para a sua
aceleração Figura 2.29(a) (83). Não é observado redução na oxidação das partículas
em virtude da maior formação de salpicos com o aumento do diâmetro médio das
partículas (84).
Revisão Bibliográfica
37
(a) (b)
Figura 2.29. Variação da temperatura e velocidade das partículas com a pressão e taxa de
alimentação (83).
2.3.6. Resistência à cavitação de revestimentos aspergidos
A aplicação de revestimentos aspergidos para a proteção de equipamentos
contra o desgaste erosivo por cavitação tem sido motivada pelas seguintes
características (1,28):
1) facilidade de deposição,
2) não induzir ciclos térmicos no substrato,
3) não promover diluição do substrato, mantendo a composição química da liga
depositada.
O reparo de superfícies cavitadas por aspersão térmica foi considerado viável,
obtendo custos 3 vezes inferiores ao do mesmo trabalho realizado por soldagem, e
com um tempo de aplicação menor (28).
Diversos trabalhos de ensaio de cavitação acelerada têm sido realizados em
revestimentos aspergidos com o intuito de se analisar a sua resistência. Observou-
se que os revestimentos mais resistentes são depositados por HVOF (high velocity
Revisão Bibliográfica
38
oxi-fuel), nos quais o melhor comportamento tem sido atribuído a maior energia
cinética das partículas projetadas, promovendo maior coesão entre as lamelas
(19,22,24,91 -94).
Em geral, os revestimentos aspergidos não apresentam resistência à cavitação
superior a materiais sólidos, porém, com os avanços obtidos nos equipamentos de
deposição e nos materiais utilizados nos revestimentos, foi possível melhorar as
propriedades dos revestimentos aspergidos possibilitando resistência à cavitação
superior a algumas ligas soldadas (28,91-94).
O processo de deposição por HVOF obteve uma perda de massa utilizando a
liga AWS316L de 6,8mg/h, contra 2,3mg/h da liga Stellite 6 e 1,3mg/h da liga de
NiCrAlY, enquanto revestimentos soldados por eletrodo revestido apresentam uma
perda de massa de 7,5mg/h, para a liga AWS309L e de 6,0 e 0,5mg/h para as ligas
AWS316L e inoxidável austenítica com cobalto (92).
Os revestimentos depositados por aspersão a arco ASP, apresentaram valores
de perda de massa entre 9,0 e 21,7mg/h, indicando que mesmo os revestimentos
depositados por aspersão ASP podem apresentar resistência à cavitação
equivalente a alguns revestimentos soldados (92).
A perda de massa de revestimentos aspergidos, Figura 2.30, ocorre devido à
quebra dos óxidos entre as lamelas, onde a presença de poros e fases frágeis
acelera o fenômeno de perda de massa. Revestimentos aspergidos não apresentam
período de incubação (19,92,93).
A resistência à cavitação de revestimentos aspergidos é controlado
principalmente pela resistência e coesão dos óxidos interlamelares. Conforme
descrito anteriormente a ruptura dos óxidos ocorre de maneira frágil, sendo assim, a
medição da sua resistência à fratura pode ser realizada através de técnica de
medição de tenacidade à fratura K
IC
por indentação.
Revisão Bibliográfica
39
(a) (b)
Figura 2.30. Ruptura dos óxidos e perda de massa pela remoção das lamelas (92).
A resistência à cavitação de revestimentos do tipo WC+Co pode ser
correlacionada com a tenacidade à fratura da região interlamelar medida por
identação, Figura 2.31 (19,22).
(a)
(b)
Figura 2.31. (a) Perda de massa acumulada por tempo de ensaio de cavitação, (b) Variação
da resistência à cavitação com a tenacidade à fratura K
c
(22).
2.4. Processo de refusão de ligas aspergidas
Diversas técnicas de refusão têm sido aplicadas para alterar a camada
depositada, uma das finalidades é a de eliminar a presença dos óxidos
interlamelares e poros, assim como permitir uma melhora na aderência do
revestimento ao substrato, promovendo união metalúrgica e melhorando as
propriedades à cavitação significativamente (10,12,16,17,22,68,95).
Fratura interlamelar
Revisão Bibliográfica
40
O processo de refusão empregado pode alterar a microestrutura do
revestimento aspergido, modificando a morfologia, distribuição, tamanho e
porcentagem dos diferentes microconstituíntes, Figura 2.32 (95).
(a) (b)
(c)
Figura 2.32. Revestimentos NiCrBSi, depositados por aspersão e refundidos. (a) como
aspergido, (b) aspergido e refundido por chama, (c) aspergido e refundido por laser (95).
Além das modificações impostas pela mudança no processo de refusão
utilizado, observa-se também que os parâmetros de refusão são muito importantes
para as propriedades obtidas. Hiraga, et al., 1999 estudaram o comportamento à
cavitação de revestimentos NiTi, depositados por aspersão a plasma spray, e
refundidos por laser sobre substratos de Ti6Al4V (17). Estes autores observaram
que maiores densidades de energia promoveram uma maior resistência à cavitação,
correlacionando com a maior homogeneidade química obtida com o aumento na
energia do processo de refusão por laser, Figura 2.33.
Revisão Bibliográfica
41
Figura 2.33. Variação da resistência do revestimento aspergido NiTi, com a variação da
energia do processo de refusão (17).
Desenvolvimento das Ligas Experimentais
42
3. Desenvolvimento das Ligas Experimentais
3.1. Definições teóricas utilizados no desenvolvimento das ligas
experimentais
A definição da composição química das ligas desenvolvidas, para a fabricação
dos arames tubulares, foi baseada em algumas propriedades encontradas em ligas
resistentes à cavitação depositadas por soldagem. Neste trabalho procurou-se
adaptar estes preceitos para obter revestimentos resistentes à cavitação
depositados por aspersão térmica, tanto para a condição aspergida como para a
condição refundida. Durante a definição da composição química das ligas Fe-Mn-Cr-
Si buscou-se:
1. Alterar os óxidos formados: pretende-se modificar o comportamento à oxidação
das partículas durante a deposição através da variação na composição química
das ligas, variando-se a concentração dos elementos Si, Cr e Mn e adicionando-
se Ni. A alteração da oxidação das partículas é um fator de modificação da
morfologia das lamelas, microestrutura, dureza, e consequentemente resistência
à cavitação das ligas aspergidas;
2. Diminuir os valores da EFE: a variação dos elementos de liga possibilita alterar a
EFE e por conseqüência os mecanismos de deformação. Com a diminuição da
EFE pretende-se produzir uma estrutura austenítica com capacidade de formar
martensita e por deformação. Pretende-se também analisar a influência desta
característica na resistência à cavitação das ligas aspergidas antes e após
refusão;
3. Altera a relação Cr
eq
/(Cr
eq
+Ni
eq
) das ligas: alterações no valor desta relação
podem influenciar as fases presentes e as propriedades das lamelas e
consequentemente a resistência à cavitação dos revestimentos aspergidos e
refundidos. O objetivo inicial será obter estruturas com um valor entre 0,4 e 0,5
para esta relação, com o objetivo de manter uma estrutura monofásica de
elevada resistência à cavitação;
Desenvolvimento das Ligas Experimentais
43
4. Obter microestrutura capaz de formar martensita por deformação: serão
controladas as adições dos elementos de liga para que ocorra a formação de
austenita estável, com temperatura de formação de martensita por deformação,
M
d30
, próxima ou superior a temperatura ambiente, assim como temperatura de
formação da martensita M
s
e M
a
logo abaixo da temperatura ambiente. O
aumento da formação de martensita e por deformação tende a elevar a
resistência à cavitação do revestimento.
As ligas a serem pesquisadas foram definidas a partir do método de mistura de
três componentes, através do modelo cúbico especial, do tipo centróide simplex.
Escolheu-se este método pela possibilidade de formulação de uma menor
quantidade de ligas experimentais (96). Somente a variação dos teores de Cr, Mn e
Si foram analisados por esta metodologia. Definiu-se a adição de Ni como elemento
estabilizador da austenita, substituindo-se os elementos C e N, em apenas uma liga
experimental.
Para a utilização deste método realizaram-se as seguintes etapas prévias:
§ 1º: Selecionou-se os elementos C, N, Si, Cr, Ni e Mn como elementos de liga,
tendo Fe como elemento base. A literatura descreve a forte influência do Si na
redução da EFE, do Cr na resistência à corrosão e na sua capacidade de
formação de óxidos aderentes, assim como a modificação dos mecanismos de
deformação pela variação na concentração de Mn e de oxidação a altas
temperaturas pela ação do Ni. Optou-se por não modificar a variação no teor de
Ni devido ao aumento na EFE que este elemento representa, mantendo a sua
concentração em um nível mínimo para a formação de austenita g estável.
§ 2º: Identificação dos pontos de mínimo e máximo para os elementos nestas
ligas. Os pontos definidos foram os seguintes: 3% a 6%, para o Si, 15% a 25%
para Mn e 8% a 13% para o Cr, valores em porcentagem em peso.
§ 3º. Transformar os pontos de mínimo e máximo de fração em peso, para a forma
de pseudocomponentes, estruturando melhor graficamente a distribuição das
ligas e auxiliando na definição das composições experimentais (96).
Desenvolvimento das Ligas Experimentais
44
Os pontos de mínimo e máximo foram definidos a partir dos seguintes
princípios:
§ Silício: a definição dos valores da concentração de Si levou em consideração a
diminuição da EFE e a soldabilidade da liga. A adição de Si reduz fortemente a
EFE, possibilitando a transformação de fase induzida por deformação. Porém a
adição de teores muito acima de 4%, principalmente com a presença de Ni,
promovem a formação de fases de baixo ponto de fusão e susceptíveis a
formação de trincas. Com a finalidade de se obter um melhor balanço entre
estas características determinou-se um limite máximo de 6%, valor utilizado em
ligas com memória de forma de baixo valor de EFE, e uma adição mínima de 3%
valor próximo aos encontrados em ligas austeníticas com Co resistentes á
cavitação (35,40,43,58).
§ Manganês: a faixa escolhida foi entre 15 e 25%, foi definida com a finalidade de
modificar os mecanismos de deformação existentes nas ligas depositadas. Para
esta faixa de trabalho o aumento da concentração de Mn tende a reduzir a
dureza do revestimento, porém, eleva a capacidade de endurecimento por
deformação (98). Os mecanismos de deformação variam de transformação de
fase induzida por deformação, para teores de Mn próximo a 15% à formação de
maclas para concentrações próximas a 25% (45). Estes valores também são
próximos das ligas resistentes à cavitação Fe-Mn-Cr-Si e de ligas com boas
propriedades de memória de forma (7,8,43,44,45,53,66).
§ Cromo: é um elemento estabilizador da ferrita e contribui com o aumento da
dureza por solução sólida substitucional de ligas que apresentam Fe como
elemento básico. O Cr tende a diminuir a EFE, sendo que seus efeitos são mais
significativos para uma porcentagem em peso de até 9%, acima do qual há uma
tendência de elevar a EFE devido a necessidade de redução da quantidade de
Si para não formar fase s (43). Adições mais elevadas de Cr tem o intuito de
melhorar a resistência à oxidação das ligas, tanto na condição aspergida, como
na condição refundida. Para a condição aspergida, espera-se a formação de
óxidos mais aderentes e densos, melhorando a aderência interlamelar dos
Desenvolvimento das Ligas Experimentais
45
revestimentos aspergidos. Na condição como refundida, a intenção é elevar a
resistência à corrosão. Com a finalidade de se contrabalançar estas
características foi determinado um limite superior de 13% e um limite inferior de
8%, ficando, portanto entre as características de uma liga inoxidável e de uma
liga com memória de forma e de ligas Fe-Mn-Cr-Si de elevada resistência à
cavitação (7,8,43,44,45,53,66,71).
§ Níquel: a adição de Ni tem como objetivo melhorar a resistência à oxidação a
elevada temperatura durante a projeção da partícula, assim como estabilizar a
austenita. Porém como é conhecido por elevar a EFE, foi utilizado em apenas
uma liga experimental, reduzindo-se os teores de C e N para manter o valor do
Ni
eq
desta liga (58,76). A definição da liga que apresentaria a substituição de C
e N por Ni foi baseada em trabalhos descritos na literatura, observando-se ligas
com baixa EFE e elevada resistência à cavitação (7,45,76).
§ Carbono e nitrogênio: adicionou-se carbono e nitrogênio nas ligas Fe-Mn-Cr-Si
com a intenção de elevar a dureza da austenita g, melhorando a resistência à
cavitação destas ligas (35,36). Manteve-se um teor de C+N de 0,35%, com a
intenção de atingir boa resistência à cavitação e adequada soldabilidade,
raciocínio válido principalmente para a condição refundida (29,35).
As relações utilizadas para a transformação de porcentagem em peso para
pseudocomponentes são descritas abaixo:
3%
(6% 3%)
Si
Si
C
x
-
=
-
Equação 3.1
15%
(25% 15%)
Mn
Mn
C
x
-
=
-
Equação 3.2
8%
(13% 8%)
Cr
Cr
C
x
-
=
-
Equação 3.3
Desenvolvimento das Ligas Experimentais
46
onde:
: fração do pseudocomponente Silício
: concentração em peso de Silício
: fração do pseudocomponente Manganês
: concentração em peso de Manganês
: fração do pseudocomponente Cromo
: concen
Si
Si
Mn
Mn
Cr
Cr
x
C
x
C
x
C tração em peso de Cromo
Na Tabela 3.1 visualiza-se as composições químicas experimentais formuladas
em porcentagem em peso e na forma de pseudocomponentes.
Tabela 3.1. Composição química planejada das ligas experimentais.
Ligas %C
%N
%Mn %Cr %Si %Ni
A
0,10
0,00
20,00 8,00 4,50 5,00
0,15
0,20
20,00 8,00 4,50
1
X
Mn
=1/2
X
Cr
=0 X
Si
=1/2
0,15
0,20
15,00 8,00 6,00
2
X
Mn
=0 X
Cr
=0 X
Si
=1
0,15
0,20
15,00 13,00 3,00
3
X
Mn
=0 X
Cr
=1 X
Si
=0
0,15
0,20
20,00 10,00 3,00 4
X
Mn
=1/2
X
Cr
=1/2
X
Si
=0
0,15
0,20
15,00 10,00 4,50
5
X
Mn
=0 X
Cr
=1/2
X
Si
=1/2
0,15
0,20
25,00 8,00 3,00 6
X
Mn
=1 X
Cr
=0 X
Si
=0
0,15
0,20
18,00 9,50 4,00
SMA_Mn
7
X
Mn
=1/3
X
Cr
=1/3
X
Si
= 1/3
A representação gráfica da distribuição das diferentes composições químicas
das ligas, na forma de seus pseudocomponentes, pode ser visualizada na Figura
3.1.
Desenvolvimento das Ligas Experimentais
47
0,00 0,25 0,50 0,75 1,00
0,00
0,25
0,50
0,75
1,00 0,0
0,2
0,4
0,6
0,8
1,0
SMA Mn2
SMA Mn4
SMA Mn1
SMA Mn5
SMA Mn6
SMA Mn7
SMA Mn3
Fração na forma de pseudocomponentes
das ligas a serem ensaiadas
x
Cr
x
Si
x
Mn
Figura 3.1. Ligas experimentais estudadas na forma de pseudocomponentes.
3.2. Previsão das fases formadas, Cr
eq
e Ni
eq
, EFE e temperaturas de
transformação martensítica das ligas propostas
As fases formadas nos revestimentos propostos foram analisadas através dos
Diagramas de Schaeffler, Figura 3.2, Hull, Figura 3.3 e WRC1992 modificado por
Kotecki, Figura 3.4.
Desenvolvimento das Ligas Experimentais
48
0
2
4
6
8
10
12
14
16
18
20
22
24
26
28
30
32
34
36
38
40
0 2 4 6 8 10 12 14 16 18 20 22 24 26 28 30 32 34 36 38 40
Cr equivalente
Ni equivalente
SMA_MnA
1,4
2,3,5
6
7
A
Ponto Tríplice
Figura 3.2 Ligas experimentais planejadas, Diagrama de Schaeffler.
-2
0
2
4
6
8
10
12
14
16
18
20
22
0 2 4 6 8 10 12 14 16 18 20 22 24 26 28
Cr equivalente
Ni equivalente
SMA_Mn
0% de ferrita
5% de ferrita
1
46
7
A
2 35
Figura 3.3. Ligas experimentais planejadas, Diagrama de Hull.
Desenvolvimento das Ligas Experimentais
49
0
2
4
6
8
10
12
14
16
18
20
22
24
26
28
30
32
34
36
38
40
42
44
46
48
50
52
0 2 4 6 8 10 12 14 16 18 20 22 24 26 28 30 32 34 36 38 40
Creq (%)
Nieq (%)
SMA_Mn
0,4
A100
A80
A60
A40
A20
A0
A2
A4
A8
A10
Martensita
Austenita
Ferrita
6
3
5
7
>10%Mn
>4%Mn
>1%Mn
Contornos de Martensita
A
1
2
4
Figura 3.4 Ligas experimentais planejadas, Diagrama de WRC1992, modificado por Kotecki.
Observa-se na Figura 3.2 que todas as ligas experimentais planejadas
apresentam estrutura monofásica austenítica no Diagrama de Schaeffler. Além da
formação de estrutura monofásica as ligas SMA_MnA, SMA_Mn2, SMA_Mn3 e
SMA_Mn5 estão dispostas próximas do ponto de formação de austenita, martensita
e ferrita, indicado na Figura 3.2, considerada por alguns autores como favorável à
formação de martensita e por deformação (43,66,76,97).
O efeito do elemento Mn na formação de ferrita d foi analisado pelo Diagrama
de Hull. Observa-se que quase todas as ligas experimentais apresentam a formação
de estrutura monofásica austenita g, com exceção da liga SMA_Mn3, que apresenta
aproximadamente 5% de ferrita d.
Após análise preliminar das ligas experimentais foi avaliada através do Diagrama
WRC1992, modificado por Kotecki, em virtude da presença de Mn na composição
química, o qual apresenta um maior efeito estabilizador da austenita que o proposto
por Schaeffler (59,60). A disposição das ligas experimentais neste diagrama indica
que todas as ligas experimentais apresentam a formação de estrutura monofásica
austenita g.
Desenvolvimento das Ligas Experimentais
50
A partir da formação da estrutura monofásica austenita g em todas as ligas
experimentais, verificou-se os valores obtidos para a relação Cr
eq
/(Cr
eq
+Ni
eq
). As
ligas devem obter valores próximos aos obtidos para as ligas com Co de elevada
resistência à cavitação, entre 0,4 e 0,5 (61). Os valores obtidos são visualizados na
Tabela 3.2, onde se verifica que a liga SMA_Mn6 não atendeu a este critério.
Tabela 3.2. Valores de Cr
eq
e Ni
eq
das composições citadas na
Tabela 3.1.
Schaeffler/de Long
Cr
eq
Ni
eq
Cr
eq
/( Cr
eq
+Ni
eq
)
A 14,75 15,00 0,50
1 14,75 20,50 0,42
2 17,00 18,00 0,49
3 17,50 18,00 0,49
4 14,50 20,50 0,41
5 16,75 18,00 0,48
6 12,50 23,00 0,35
SMA_Mn
7 15,50 19,50 0,44
Os valores da EFE das ligas experimentais foram calculados a partir da
Equação 2.7 (42,43). Esta Equação foi utilizada por se tratar de uma equação
proposta para a determinação da EFE de ligas Fe-Mn-Cr-Si, semelhantes às
descritas neste trabalho, possibilitando obter resultados qualitativos mais
aproximados.
SiMnCrNi
m
mJ
EFE %45,4%21,0%1,1%64,187,28)(
2
-+-+=
Equação. 2.7
Os valores obtidos da EFE obtidos, a partir da relação acima, são visualizados
na Tabela 3.3.
Tabela 3.3. Valores da EFE para as ligas ensaiadas, obtidos pela Equação 2.7.
SMA_Mn A 1 2 3 4 5 6 7
EFE (mJ/m
2
) 12,45
4,25 -3,48
4,37 8,72 0,99 11,97
4,40
Os baixos valores de EFE, abaixo de 15mJ/m
2
(35,41,45), indicam que todas
as ligas podem apresentar mecanismo de deformação por transformação de fase
Desenvolvimento das Ligas Experimentais
51
induzida por deformação. Dispondo-se as ligas do maior valor da EFE para o menor
obtemos a seguinte ordem: SMA_MnA>SMA_Mn6>SMA_Mn4>SMA_Mn7>
SMA_Mn3>SMA_Mn1>SMA_Mn5>SMA_Mn2.
A baixa EFE só vai favorecer a resistência à cavitação se as temperaturas de
transformação da austenita g em martensita a´ e e ocorrerem abaixo da temperatura
ambiente, enquanto que a temperatura de transformação martensítica por
deformação M
d30
, destas ligas deve ocorrer próxima ou acima da temperatura
ambiente.
As temperaturas de transformação martensíticas M
as
, M
es
(44) e M
d30
foram
calculadas a partir das Equações abaixo, sendo os resultados obtidos visualizadas
na Tabela 3.4.
MoNCSiMnNiCrKM
d
%5,18%2,46%5,46%2,9%1,8%5,9%14686)(
30
-
-
-
-
-
-
-
=
Eq. 2.9
CoMoNCSiMnNiCrKM
d
%12%24%315%777%20%41%59%231655)(
30
-
-
-
-
-
-
-
-
=
Eq. 2.10
MoNCSiMnNiCrKM
d
%11%222%222%21%16%25%6686)(
30
-
-
-
+
-
-
-
=
Eq. 2.11
3
1
2
( ) 199,8( 1,4 ) 17,9 21,7 6,8 45,0 55,9
1,9( 1,4 )( ) 14,4[( )( ] 410
s
M K A C N Ni Mn Cr Si Mo
C N Mo O Mn Ni Mn Cr Mo Al Si
= - + - - - - -
- + + + - + + + + -
Eq. 3.4
3
1
2
( ) 710,5( 1,4 ) 18,5 12,4 8,4 13,4 1,6 22,7
11,6( 1,4 )( ) 3,7[( )( 0] 277
s
M K A C N Ni Mn Cr Si Mo Al
C N Mo Cr Mn Ni Mn Cr Mo Al Si
e
= - + - - - + - -
+ + + + - + + + + +
Eq. 3.5
Tabela 3.4.Valores de M
s
, M
es
e M
d30
das composições citadas na
Tabela 3.1 obtidas por cálculos empíricos.
M
as
(K) Eq.
3.4
M
es
(K) Eq.
3.5
M
d30
(K) Eq.
2.9
M
d30
(K) Eq.
2.10
M
d30
(K) Eq.
2.10
A
254,19 266,00 287,50 323,10
1
187,75 381,45 334,80 356,70
2
249,79 556,45 446,30 383,40
3
188,83 501,45 353,30 341,00
4
159,66 365,45 291,30 342,50
5
221,92 540,45 402,80 369,20
6
127,73 206,45 223,30 330,00
SMA_Mn
7
Não forma
martensita
a
191,58 438,95 347,30 356,50
Considerando as temperaturas de transformação indicadas na Tabela 3.4,
pode-se esperar a formação de estrutura do tipo austenita g, estável a temperatura
ambiente, pois as temperaturas M
as
e M
es
estão abaixo da temperatura ambiente,
indicando que estas estruturas não seriam formadas durante o resfriamento.
Desenvolvimento das Ligas Experimentais
52
Enquanto que as temperaturas de transformação de fase por deformação, M
d30
,
ocorrem a temperaturas próximas ou acima da temperatura ambiente, 25ºC,
indicando as composições planejadas a capacidade de transformação de fase por
deformação.
Inicialmente escolheram-se as ligas SMA_Mn2, SMA_Mn3 e SMA_Mn5 para
serem produzidas, pois estas ligas apresentaram menores valores de EFE, maior
proximidade do ponto tríplice no Diagrama de Schaeffler e maiores temperaturas de
formação de martensita induzida por deformação. As ligas SMA_MnA e SMA_Mn1
também foram produzidas com a finalidade de se avaliar a influência da presença do
elemento Ni na formação dos revestimentos depositados por aspersão térmica a
arco.
Após a deposição destas ligas optou-se por não produzir as demais ligas
experimentais em virtude dos resultados obtidos e da elevada perda de elementos
de liga, principalmente Mn e Si, modificando de forma acentuada a composição
química e a microestrutura dos revestimentos inicialmente propostos.
Materiais e Procedimentos Experimentais
53
4. Materiais e Procedimentos Experimentais
4.1. Preparação dos arames tubulares com as composições planejadas
As ligas a serem depositadas foram preparadas na forma de arames tubulares
com 1,6mm de diâmetro, do tipo “metal cored”, ou seja, utilizando-se apenas
elementos metálicos em seu interior. Os arames foram preparados utilizando-se uma
fita de aço-C, preenchida com pós metálicos contendo os elementos de liga: cromo,
manganês, silício, níquel, carbono, nitrogênio e ferro, Tabela 4.1, obtendo a
composição química planejada, Tabela 4.2.
Tabela 4.1. Composição da fita e pós metálicos utilizados (percentagem em peso).
%Fe %C %N %Mn %Cr %Si %Ni %Al %Ti
Fita aço-C 99,65 0,05 0,30
Fe 99,65 0,10 0,05 0,20
Mn 0,10 0,01 99,18 0,03
Cr 0,14 99,44 0,11 0,05
Fe-Cr-N 35,04 0,10 5,20 63,00 0,80
Fe-Mn 19,57 1,50 76,70 2,60
Si 0,02 0,04 0,04 99,10 0,17 0,02
Ni 0,01 99,70
Tabela 4.2. Composição final estimada dos arames tubulares.
Liga %Fe %N %C %Mn %Cr %Si %Ni %Al
SMA_MnA (Ni)
res. 0,00
0,03 20,07 8,03 4,50 5,05 0,01
SMA_Mn1 (Mn/Si)
res. 0,20
0,16 20,09 8,27 4,50 0,00 0,00
SMA_Mn2 (Si)
res. 0,20
0,16 15,35 8,47 6,09 0,00 0,04
SMA_Mn3 (Cr)
res. 0,20
0,16 15,07 13,32 3,16 0,00 0,01
SMA_Mn5 (Cr/Si)
res. 0,20
0,16 15,45 10,21 4,52 0,00 0,03
Antes da preparação dos arames os pós metálicos foram misturados em um
misturador do tipo “Y” por um tempo de 30 minutos. Os pós misturados foram
enviados a DURUM, localizada em Suzano, São Paulo, para serem novamente
homogeneizados e adicionados a fita de aço-C.
Durante o processo de manufatura do arame, este é conformado na forma de
um tubo, sendo e depois estirado. Este estiramento deve fornecer uma relação
fita/recheio adequada à composição planejada, neste caso 60%. Após o
Materiais e Procedimentos Experimentais
54
estiramento, a fita é trefilada e rebobinada. A Figura 4.1 demonstra
esquematicamente o processo utilizado na fabricação do arame tubular.
Figura 4.1. Representação esquemática do processo de fabricação do arame tubular (99).
4.2. Deposição das ligas Fe-Mn-Cr-Si experimentais por aspersão a arco ASP
4.2.1. Preparação da superfície
Os substratos de aço-C ABNT 1020, com dimensões de 200x30x5mm,
utilizados na confecção das amostras foram previamente preparados através de
jateamento abrasivo. O jateamento foi realizado de acordo com a Norma Petrobras
2568 (78). A Tabela 4.3 apresenta as condições de operação de jateamento
abrasivo utilizadas neste trabalho. Após o jateamento as peças foram colocadas em
estufa a 50±5ºC por pelo menos 12 horas e retiradas no momento da deposição.
Tabela 4.3. Condições de jateamento dos corpos de prova a serem revestidos.
Parâmetro Valores empregados
Abrasivo Óxido de alumínio branco #36mesh
Tipo de jato empregado Jato por pressão
Pressão de jateamento 80-90psi
Distância de jateamento 120-150mm
Rugosidade mínima obtida
4,0mm Ra
Materiais e Procedimentos Experimentais
55
As medições de rugosidade foram realizadas através de um rugosímetro
portátil, com apalpador de contato mecânico, marca Mitutoyo, modelo SJ201, com
capacidade de medição entre 0,05 e 15mm Ra.
4.2.2. Aspersão térmica a arco, ASP
Utilizou-se aspersão térmica a arco, ASP, para a deposição das ligas em
estudo. A deposição dos revestimentos foi realizada com o auxílio de uma fonte
Suzler-Metco Value Arc 300E e pistola de aspersão a arco Suzler-Metco Eletric Arc
Gun LCAG com bocal Fine. O equipamento de aspersão ASP foi utilizado em tensão
constante, sendo o tracionador de arame localizado em uma unidade de controle em
conjunto com a regulagem da pressão de gás, Figura 4.2(a), uma segunda unidade
controla a corrente e a operação do equipamento, Figura 4.2(b). Na Figura 4.3 é
visualizada a deposição de uma liga experimental em laboratório.
Figura 4.2. Equipamento de aspersão térmica ASP Suzler-Metco Value Arc 300E utilizado.
Neste trabalho utiizou-se uma modificação na pistola de aspersão com o intuito
de minimizar a turbulência do ar-comprimido. Esta modificação foi realizada de
acordo com o estudo conduzido por Perez et. al., apresentado no XVII Cbecimat,
(a)
(b)
Materiais e Procedimentos Experimentais
56
Congresso Brasileiro de Ciência e Engenharia de Materiais, realizado em 2006
(100).
Figura 4.3. Deposição de uma liga Fe-Mn-Si por aspersão a arco ASP.
A deposição foi realizada com um ângulo de 90º, em relação à superfície,
reduzindo a formação de salpicos no revestimento depositado, procurando-se
estabelecer uma espessura média de 100mm por camada depositada. A definição da
faixa dos valores empregados foi realizado com base nas características de trabalho
do equipamento e estabilidade do arco, Tabela 4.4.
Tabela 4.4 Parâmetros da deposição ASP utilizados durante a aplicação das ligas.
Parâmetro Valores empregados
Corrente (A) 180
Tensão (V) 30
Pressão do gás de transporte (kPa)
410
Gás de transporte Ar-comprimido
Distância pistola-peça (mm) 120
Espessura dos revestimentos (mm)
1000±100
Adicionalmente ao estudo do efeito da composição química sobre as
propriedades dos revestimentos aspergidos, avaliou-se a influência da variação dos
Materiais e Procedimentos Experimentais
57
parâmetros utilizados na aspersão ASP na microestrutura e propriedades da liga
SMA_MnA.
Nesta etapa variaram-se os seguintes parâmetros de deposição: tipo de gás de
transporte, pressão do gás de transporte e tensão do arco. Para a realização desta
etapa os parâmetros utilizados são visualizados na Tabela 4.5 a Tabela 4.7.
Tabela 4.5 Parâmetros ASP utilizados na avaliação da influência do gás de transporte.
Parâmetro Valores empregados
Corrente (A) 180
Tensão (V) 30
Pressão do ar-comprimido (kPa) 410
Gás de transporte
Ar-comprimido Argônio Nitrogênio
Distância pistola-peça (mm) 120
Espessura dos revestimentos (mm)
1000±100
Tabela 4.6 Parâmetros ASP utilizados na avaliação da influência da pressão do ar-
comprimido.
Parâmetro Valores empregados
Corrente (A) 180
Tensão (V) 30
Pressão do ar-comprimido (kPa)
280 410 550
Gás de transporte Ar-comprimido
Distância pistola-peça (mm) 120
Espessura dos revestimentos (mm)
1000±100
Tabela 4.7 Parâmetros ASP utilizados na avaliação da influência da tensão do arco.
Parâmetro Valores empregados
Corrente (A) 180
Tensão (V)
25 30 35
Pressão do ar-comprimido (kPa) 410
Gás de transporte Ar-comprimido
Distância pistola-peça (mm) 120
Espessura dos revestimentos (mm)
1000±100
4.2.3. Preparação das amostras utilizadas para análise da formação das lamelas e
salpicos
Para o estudo da formação das lamelas e dos salpicos nas ligas experimentais
utilizou-se chapas de aço inoxidável AISI304 previamente lixadas e polidas. A
superfície foi preparada através de lixamento com lixas rotativas mesh 60 e 120,
sendo posteriormente lixada com discos abrasivos marca Walter modelos Blendex,
Materiais e Procedimentos Experimentais
58
da granulometria grossa para a fina. Após esta etapa poliram-se as chapas com
alumina 1,0mm em suspensão.
As ligas foram depositadas, em uma única camada, sobre as chapas
preparadas em duas temperaturas diferentes, a 25ºC, temperatura ambiente, e após
pré-aquecimento de 100ºC, simulando com isso o aquecimento do substrato durante
o processo de aspersão.
4.2.4. Refusão do revestimento aspergido
Posteriormente à etapa de aspersão térmica realizou-se o processo de refusão
por plasma. A finalidade da refusão por plasma é a de obter uma microestrutura
homogênea, semelhante à soldada. Possibilitando a análise da resistência à
cavitação das ligas sem a microestrutura típica de um revestimento aspergido
verificando-se a influência da EFE, relação Cr
eq
/(Cr
eq
+Ni
eq
) e temperatura M
d30
na
resistência à cavitação dos revestimentos aspergidos e soldados.
Neste trabalho utilizou-se a técnica de plasma de arco transferido, ou PTA
(plasma transferred arc) para a refusão do revestimento aspergido por arco elétrico.
O equipamento utilizado para a refusão dos revestimentos aspergidos foi uma fonte
de soldagem multiprocesso IMC450 e uma tocha plasma refrigerada Thermal
Dynamics modelo 300, acoplada a um sistema Bug`O, Figura 4.4.
Adotou-se o processo de refusão por plasma devido à elevada densidade de
energia deste processo, minimizando a diluição e a influência do material base na
composição química do revestimento refundido.
Materiais e Procedimentos Experimentais
59
Figura 4.4. Processo de refusão por PTA das amostras aspergidas.
Optou-se pela utilização de uma camada de amanteigamento de AWS309LSi,
por ser utilizado regularmente como material de reparo de regiões cavitadas em
usinas hidrelétricas. Para o processo de preparação dos corpos de prova refundidos
utilizou-se substrato de aço-C, ABNT1020, com dimensões de 25,4x120x240mm,
revestidos por plasma PTA arame com a liga AWS309LSi. A Tabela 4.8 apresenta
as composições químicas dos substratos utilizados e a Tabela 4.9 os parâmetros de
deposição do arame AWS309LSi.
Tabela 4.8. Composição química (%em peso) dos substratos utilizados.
Material %C %Mn %Cr %Si % Co % Ni Cr
eq
Ni
eq
ABNT1020 0,18 0,5 - - - - 0,0 5,7
AWS309LSi 0,2 1,75 24,0 0,8 0,0 13,0 25,2 19,9
Tabela 4.9. Parâmetros de deposição do revestimento AWS309LSi.
Corrente (A) T
p
/T
b
(s)
DBP
(mm)
Recuo
(mm)
Gás
plasma
Gás de
proteção
Vazão
plasma
(l/min)
Vazão
proteção
(l/min)
Velocidade
(cm/min)
200(p)/100(b)
0,1 8 0,1 Ar Ar+3%CO2
2 12 15
Materiais e Procedimentos Experimentais
60
O processo de refusão do revestimento aspergido foi realizado com corrente
pulsada, minimizando o aporte térmico. Foram realizadas duas etapas de deposição
e refusão, reduzindo assim a participação da composição química do substrato no
revestimento, os parâmetros utilizados são visualizados na Tabela 4.10.
Tabela 4.10. Parâmetros de refusão por plasma PTA das ligas experimentais.
Amostras
Corrente
(A)
T
p
/T
b
(s)
DBP
(mm)
Recuo
(mm)
Gás
plasma
Gás de
proteção
Vazão
gás de
plasma
(l/min)
Vazão
gás de
proteção
(l/min)
Velocidade
Soldagem
(cm/min)
1ª.
camada
150-110
0,2/0,1
7,0 0,8 Ar Ar3%CO
2
1,1 12,0 10,0
2ª.
camada
140-100
0,2/0,1
7,0 0,8 Ar Ar3%CO
2
1,1 12,0 10,0
T
p
: temperatura de pico
T
b
: temperatura de base
Recuo: distância eletrodo/bico
4.3. Caracterização dos revestimentos aspergidos e refundidos
Ao longo deste trabalho foram utilizadas as seguintes técnicas de
caracterização: microscopia ótica, microscopia eletrônica, difratometria de Raios-X,
análise de composição química por absorção atômica e análise de composição
química semi-quantitativa por EDX, espectroscopia de emissão de fótons por raios-
X, XPS, microdureza Vickers e ensaio ultra-sônico de cavitação acelerada.
4.3.1. Microscopia ótica
A caracterização por microscopia ótica foi realizada em um microscópio
Olympus BX51, com aquisição de imagens através de uma câmera digital marca
Nikon modelo Coolpix 4000, com captura de imagens em 1024x768 com formato de
cores 24-bits. As imagens foram depois convertidas para o formato tons de cinza de
8-bits, sendo então calibradas e ajustadas com o software de análise de imagens
Image Express.
Para a realização das análises via microscopia ótica e eletrônica de varredura,
MEV, as amostras foram preparadas a partir de lixas rotativas mesh #220 a #1200.
Materiais e Procedimentos Experimentais
61
Após o lixamento as amostras foram polidas em pasta de diamante ou alumina
1,0mm, seguido de polimento com pasta de diamante 0,5mm. Os processos de
lixamento e polimento foram realizados de forma a não promover alargamento dos
poros, minimizando distorções nas medidas de porosidade e fração em área de
óxidos.
Foram realizados os seguintes ensaios através de microscopia ótica: medições
das espessuras das camadas aspergidas e refundidas, análise da porosidade e
fração de área de óxidos e poros nos revestimentos aspergidos.
4.3.2. Análise da Fração de Área de Óxidos e Poros
A análise da fração em área de óxidos e poros foi realizada através da
conversão das imagens de tons de cinza para cores RGB (red, green, blue). Nesta
técnica, utilizaram-se imagens da seção transversal, com ampliações de 200x e
500x, verificando-se a melhor condição para a identificação de poros na estrutura.
Com a definição de cada microconstituinte através da técnica de “treshold”, que
caracteriza as fases pelo limite do tom de cinza dos poros, óxidos e fase metálica,
possibilitando assim calcular a fração em área de cada fase na imagem. A Figura 4.5
exemplifica a operação de transformação de tons de cinza para cores RGB.
(a) (b)
Figura 4.5. Exemplo de transformação de tons de cinza para cores RGB.
A área relativa de cada cor foi então mensurada, definindo-se a fração em
área de cada microconstituinte. Para este procedimento foi utilizado o software de
análise de imagens Clemex Professional Edition 2000. A média dos valores foi
Materiais e Procedimentos Experimentais
62
obtida através da análise de pelo menos 10 imagens de 400x300mm para cada
amostra depositada.
4.3.3. Microscopia Eletrônica de Varredura, MEV
A avaliação da microestrutura dos revestimentos aspergidos foi realizada
através dos modos de visualização por elétrons secundários, SE, e retroespalhados,
BSE. Foram utilizados estes modos de observação com a finalidade de se verificar
possíveis variações de composição química no revestimento.
A análise química por EDX, energia dispersiva de raios X, foi realizada em
áreas de aproximadamente 25mm
2
sobre as lamelas dos revestimentos depositados.
Foram realizadas 6 mediçõoes em cada revestimento depositado.
Outra caracterização realizada por MEV foi a análise das transformações de
fase e dos mecanismos de perda de massa decorrentes do ensaio de cavitação
acelerada. O equipamento utilizado para a realização da caracterização por
microscopia eletrônica de varredura e espectrometria de Raios-X foi um Philips
modelo XL-30.
4.3.4. Análise da Composição Química
Adicionalmente ao estudo da composição química por análise semi-quanitativa
por EDX, realizou-se a análise de composição química quantitativa de todas as ligas
aspergidas com ar-comprimido, e das ligas SMA_MnA e 1 depositadas com Ar e N
2
.
Para a realização desta análise depositou-se o revestimento em um substrato de aço
inox 304L sem jateamento, destacando-o posteriormente.
A avaliação da fração de carbono foi realizada por queima em forno de indução
eletromagnética e detecção por infravermelho, enquanto que a avaliação dos
elementos metálicos, cromo, manganês, silício e níquel foram realizados por
espectrometria de absorção atômica, com atomização em chama, sendo estas
análises realizadas nos laboratórios do LACTEC.
A determinação no teor de nitrogênio nas ligas experimentais foi realizada pelo
IPT, Instituto de Pesquisas Tecnológicas da USP, através de fusão em gás inerte e
detecção por condutividade térmica, em analisador Horiba modelo EMGA-520.
Materiais e Procedimentos Experimentais
63
4.3.5. Difração de Raios-X, DRX
As fases presentes nos revestimentos aspergidos e refundidos foram
analisadas qualitativamente e quantitativamente por DRX (Difração de Raios-X). O
ensaio de raios-X foi realizado em uma difatrômetro de raios-X Shimadzu, com
monocromador Cu a com comprimento de onda de 1,54nm. A tensão de trabalho foi
de 40kV, com corrente de 20mA. A varredura foi realizada entre os ângulos de 30º e
110º, com velocidade de varredura de 1º/min e passo de 0,02º.
A análise das fases presentes foi realizada com o auxílio do software
Crystallographica Search Match, através de padrões estabelecidos pelo ICDD,
International Centre for Diffraction Data, e comparação com artigos encontrados na
literatura.
Os ensaios de DRX foram realizados sobre a superfície das amostras antes e
após ensaio de cavitação acelerada.
As amostras constituídas de austenita, g, e martensita a´ foram avaliadas
quantitativamente utilizando-se a relação obtida por Gonzalez, et al., 1992
(46,53,101).
1
)110(
)111(
)25,11(
-
+=
a
g
a
I
I
C Equação 4.1
ag
CC -= 1 Equação 4.2
Amostras contendo as fases martensita e, martensita a` e austenita g foram
analisadas quantitativamente utilizando-se as relações desevolvidas por Lizak, 1972
e utilizadas por Procopiak, 1995 (50,102).
Volume e =
)ε.()γ()α(
)ε.(
I .I, .I,
I
C
110200110
110
971670 ++
=
e
Equação 4.3
Volume g =
ε
).(
γ
)(εγ
/ I.I.C.,C
110200
971=
Equação 4.4
Volume a =
)ε.()γ(εα
/ I.I.C ,C
110110
670=
Equação 4.5
Materiais e Procedimentos Experimentais
64
4.3.6. Espectroscopia de emissão de fótons por raios-X, XPS
Com a análise de emissão de fótons por raios-X, XPS, pretende-se verificar os
tipos de ligação de cada elemento, podendo-se determinar quais são os óxidos
formados durante a aspersão térmica e em quais fases os elementos químicos estão
presentes.
O analisador de superfície por espectroscopia de emissão de fotos por raios-X,
ou XPS (X-ray Photoelectron Spectroscopy), é um equipamento capaz de analisar a
camada superficial de um material, identificando as energias associadas aos
elétrons de ligação, os quais são sensíveis ao estado de ligação do átomo.
Na Figura 4.6 é visualizado o equipamento VG Microtech Multilab ESCA3000
utilizado para a análise de XPS, localizado no Laboratório de Superfícies e
Interfaces da Universidade Federal do Paraná, e na Figura 4.7 é visualizado a
câmara de ultra alto vácuo, aproximadamente 10
-9
Torr, do equipamento XPS (103).
No XPS, um fóton de elevada energia ioniza um átomo, produzindo a ejeção de
um elétron do material, a Energia Cinética, KE, do elétron depende da energia do
fóton
ln
(constante de Planck x frequência da radiação), expressa pela Relação de
Einstein:
BEKE
-
=
ln
Equação 4.6
onde BE é a energia de ligação do elétron,
ln
é conhecido e KE é medido pelo
equipamento, determinando-se assim o valor BE.
O funcionamento de um XPS pode ser esquematizado da seguinte forma:
1. Uma fonte de raios-X passa seu feixe de raios-X por um monocromador,
possibilitando assim trabalhar com um feixe de raios-X com uma energia de
1486,6eV;
2. O feixe de raios–X monocromático colide contra a superfície do material
submetido a uma atmosfera de ultra baixo vácuo;
3. Após a colisão os elétrons da superfície do material são arrancados;
4. As energias dos elétrons arrancados são medidas, contabilizando-se o número de
elétrons com cada energia específica
ln
, conforme a Equação 4.6, a energia que
Materiais e Procedimentos Experimentais
65
incide no material KE é conhecida, e com a medição da energia do fóton realizada
pelo analisador conhece-se a energia de ligação do elétron arranacado. Como a
energia de ligação é característica de cada elemento pode-se identificar o tipo de
elemento e ligação presente no material.
O equipamento utilizado no Laboratório de Superfícies e Interfaces foi operado
com uma energia de excitação de 1486,6eV, em uma fonte de raios-X de 20mA e
15kV. Utilizou-se filamento de Alka e uma pressão na câmara de 2x10
-9
mbar. A
varredura geral foi realizada com passo de 1eV e a específica com passo de 0,1eV.
A análise foi realizada antes e após limpeza da superfície por bombardeamento de
íons de Argônio, com tempo de aplicação de 15 minutos.
Figura 4.6. Visão geral do equipamento XPS do Laboratório de Superfícies e Interfaces da
UFPR.
Materiais e Procedimentos Experimentais
66
Figura 4.7. Câmara de ultra alto vácuo para análise do XPS.
4.3.7. Ensaio de microdureza Vickers
Foram realizadas medições de microdureza Vickers com aplicação de carga de
300gf. As medições foram realizadas transversalmente ao revestimento sendo
indicado o valor médio e o desvio padrão obtido após medição de 5 perfis de
microdureza, os ensaios foram realizados segundo norma ASTM E384, Standard
Test Method for Microindentation Hardness of Materials.
4.3.8. Avaliação da resistência à cavitação
As amostras para ensaio de cavitação foram preparadas inicialmente com lixa
#220, até a remoção completa da oxidação superficial, posteriormente a seqüência
de lixamento foi, #320, #400, #600 e #1200, seguido de polimento com alumina e
pasta de diamante de 1mm e 0,5mm, respectivamente.
As amostras para ensaio de cavitação foram enviadas à UFSC, Universidade
Federal de Santa Catarina, onde foram ensaiadas em equipamento de ensaio ultra-
sônico marca KLM System 587 e sonotrodo BK101Z com ponteira de sacrifício de
aço inoxidável ABNT304. O procedimento para execução deste ensaio seguiu norma
Materiais e Procedimentos Experimentais
67
ASTM, American Society for Testing Materials, ASTM G32-92 Standard Test Method
for Cavitation Erosion using Vibratory Apparatus. Para a medição de perda de massa
utilizou-se uma balança de precisão Mettler Toledo. Foi utilizado o método indireto,
com distância de 500mm entre o sonotrodo e a amostra, e freqüência de 20±0,5kHz,
conforme ilustrado na Figura 4.8.
Os tempos de medição de perda de massa foram de 4 horas, com intervalo de
30 min para as amostras aspergidas, e de 32 horas com medições da perda de
massa a intervalos de 2 horas para as amostras refundidas. Após o término do
ensaio de cavitação, as amostras foram analisadas em MEV com a finalidade de se
avaliar os mecanismos de perda de massa, e por DRX para se analisar as
transformações de fase decorrentes do ensaio de cavitação.
Figura 4.8. Representação esquemática do ensaio de cavitação acelerada.
Resultados Obtidos e Discussão
68
5. Resultados e discussão
5.1. Influência da Composição Química Sobre a Microestrutura e Propriedades
dos Revestimentos Aspergidos
5.1.1. Composição Química dos Revestimentos Aspergidos
Para se compreender como ocorre o processo de formação da liga em um
revestimento aspergido é apresentado, Figura 5.1, um modelo para o processo de
fusão do arame por arco elétrico, formação da liga e projeção das partículas, até o
momento do impacto destas contra a superfície.
P
ó
m
e
t
á
l
i
c
o
Fita de aço-C
F
o
r
m
a
ç
ã
o
d
a
g
o
t
a
f
u
n
d
i
d
a
p
ó
s
m
e
t
á
l
i
c
o
s
p
a
r
c
i
a
l
m
e
n
t
e
p
r
o
t
e
g
i
d
o
s
p
e
l
a
f
i
t
a
d
e
A
ç
o
-
C
F
r
a
g
m
e
n
t
a
ç
ã
o
d
a
g
o
t
a
c
o
m
p
e
q
u
e
n
a
s
v
a
r
i
a
ç
õ
e
s
d
e
c
o
m
p
o
s
i
ç
ã
o
1
2
3
Contatos
elétricos
G
á
s
d
e
a
r
r
a
s
t
e
4
F
o
r
m
a
ç
ã
o
d
o
r
e
v
e
s
t
i
m
e
n
t
o
e
d
e
f
o
r
m
a
ç
ã
o
d
a
s
l
a
m
e
l
a
s
+
-
Figura 5.1. Representação esquemática da formação da liga durante a deposição por
aspersão a arco elétrico.
Resultados Obtidos e Discussão
69
Na deposição por arco elétrico utilizada neste trabalho, a liga a ser depositada
é preparada na forma de arame tubular, que é formado por uma capa de aço-C,
preenchida de pós metálicos que irão formar a liga propriamente dita. Na Etapa 1, o
arame é alimentado a uma taxa constante, permitindo a estabilização do arco na
ponta da pistola de aspersão ASP e fornecendo material a ser fundido e depositado
sobre o substrato.
No arco elétrico, Etapa 2, o material é fundido em virtude da elevada
temperatura no arco formado entre os dois arames tubulares. Neste momento
formam-se gotas fundidas, formadas por duas regiões diferentes, uma externa, mais
rica em Fe devido à maior participação da fita de aço-C, e uma interna, com maior
concentração dos elementos em virtude da maior participação do pó metálico
contido no interior do arame.
A uma elevada temperatura, acima de 2600ºC, das gotas permite certa
homogeneização na composição química, entretanto ocorre certa perda de
elementos de liga, não muito elevada devido à formação de uma região rica em Fe,
protegendo os pós metálicos com os elementos de liga (83).
Nesta etapa o arame polarizado como ânodo funde mais lentamente, formando
gotas maiores, enquanto que o arame energizado como cátodo apresenta uma
maior taxa de fusão e a formação de gotas menores (80).
No momento em que são formadas as gotas, estas se rompem pelo gás de
arraste, Etapa 3, formando gotas com diâmetro médio de 30mm (81), e uma faixa de
granulometria entre 10 e 100mm (80). As composições químicas apresentam-se
ligeiramente diferente uma das outras, devido ao pequeno tempo para
homogeneização durante a Etapa 2. Nesta etapa ocorre uma maior perda dos
elementos de liga, em virtude da elevada concentração de oxigênio na atmosfera e a
maior área superficial das gotas projetadas.
Durante a projeção das gotas, Etapa 3 ocorre a homogeneização da
composição química por todo o volume da gota, favorecido pelo menor volume,
elevada temperatura, e maior tempo (83). No impacto das gotas, Etapa 4, a liga já
esta formada no interior das lamelas depositadas, sendo então deformadas no
momento do impacto.
Resultados Obtidos e Discussão
70
Após a deposição dos revestimentos aspergidos caracterizou-se a composição
química dos revestimentos depositados, Tabela 5.1, comparando-se com as ligas
propostas.
Considera-se, portanto a formação da liga durante a etapa de deposição, assim
como a existência de uma flutuação na composição química das lamelas do
revestimento depositado, conforme previsto no modelo apresentado, Figura 5.1.
Na Tabela 5.1 são visualizados os dados de composição química dos
revestimentos depositados. Os dados quantitativos, obtidos por absorção atômica, e
semi-quantitativos, obtidos por EDX, indicam a perda de elementos de liga com o
processo de deposição por aspersão térmica. Sendo que as reduções mais
significativas foram do elemento Mn, Si e Cr respectivamente.
Tabela 5.1. Composições químicas planejadas e obtidas das ligas experimentais.
SMA_MnA SMA_Mn1 SMA_Mn2 SMA_Mn3 SMA_Mn5
Proposta* 0,10 0,15 0,15 0,15 0,15
EDX* Não analisado por EDX
C
Absorção 0,05 0,13 0,15 0,10 0,15
Proposta 0,20 0,18 0,20 0,23
EDX Não analisado por EDX
N
Queima 0,23 0,17 0,20 0,23
Proposta 20 20 15 15 15
EDX 14,90±3,51 13,02±2,8 8,5±2,4 9,2±1,8 7,8±1,26
Mn
Absorção 9,7 8,3 6,7 5,1 6,1
Proposta 8,0 8,0 8,0 13,0 10,0
EDX 7,8±2,24 6,8±1,2 6,4±1,7 10,9±1,4 8,6±1,98
Cr
Absorção 6,8 6,1 6,6 8,6 7,9
Proposta 4,5 4,5 6,0 3,0 4,5
EDX 4,12±0,53 3,78±0,39 4,0±1,5 2,36±0,34 3,1±0,77
Si
Absorção 3,5 2,6 3,4 1,0 2,1
Proposta 5,0
EDX 6,0±0,3
Ni
Absorção 7,0
* Proposta: composições propostas listadas na
Tabela 3.1
EDX: valor médio e desvio padrão das medições realizadas por EDX das amostras aspergidas
Absorção: valor obtido da medição de composição química realizada por absorção atômica
A maior perda relativa dos elementos Si e Mn, apresentada na Tabela 5.1 pode
estar correlacionado com a formação de óxidos que se fragmentam durante a
projeção, assim como devido à vaporização dos elementos de liga ou óxidos, ou
menor concentração devido as suas baixas densidades. A maior perda de alguns
elementos de liga pode ser decorrente da composição química da gota não estar
Resultados Obtidos e Discussão
71
completamente homogênea, permitindo assim que alguns elementos apresentem
maiores perdas.
Alguns fatores podem ser preponderantes para a maior perda de alguns
elementos, tais como: menor temperatura de ebulição, maior facilidade de formação
de óxidos e menor temperatura de vaporização ou decomposição dos óxidos.
Dentre estes fatores não é possível estabelecer uma boa correlação entre
menor ponto de ebulição e a maior perda dos elementos de liga. Os pontos de
ebulição dos elementos Fe, Mn, Cr, Si e Ni são respectivamente: 2750, 1962, 2672,
3265 e 2732ºC (104).
Em relação à formação de óxidos o Diagrama de Ellingham, Figura 2.27, indica
uma relação crescente da variação da energia livre de Gibbs para a formação dos
seguintes óxidos: NiO, Fe
3
O
4
, Cr
2
O
3
, MnO e SiO
2
,. Com isso haveria uma maior
tendência de formação dos óxidos de silício e manganês e menor tendência de
formação de óxido de níquel, por exemplo (26).
Foi observado que as temperaturas de vaporização e de decomposição dos
óxidos podem indicar a sua estabilidade, por exemplo, o óxido de cromo apresenta
uma temperatura de vaporização de 4000ºC, enquanto que o óxido de manganês
apresenta temperaturas de decomposição de apenas 535ºC na forma de MnO
2
e de
1080ºC na forma Mn
2
O
3
. O óxido de silício apresenta temperatura de vaporização
entre 1880 e 2230ºC, enquanto que a temperatura de decomposição do óxido de
ferro na forma Fe
3
O
4
é de 1535ºC (105).
Portanto, as maiores perdas dos elementos silício e managanês podem estar
associadas a:
§ menor variação da energia livre de Gibbs, e consequentemente maior
formação destes óxidos;
§ menor temperatura de decomposição e vaporização dos óxidos, em
comparação com a elevada temperatura do arco voltaico.
Um aspecto importante foi a pequena perda de carbono e nitrogênio das ligas
depositadas. Foi observado, em trabalhos anteriores em ligas Fe-C, uma elevada
perda de carbono com o processo de aspersão reduzindo a dureza do revestimento
de forma significativa (81,83). A redução na perda de C e N foi possível devido à
Resultados Obtidos e Discussão
72
presença de elementos desoxidantes como Si, Mn e Cr, reduzindo assim a formação
de CO
2
.
5.1.2. Formação dos Óxidos nos Revestimentos Aspergidos
A análise por XPS foi realizada em duas das ligas desenvolvidas, SMA_MnA e
SMA_Mn1, de composição química semelhantes, verificando a influência da adição
de Ni na formação dos óxidos.
Inicialmente avaliaram-se os revestimentos depositados sem a realização de
limpeza da superfície por bombardeamento de íons de argônio, ou “sputtering”,
Figura 5.2.
0 100 200 300 400 500 600 700 800 900 1000 1100
0,00
2,50x10
4
5,00x10
4
7,50x10
4
1,00x10
5
1,25x10
5
1,50x10
5
1,75x10
5
2,00x10
5
2,25x10
5
2,50x10
5
2,75x10
5
Fe
Mn
Cr
O
Si
Zn
C
Intensidade C.P.S
Energia de Ligação(eV)
SMA_MnA Ni
SMA_Mn1
Figura 5.2. Espectro de XPS das ligas SMA_MnA e SMA_Mn1, sem sputtering.
Verificou-se a necessidade de bombardeamento com íons de Ar, para a
limpeza superficial, devido à elevada quantidade de contaminantes superficiais, tais
como Carbono e Zinco.
Após sputtering de 15 minutos, as amostras apresentaram-se isentas de
contaminação, possibilitando uma melhor resolução dos resultados e a deposição de
Resultados Obtidos e Discussão
73
íons de Ar na superfície das ligas testadas, Figura 5.3 para a liga com adição de Ni,
SMA_MnA, e Figura 5.4 para a liga SMA_Mn1. Após a caracterização geral dos
diferentes elementos presentes nos revestimentos fez-se uma varredura mais lenta
em cada região característica dos elementos presentes.
0 100 200 300 400 500 600 700 800 900 1000 1100
0,0
5,0x10
4
1,0x10
5
1,5x10
5
2,0x10
5
2,5x10
5
3,0x10
5
3,5x10
5
4,0x10
5
Ni
Fe
Mn
Cr
O
Ar
Si
Intensidade C.P.S
Energia de Ligação (eV)
XPS amostra SMA_MnA Ni
sputtering com Ar
+
de 15 min
Figura 5.3. Espectro XPS da liga SMA_MnA após sputtering de 15 minutos.
0 100 200 300 400 500 600 700 800 900 1000 1100
0,0
5,0x10
4
1,0x10
5
1,5x10
5
2,0x10
5
2,5x10
5
3,0x10
5
3,5x10
5
4,0x10
5
4,5x10
5
5,0x10
5
Si
Ar
O
Cr
Mn
Fe
Intensidade C.P.S
Energia de Ligação (eV)
XPS amostra SMA_Mn1
sputtering com Ar
+
de 15 min
Figura 5.4. Espectro XPS da liga SMA_Mn1 após sputtering de 15 minutos.
Resultados Obtidos e Discussão
74
Na Figura 5.5 é visualizado o pico 2p do átomo Si na forma metálica, não foi
verificado a presença de picos característicos da presença Si
+
, característico da
presença de silício na forma de óxidos nas duas ligas testadas. O Si é pouco
miscível nos óxidos de Fe, Cr e Mn, auxiliando na formação de uma barreira ao
crescimento dos óxidos (26,106). Durante a formação dos óxidos a região de
interface fica pobre nos elementos que estão formando óxidos, elevando a
concentração de Si, e dificultando assim o crescimento dos óxidos.
94 96 98 100 102 104 106
3600
3700
3800
3900
4000
4100
4200
4300
4400
4500
4600
4700
Si
0
2p
Intensidade C.P.S
Energia de Ligação (eV)
XPS SMA_MnA Ni
XPS SMA_Mn1
Elemento: Silício
Figura 5.5. Espectro XPS da região entre 94 e 106eV, característico do elemento Silício.
Através do espectro de XPS verificou-se que os átomos de oxigênio presentes
estão basicamente na forma de óxidos, formados durante o processo de aspersão
dos revestimentos, Figura 5.6 (106).
Os picos Cr
+
e Cr
0
indicam a presença de Cromo na forma metálica e na forma
de óxidos, Figura 5.7. Os óxidos de cromo que apresentam valores de energia de
ligação compatíveis com os obtidos no ensaio de XPS são: Cr
2
O
3
, Mn
x
Fe
1-x
Cr
2
O
4
e
Fe
x
Cr
3-x
O
4
(106).
A deconvolução necessária para a definição sobre qual destes óxidos estão
sendo formados não é possível, pois os picos característicos destes óxidos são
muito próximos, na mesma ordem de grandeza do passo de medição realizado pelo
XPS.
Resultados Obtidos e Discussão
75
522 524 526 528 530 532 534 536 538 540 542
4000
6000
8000
10000
12000
14000
16000
18000
20000
22000
24000
26000
O
-2
1s
Intensidade C.P.S
Energia de Ligação (eV)
XPS SMA_MnA Ni
XPS SMA_Mn1
Elemento: Oxigênio
Figura 5.6. Espectro XPS da região entre 520 e 542eV, característico do elemento Oxigênio.
565 570 575 580 585 590 595
6000
7000
8000
9000
10000
11000
12000
13000
Cr
+
2p1/2
Cr
0
2p1/2
Cr
+
2p3/2
Cr
0
2p3/2
Intensidade C.P.S
Energia de Ligação (eV)
XPS SMA_MnA Ni
XPS SMA_Mn1
Elemento: Cromo
Figura 5.7. Espectro XPS da região entre 565 e 595eV, característico do elemento Cromo.
De forma semelhante ao Cr, o Mn contido nas ligas SMA_MnA e SMA_Mn1
está na forma Mn
0
, metálico, e Mn
+
, constituinte dos óxidos metálicos, Figura 5.8. Os
níveis de energia de ligação do elemento manganês, indicam que os óxidos mais
prováveis são: MnO, MnO
2
, Mn
2
O
3
e Mn
x
Fe
1-x
Cr
2
O
4
(106). A diferenciação destes
óxidos no espectro não é possível devido a proximidade dos valores de energia de
ligação destes compostos.
Resultados Obtidos e Discussão
76
625 630 635 640 645 650 655 660 665
8000
9000
10000
11000
12000
13000
14000
15000
16000
17000
Mn
0
2p1/2
Mn
+2
2p1/2
Mn
+2
2p3/2
Mn
0
2p3/2
Intensidade C.P.S
Energia de Ligação (eV)
XPS SMA_MnA Ni
XPS SMA_Mn1
Elemento: Manganês
Figura 5.8. Espectro XPS da região entre 625 e 665eV, característico do elemento
Manganês.
Em virtude da elevada concentração de ferro na liga, este elemento apresentou
os picos 2p3/2 e 2p1/2 com maior intensidade para as ligações metálicas Fe
0
que
para as ligações Fe
+
, indicando que a concentração de ferro na fase metálica é
muito mais elevada que nos óxidos. Além da presença de Fe
0
no revestimento, o
ferro esta presente na forma de óxido, sendo os mais prováveis: Mn
x
Fe
1-x
Cr
2
O
4
,
Fe
x
Cr
3-x
O
4
, Fe
2
O
3
e Fe
3
O
4
, Figura 5.9 (106).
695 700 705 710 715 720 725 730 735 740
1,0x10
4
1,5x10
4
2,0x10
4
2,5x10
4
3,0x10
4
3,5x10
4
4,0x10
4
4,5x10
4
5,0x10
4
5,5x10
4
Fe
+
2p1/2
Fe
0
2p1/2
Fe
+
2p3/2
Fe
0
2p3/2
Intensidade C.P.S
Energia de Ligação (eV)
XPS SMA_MnA Ni
XPS SMA_Mn1
elemento Ferro
Figura 5.9. Espectro XPS da região entre 695 e 740eV, característico do elemento Ferro.
Resultados Obtidos e Discussão
77
Após a análise dos elementos em comum nas duas ligas, estudou-se a
presença de Ni na liga SMA_MnA, Figura 5.10. Observa-se por este espectro
apenas a presença de Ni na forma metálica, confirmando que o Ni não participa na
formação de nenhum tipo de óxido neste revestimento.
844 846 848 850 852 854 856 858 860 862
46000
47000
48000
49000
50000
51000
52000
53000
Ni
0
2p3/2
Intensidade C.P.S
Energia de Ligação (eV)
XPS SMA_MnA Ni
Elemento: Níquel
Figura 5.10. Espectro XPS da região entre 844 e 862eV, característico do elemento Níquel.
A presença de Ni e Si apenas na estrutura metálica ocorre devido a baixa
solubilidade nos óxidos formados durante a deposição (105). Estes elementos
provavelmente atuam como uma barreira ao crescimento dos óxidos formados
durante a projeção das partículas.
Os tipos de óxidos formados não variaram com a adição de Ni, e conforme a
análise dos espectros das energias de ligações dos elementos de liga pode-se
indicar que os óxidos mais prováveis são: Mn
x
Fe
1-x
Cr
2
O
4
, Fe
x
Cr
3-x
O
4
, Fe
2
O
3
, Fe
3
O
4
,
MnO, MnO
2
, Mn
2
O
3
e Cr
2
O
3
.
Espera-se portanto que a formação dos óxidos influencie a microestrutura, e as
características dos revestimentos depositados, principalmente pela alteração da sua
quantidade na microestrutura, decorrente da formação de uma barreira de
crescimento dos óxidos pela adição de Ni na liga SMA_MnA.
5.1.3. Caracterização das Fases Presentes nos Revestimentos Aspergidos
Resultados Obtidos e Discussão
78
Com a perda dos elementos de liga, esperam-se alterações nas fases
presentes, em relação às inicialmente propostas, o material passaria a apresentar
uma redução na quantidade de Cr
eq
e Ni
eq
, podendo apresentar estruturas ferrita a
ou martensita a´, e não apenas austenita g, conforme inicialmente proposto.
Através das composições obtidas por EDX determinaram-se os valores Cr
eq
,
Ni
eq
e a relação Cr
eq
/( Cr
eq
+Ni
eq
) das ligas depositadas, Tabela 5.2. Constata-se que
os valores de Cr
eq
e Ni
eq
foram reduzidos em relação ao inicialmente proposto,
porém mantendo a relação Cr
eq
/( Cr
eq
+Ni
eq
) entre 0,4 e 0,5.
Tabela 5.2. Cr
eq
e Ni
eq
, Schaeffler modificado por Hull e de Long, das ligas depositadas.
EDX
Ligas Fases Formadas
Cr
eq
Ni
eq
Cr
eq
/( Cr
eq
+Ni
eq
)
SMA_MnA (Ni)
Austenita g+ Martensita a´
14,8 18,0 0,50
SMA_Mn1 (Mn/Si)
Austenita g+ Martensita a´+
Martensita e
14,8 20,5 0,42
SMA_Mn2 (Si)
Austenita g+ Martensita a´
17,0 18,0 0,49
SMA_Mn3 (Cr)
Austenita g+ Martensita a´
17,5 18,0 0,49
SMA_Mn5 (Cr/Si)
Austenita g+ Martensita a´
16,8 18,0 0,48
Nos espectros de difração de Raios-X dos revestimentos depositados, Figura
5.11, observa-se a formação de austenita g e martensita a´ para as ligas SMA_MnA,
2, 3 e 5, e formação de austenita g, martensita a´ e martensita e para a liga
SMA_Mn1. Não foi observada a formação de picos característicos de óxidos, em
virtude da pequena quantidade desta estrutura. Na Tabela 5.3 são visualizados os
resultados das análises quantitativas das fases presentes nos revestimentos
aspergidos.
Resultados Obtidos e Discussão
79
20 30 40 50 60 70 80 90
300
400
500
600
700
800
900
1000
1100
1200
a'(211)
g (220)
g (200)
a' (110)
g (100)
Intensidade
ângulo 2q (graus)
SMA_MnA (Ni)
30 35 40 45 50 55 60 65 70 75 80 85 90 95 100 105 110
0
50
100
150
200
250
300
350
400
450
500
550
600
e (101)
g (311)
a` (211)
g (220)
a` (200)
g (200)
a` (110)
g (111)
Intensidade
ângulo 2q(graus)
SMA_Mn1 Mn/Si
(a) (b)
30 35 40 45 50 55 60 65 70 75 80 85 90 95 100
0
50
100
150
200
250
300
350
400
450
500
550
600
g (311)
a` (211)
g (220)
a` (200)
g (200)
a` (110)
g (111)
Intendidade
ângulo 2q (graus)
SMA_Mn2 Si
30 35 40 45 50 55 60 65 70 75 80 85 90 95 100 105 110
0
50
100
150
200
250
300
350
400
450
500
550
600
g (311)
a` (211)
g (220)
a` (200)
g (200)
a` (110)
g (111)
Intensidade
ângulo 2q(graus)
SMA_Mn3 Cr
(c) (d)
30 35 40 45 50 55 60 65 70 75 80 85 90 95 100
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
g (311)
a` (211)
g (220)
a` (200)
g (200)
a` (110)
g (111)
Intensidade
ângulo 2q(graus)
SMA_Mn5 Cr/Si
(e)
Figura 5.11. Espectro de difração de raios-X das ligas depositadas, (a)SMA_MnA,
(b)SMA_Mn1, (c)SMA_Mn2, (d)SMA_Mn3 e (e)SMA_Mn5.
Resultados Obtidos e Discussão
80
Tabela 5.3. Análise quantitativa das fases austenita g e martensita a`.
Fases
formadas
Austenita g Martensita a` Matensita e
SMA_MnA (Ni)
g+a´
68% 32%
SMA_Mn1 (Mn/Si)
g+a´+e
66% 30% 4%
SMA_Mn2 (Si)
g+a´
55% 45%
SMA_Mn3 (Cr)
g+a´
37% 63%
SMA_Mn5 (Cr/Si)
g+a´
26% 74%
A redução na quantidade de elementos de liga, aliado às elevadas taxas de
resfriamento, deformação das lamelas durante a deposição e a preparação das
amostras, podem ter propiciado a formação de martensita a` nas ligas em estudo.
As ligas SMA_Mn2, SMA_Mn3 e SMA_Mn5 apresentaram a formação de
martensita a´ em razão da menor quantidade de Mn destas ligas. A liga SMA_Mn1,
além das fases austenita g e martensita a´, apresentou formação de martensita e em
pequena quantidade. A formação desta fase deve-se a maior quantidade de Mn
desta liga com isso a formação de martensita e passa a ocorrer simultaneamente a
formação de martensita a´. Apesar de conter maior teor de Mn que a liga SMA_Mn1,
a formação de martensita e foi inibida na liga SMA_MnA, devido a adição de Ni, que
eleva a EFE da liga e estabiliza a austenita g (44,45).
Observa-se por estes resultados que a redução na quantidade de elementos de
liga ocorrida durante a deposição das ligas, influenciou significativamente a
formação das fases presentes nos revestimentos, alterando assim a microestrutura
proposta inicialmente.
5.1.4. Microestrutura dos revestimentos Fe-Mn-Cr-Si e Fe-Mn-Cr-Si-Ni aspergidos
Na Figura. 5.12 é visualizada a microestrutura do revestimento SMA_MnA
depositada por aspersão ASP. É possível verificar a presença da fase metálica,
cinza claro, óxidos interlamelares e intralamelares, cinza mais escuro e poros,
coloração cinza escuro e preta. A fase metálica obtida apresenta-se homogênea,
não sendo observado presença de segregações nos revestimentos depositados.
Resultados Obtidos e Discussão
81
Espessura do Revestimento Microestrutura Geral do Revestimento
Detalhe da Microestrutura Superfície do Revestimento
Figura. 5.12. Microestrutura do revestimento depositado com a liga SMA_MnA (Ni).
Em relação à fase metálica podem-se observar três formações distintas,
demarcadas pelas letras A, B e C. Na região A, observam-se as lamelas deformadas
pela deposição à elevada velocidade, aproximadamente 100m/s, e temperatura,
aproximadamente 2000ºC (81,83).
Algumas partículas com baixa molhabilidade, descritas na literatura como gotas
pré-solidificadas, são originadas pelo processo de desfragmentação das gotas no
momento do impacto, reduzindo a sua molhabilidade, Região B. Esta instabilidade
no momento do impacto promove a ruptura da gota, e a incorporação desta durante
a deposição (84).
(c)
(a)
(b)
(d)
Óxidos interlamelares
Óxidos
intralamelares
Fase metálica
Espessura
A
A
Poro
B
Salpicos
C
Resultados Obtidos e Discussão
82
Salpicos, que são desprendimentos de massa metálica da partícula ocorrida
durante a sua colisão contra o substrato, visualizados na microestrutura, Região C
(83,107).
Na literatura não há uma distinção entre as gotas denominadas neste trabalho
como pré-solidificadas e salpicos (84,85,108-110). Entretanto denominaram-se neste
trabalho as gotas pré-solidificadas como sendo as gotas que apresentam um
diâmetro de aproximadamente 40mm, enquanto que os salpicos como sendo as
gotas que apresentam um diâmetro médio entre 2 e 5mm. Esta diferença sugere que
apesar das gotas pré-solidificadas e dos salpicos serem formados pela instabilidade
da partícula no momento do impacto, os seus mecanismos de formação devem ser
diferentes.
Na Figura. 5.13 é visualizada a microestrutura do revestimento depositado por
aspersão ASP da liga SMA_Mn1. Observa-se uma maior presença de gotas pré-
solidificadas e salpicos que na microestrutura da liga SMA_MnA. Observa-se
também um aumento na fração de óxidos em regiões contendo maior quantidade de
salpicos, decorrente da maior área superficial dos salpicos em relação às lamelas.
Segundo descrito na literatura, o filme de óxido formado ao redor da partícula é
segregado na frente da partícula devido à diferença de viscosidade existente entre o
metal e o óxido. Onde a menor viscosidade do metal promove a segregação deste
na região posterior da partícula projetando o óxido contra a superfície, promovendo
um espessamento do filme de óxido na região inferior da lamela (87). Este fenômeno
pode ser visualizado na Figura. 5.13(c).
Este aspecto da formação de óxidos também foi observado em ligas NiAl, tanto
em revestimentos depositados por plasma, APS (Arc Plasma Spraying), quanto ASP
(Arc Spraying Process) (87). A Figura 5.14 apresenta uma ilustração do processo de
formação das lamelas indicadas na Figura. 5.13(c).
Resultados Obtidos e Discussão
83
Microestrutura Geral do Revestimento Espessura do Revestimento
Detalhe da Microestrutura Superfície do Revestimento
Figura. 5.13. Microestrutura do revestimento depositado com a liga SMA_Mn1 (Mn/Si).
partícula
s
u
p
e
r
f
í
c
i
e
Óxidos intralamelares
Óxidos interlamelares
Óxidos intralamelares
Óxidos interlamelares
poro
Figura 5.14. Desenho esquemático do processo de deformação das partículas e localização
dos óxidos (adaptado de 87).
(c)
(a)
(b)
(d)
Salpicos
Fase Metálica
Gotas pré
-
solidificadas
Salpicos
2
1
Espess
ura
Poro
Resultados Obtidos e Discussão
84
O revestimento aspergido com a liga SMA_Mn2 apresentou uma maior
quantidade de salpicos e gotas pré-solidificadas que a liga SMA_MnA, assim como
uma aumento na quantdade de óxidos, comparar as Figuras 5.13 com 5.15. Nas
FigurasFigura. 5.16 e 5.17 são visualizadas as microestruturas dos revestimentos da
liga SMA_Mn3 e SMA_Mn5, respectivamente. Assim como as ligas anteriores, estas
ligas apresentaram maior formação de salpicos e gotas pré-solidificadas que a liga
SMA_MnA. Na Figura. 5.16(d) observa-se a formação de salpicos ao redor das
lamelas deformadas pelo impacto.
Espessura do Revestimento Microestrutura Geral do Revestimento
Detalhe da Microestrutura Superfície do Revestimento
Figura. 5.15. Microestrutura do revestimento depositado com a liga SMA_Mn2 (Si).
(c)
(a)
(b)
(d)
Óxidos intralamelares
Óxidos intralamelares
A
A
Espessura
Óxidos interlamelares
Fase metálica
Poros
Salpicos
Sa
lpicos
Gotas pré
-
solidificadas
Resultados Obtidos e Discussão
85
Espessura do Revestimento Microestrutura Geral do Revestimento
Detalhe da Microestrutura Superfície do Revestimento
Figura. 5.16. Microestrutura do revestimento depositado com a liga SMA_Mn3 (Cr).
(c)
(a)
(b)
(d)
Espessura
Óxidos interlamelares
Fase metálica
Poros
Poros
Salpicos
Gotas pré
-
solidificadas
Gotas pré
-
sol
idificadas
Resultados Obtidos e Discussão
86
Espessura do Revestimento Microestrutura Geral do Revestimento
Detalhe da Microestrutura Superfície do Revestimento
Figura. 5.17. Microestrutura do revestimento depositado com a liga SMA_Mn5 (Cr/Si).
Alguns aspectos microestruturais são comuns a todas as ligas depositadas, tais
como: presença de óxidos intralamelares e interlamelares, gotas pré-solidificadas e
salpicos, lamelas deformadas pelo impacto e poros. Entretanto as lamelas da liga
SMA_MnA apresentam-se mais deformadas, com uma melhor molhabilidade, de
uma menor formação de salpicos e gotas pré-solidificadas nesta liga, em
comparação com as demais.
A instabilidade da partícula desde sua projeção até seu impacto no momento
do impacto, e durante a sua projeção depende de algumas características, tais
como: diâmetro, velocidade da partícula e densidade do material, podendo ser
avaliada pela relação (84):
(c)
(a)
(b)
(d)
Espessura do revestimento
Salpicos
Salpicos
Poros
Poro
Óxidos interlamelares
Fase metálica
Gotas pré
-
solidificadas
Resultados Obtidos e Discussão
87
j
ru
d
W
e
2
=
Equação. 5.1
onde W
e
é o número de Weber, r é a densidade do material, u é a velocidade da
partícula, d o diâmetro da partícula e j a sua tensão superficial. Neste caso menores
valores de W
e
determinam maior estabilidade da partícula, enquanto que maiores
valores de W
e
indicam uma maior tendência de ruptura da gota no momento do
impacto (84).
Esta relação indica que a menor formação de gotas pré-solidificadas da liga
SMA_MnA(Ni) pode ser decorrente da maior estabilidade das partículas destas ligas,
provavelmente devido a maior tensão superficial desta liga, pois a distribuição de
tamanho de partículas e velocidade devem ser semelhantes em razão da utilização
dos mesmos parâmetros de deposição.
Segundo descrito na literatura a melhor molhabilidade da lamela também
depende do aumento no ângulo de molhamento, redução da viscosidade do sistema
partícula metálica/óxido e aumento da pressão de contato. Sendo que o principal
mecanismo controlador é a espessura do filme de óxido formado ao redor da
partícula (110).
O aumento da quantidade de oxigênio dissolvido e diminuição na tensão
superficial melhoram a molhabilidade da partícula aspergida, aumentondo o ângulo
de molhamento em razão da. O aumento da quantidade de oxigênio dissolvido no
metal é obtido pela maior difusividade deste no óxido metálico com a diminuição da
espessura do filme de óxidos, em virtude da (110). A diminuição da espessura do
óxido também reduz a viscosidade do sistema partícula/óxido pela maior viscosidade
do óxido em relação ao metal (87,110).
Além da diminuição da molhabilidade da lamela, a maior viscosidade do óxido
gera uma redução na pressão de contato entre a lamela e o substrato. A Figura 5.18
ilustra esquematicamente a formação de um revestimento aspergido, indicando a
importância da melhor molhabilidade das lamelas e do aumento da área de contato
entre as lamelas na redução na porosidade do revestimento.
Portanto a menor formação de óxidos produziu uma melhora significativa nas
características do revestimento aspergido SMA_MnA (Ni), como redução na
Resultados Obtidos e Discussão
88
porosidade e aumento da área de contato entre as lamelas e consequentemente da
coesão entre estas.
Figura 5.18. Formação de lamelas consecutivas, com e sem oxidação (adaptado de 87).
Com a intenção de se verificar a influência da formação de óxidos avaliou-se a
fração em área de óxidos dos revestimentos depositados com as ligas em estudo,
Figura. 5.19.
SMA_MnA SMA_Mn1 SMA_Mn2 SMA_Mn3 SMA_Mn5
0,0
0,5
1,0
1,5
2,0
2,5
3,0
porosidade
fração em área de óxidos
30V 180A 410kPa 120mm
Porosidade (%)
6
7
8
9
10
11
12
13
14
15
16
17
18
19
20
21
22
23
24
Fração em área de óxidos (%)
Figura. 5.19. Variação da porosidade e fração em área de óxidos das ligas em estudo.
A porosidade dos revestimentos ficou entre 0,3 e 0,8%, com uma menor
porosidade da liga SMA_MnA, Figura. 5.19. A partir dos resultados apresentados na
Figura. 5.19 pode-se confirmar que a adição de Ni na liga SMA_MnA, resultou em
Resultados Obtidos e Discussão
89
uma redução na fração em área de óxidos, em relação às demais ligas testadas,
confirmando o aumento da resistência à oxidação com a adição deste elemento.
Basicamente esta redução na quantidade de óxidos nos revestimentos
depositados por aspersão térmica, deve ser analisada à elevadas temperaturas. Nos
revestimentos a menor quantidade de óxidos está ligada a menor taxa de
crescimento do filme de óxido, desde o arco voltaico até o impacto da partícula no
substrato. Pode-se afirmar que a adição de Ni na liga SMA_MnA reduziu a taxa de
crescimento de óxido através da redução da concentração dos elementos Mn, Cr e
Fe, formadores de óxidos, e consequente aumento da concentração de Ni na
interface óxido/metal, este aumento impede a formação de FeO (26).
5.1.5. Estudo da Formação de Salpicos nas Ligas Testadas
Além da redução na formação de óxido, pela adição de Ni, observa-se que a
liga SMA_MnA apresenta uma redução na quantidade de salpicos e de gotas pré-
solidificadas, assim como a formação de lamelas mais deformadas. Com o objetivo
de se avaliar o processo de formação das lamelas aspergidas, depositaram-se as
ligas em estudo sobre uma chapa polida, possibilitando a visualização da
deformação das lamelas, Figura 5.20.
Todas as ligas apresentaram a formação de salpicos quando depositados
sobre o substrato sem pré-aquecimento, sendo que a formação dos salpicos pode
ser caracterizada pelo mecanismo denominado por “freezing-induced splashing”,
ocorrendo o despreendimento de material (107).
Neste mecanismo a formação de salpicos ocorreria devido ao elevado
resfriamento da lamela no momento do impacto, solidificando inicialmente a porção
inferior da lamela, com projeção do líquido remanescente, formando pequenos
fragmentos. (85,107).
Pode-se observar a formação dos salpicos formados pelo despreendimento de
massa do interior da lamela, assim como a formação de poros no interior das
lamelas e entre os braços, Figura 5.20 (a). Indicando um aumento na formação de
salpicos pode acarretar um aumento na porosidade do revestimento, reduzindo as
suas propriedades.
Resultados Obtidos e Discussão
90
25ºC 100ºC
Figura 5.20. Morfologia das lamelas depositadas com diferentes temperaturas do substrato
de 304 polido. (a, b) SMA_MnA, (c, d) SMA_Mn1, (e, f) SMA_Mn2.
Com o aquecimento do substrato para 100ºC constatou-se uma redução na
formação dos braços e salpicos, tanto na quantidade, quanto no comprimento dos
braços dos fragmentos. Esta alteração de comportamento é mais evidente para a
poros
poros
braços
lamela
salpicos
salpicos
lamela
lamela
braços
lamela
salpicos
lamela
poros
(a)
(b)
(c)
(d)
(e)
(f)
Resultados Obtidos e Discussão
91
liga SMA_MnA: compare-se as Figura 5.20(a) e (b), onde a formação de lamelas
circulares praticamente isentas de despreendimentos laterais, indicam uma melhora
na molhabilidade. As demais ligas ensaiadas ainda apresentaram a formação de
salpicos indicando que a temperatura não foi suficiente para melhorar o
comportamento destas.
Portanto a melhor molhabilidade da liga SMA_MnA, em razão da adição de Ni,
promove a menor formação de salpicos e redução da porosidade com o
aquecimento promovido durante o processo de deposição do revestimento.
5.1.6. Microdureza dos Revestimentos Fe-Mn-Cr-Si e Fe-Mn-Cr-Si-Ni Aspergidos
A homogeneidade da microestrutura, assim como a influênca da composição
química na microestrutura e na formação de óxidos também foi avaliada por
microdureza. Onde foi verificado que as alterações na composição química, fases
presentes e na quantidade de óxidos formados alteraram o perfil de microdureza dos
revestimentos. Pode-se constatar que a adição de Ni, em paralelo com a redução de
C e N, aumentou a quantidade de austenita g e reduziu a formação de óxidos no
revestimento aspergido, reduzindo significativamente a microdureza do
revestimento, Figura 5.21.
Adicionalmente ao efeito do aumento da quantidade de austenita g, deve-se
analisar que a microestrutura formada apresenta uma baixa concentração de
elementos intersticiais, auxiliando na diminuição da dureza do revestimento
SMA_MnA em relação ao revestimento depositado com a liga SMA_Mn1, o qual
apresenta teores semelhantes de Cr, Si e Mn.
Assim como observado com a adição de Ni, a adição de Mn promoveu uma
redução na quantidade de martensita a´ formada, e uma diminuição na dureza do
revestimento depositado, como pode ser observado na comparação entre a liga
SMA_Mn1 e a liga SMA_Mn2, de menor teor de Mn, Figura 5.22. Esta diminuição
de dureza também pode ser atribuída a diminuição na quantidade de óxidos
formados no revestimento SMA_Mn1.
Resultados Obtidos e Discussão
92
100
150
200
250
300
350
400
450
500
0 0,2 0,4 0,6 0,8 1 1,2 1,4 1,6
Distância da superfície (mm)
Microdureza Hv(300gf)
SMA_MnA
SMA_Mn1
Figura 5.21. Variação da microdureza do revestimento aspergido com a adição de Ni.
100
150
200
250
300
350
400
450
500
0 0,2 0,4 0,6 0,8 1 1,2 1,4 1,6 1,8
Distância da superfície (mm)
Microdureza Hv(300gf)
SMA_Mn1
SMA_Mn2
Figura 5.22. Variação da microdureza do revestimento aspergido com a quantidade Mn.
Os revestimentos de maior dureza, SMA_Mn2, 3 e 5 foram os que
apresentaram maior quantidade de martensita a`, entre 45 e 74%, assim como maior
quantidade de óxidos formados, Figura 5.23.
Resultados Obtidos e Discussão
93
100
150
200
250
300
350
400
450
500
0 0,2 0,4 0,6 0,8 1 1,2 1,4 1,6 1,8
Distância da superfície (mm)
Microdureza Hv(300gf)
SMA_Mn2
SMA_Mn3
SMA_Mn5
Figura 5.23. Perfil de microdureza dos revestimentos aspergidos com maior quantidade de
martensita.
A microdureza dos revestimentos aspergidos variou conforme a fração de
óxidos e das propriedades da fase metálica do interior das lamelas. Aparentemente
os aspectos mais importantes para a definição da dureza dos revestimentos foram a
presença de C e N na composição química da liga e a quantidade de óxidos, onde
as menores concentrações destes foram responsáveis pela diminuição de dureza da
liga SMA_MnA.
5.2. Influência da Composição Química sobre a Resistência à Cavitação dos
Revestimentos Aspergidos
Não é observado período de incubação em nenhum dos revestimentos
depositados por aspersão ASP, em virtude dos mecanismos frágeis de remoção de
óxidos, Figura 5.24, entretanto observa-se a presença de dois regimes de perda de
massa distintos, Figura 5.25. (28,32,91,92-94).
Resultados Obtidos e Discussão
94
0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0 3,5 4,0
0
10
20
30
40
50
60
70
80
90
100
110
120
130
140
150
Perda de massa acumulada (mg)
Tempo de ensaio de cavitação (horas)
SMA_MnA
SMA_Mn1
SMA_Mn2
SMA_Mn3
SMA_Mn5
30V 180A 120mm 410kPa
Figura 5.24. Perda de massa acumulada dos revestimentos aspergidos.
A perda de massa em função do tempo de ensaio de cavitação apresentou dois
regimes de perda de massa com diferentes taxas de erosão. Diferentemente do observado
em revestimentos soldados por exemplo, o primeiro regime apresenta perda de massa
significativa e não pode ser considerado como sendo um período de incubação, Figura 5.25,
enquanto que o segundo período apresenta valores mais elevados de perda de massa,
Tabela 5.4.
A variação no regime de perda de massa ocorre entre 1,5 e 2,0 horas de
ensaio, indicando alteração dos mecanismos de perda de massa dos revestimentos
aspergidos, acompanhado de uma redução na resistência do revestimento ao dano
produzido pela cavitação.
Resultados Obtidos e Discussão
95
0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0 3,5 4,0
0
10
20
30
40
50
60
70
80
90
100
110
120
130
140
150
ajuste linear do 2 º estágio
ajuste linear do 1º estágio
Perda de massa acumulada (mg)
Tempo de ensaio de cavitação (horas)
SMA_MnA
0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0 3,5 4,0
0
10
20
30
40
50
60
70
80
90
100
110
120
130
140
150
ajuste linear do 1º estágio
ajuste linear do 2º estágio
Perda de massa acumulada (mg)
Tempo de ensaio de cavitação (horas)
SMA_Mn1
0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0 3,5 4,0
0
10
20
30
40
50
60
70
80
90
100
110
120
130
140
150
Perda de massa acumulada (mg)
Tempo de ensaio de cavitação (horas)
ajuste linear do 1º estágio
ajuste linear do 2º estágio
SMA_Mn2
0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0 3,5 4,0
0
10
20
30
40
50
60
70
80
90
100
110
120
130
140
150
Tempo de ensaio de cavitação (horas)
Perda de massa acumulada (mg)
ajuste linear do 1º estágio
ajuste linear do 2º estágio
SMA_Mn3
0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0 3,5 4,0
0
10
20
30
40
50
60
70
80
90
100
110
120
130
140
150
Tempo de ensaio de cavitação (horas)
Perda de massa acumulada (mg)
ajuste linear do 1º estágio
ajuste linear do 2º estágio
SMA_Mn5
Figura 5.25. Análise de regressão linear dos diferentes regimes de perda de massa dos
revestimentos aspergidos: (a) SMA_MnA, (b) SMA_Mn1, (c) SMA_Mn2, (d) SMA_Mn3, (e)
SMA_Mn5
Entre as ligas ensaiadas constata-se que a liga SMA_MnA, de maior reistência
à cavitação foi a liga com menor variação na taxa de perda de massa entre os
diferentes regimes, apresentando valores de perda de massa mais próximos.
(e)
(c)
(d)
(a)
(b)
Resultados Obtidos e Discussão
96
Tabela 5.4. Resistência à cavitação das amostras analisadas.
Liga Taxa de perda de
massa 1º regime
(mg/h)
Taxa de perda de
massa 2º regime
(mg/h)
Taxa de perda de
massa média (mg/h)
SMA_MnA (Ni) 19,97 22,34 21,0
SMA_Mn5 (Cr/Si) 19,23 27,06 27,1
SMA_Mn2 (Si) 23,70 29,10 27,5
SMA_Mn3 (Cr) 23,50 34,29 32,4
SMA_Mn1 (Mn/Si) 27,54 37,38 35,3
Observa-se que a adição de Ni na SMA_MnA promoveu uma redução
significativa na perda de massa do revestimento depositado com esta liga,
produzindo uma resistência à cavitação semelhante à de ligas comerciais com Co
(92,111). O aumento da resistência à cavitação desta liga pode ser
observadoaquando se compara a perda de massa da liga SMA_MnA com a liga
SMA_Mn1, com composição química semelhante, Figura 5.26.
A maior resistência à cavitação da liga SMA_MnA deve-se provavelmente a
menor oxidação e a melhor molhabilidade das partículas, em relação à liga
SMA_Mn1, decorrente da adição de Ni.
0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0 3,5 4,0
0
10
20
30
40
50
60
70
80
90
100
110
120
130
140
150
Perda de massa acumulada (mg)
Tempo de ensaio de cavitação (horas)
SMA_MnA (Ni) 21,0mg/h
SMA_Mn1 (Mn/Si) 35,3mg/h
30V 180A 120mm 410kPa
Figura 5.26. Influência da adição de Ni na perda de massa acumulada.
Em revestimentos aspergidos, a perda de massa é controlada principalmente
pela ruptura da camada interlamelar (92-94), portanto a menor quantidade de óxidos
e a maior deformação das lamelas, no momento do impacto, aumentam a área de
Resultados Obtidos e Discussão
97
contato entre as partículas, resultando em uma maior coesão interlamelar, reduzindo
a perda de massa por cavitação.
Pode-se observar a partir dos resultados obtidos com as ligas SMA_MnA e
SMA_Mn1 que não há uma correlação direta entre a microdureza dos revestimentos
e a resistência à cavitação.
A correlação entre dureza e resistência à cavitação não é esperada, pois em
um ensaio de microdureza a resistência do revestimento à deformação é avaliada, e
a maior presença de óxidos na liga, eleva a sua resistência ao indentador. Enquanto
que a maior resistência à cavitação é dada pela liga com maior capacidade de
absorção de energia (92-94).
O revestimento SMA_MnA apresentou propriedades semelhantes à liga
austenítica com Co, AS895HY, 19,2mg/h, desenvolvida para aspersão térmica ASP,
e uma liga com Co, desenvolvida para soldagem e depositada por aspersão ASP,
18mg/h, estudada por Boccanera, et al., 1999 (92,111).
Em relação às ligas sem adição de Ni observou-se um aumento da resistência
à cavitação das ligas com a redução no teor de Mn, observado quando se compara
a liga SMA_Mn1, com a liga SMA_Mn2 de menor teor de Mn, e teores semelhantes
de Cr e Si, Figura 5.27.
0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0 3,5 4,0
0
10
20
30
40
50
60
70
80
90
100
110
120
130
140
150
Perda de massa acumulada (mg)
Tempo de ensaio de cavitação (horas)
SMA_Mn1 (Mn/Si) 35,3mg/h
SMA_Mn2 (Si) 27,1mg/h
30V 180A 120mm 410kPa
Figura 5.27. Influência do teor de Mn na perda de massa acumulada.
Resultados Obtidos e Discussão
98
Adições maiores de Si ou Cr observadas quando se compara a resistência à
cavitação da liga SMA_Mn3, de maior teor de Cr, com a liga SMA_Mn2, com maior
quantidade de Si, Figura 5.28, não é possível diferenciar um comportamento nítido
entre as duas ligas.
0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0 3,5 4,0
0
10
20
30
40
50
60
70
80
90
100
110
120
130
140
150
Perda de massa acumulada (mg)
Tempo de ensaio de cavitação (horas)
SMA_Mn2 (Si) 27,1mg/h
SMA_Mn3 (Cr) 32,4mg/h
30V 180A 120mm 410kPa
Figura 5.28. Influência do teor de Cr e Si na perda de massa acumulada.
A composição química dos revestimentos influenciou a formação de martensita
após o ensaio de cavitação acelerada, Figura 5.29. A partir dos difratogramas da
Figura 5.29, avaliou-se as alterações na quantidade das fases presentes nos
revestimentos aspergidos após ensaio de cavitação acelerada, Figura 5.30.
Resultados Obtidos e Discussão
99
30 40 50 60 70 80 90 100
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
a` (220)
g (222)
g (311)
a` (211)
g (220)
a` (200)
e (102)
g (200)
e (101)
a´(110)
g (111)
e (100)
Intensidade
ângulo 2q (graus)
SMA_MnA antes
SMA_MnA após 4 horas cavitação
30 40 50 60 70 80 90 100
0
100
200
300
400
500
600
g (222)
g (311)
a` (211)g (220)
e (102)
g (200)
e (101)
a´ (110)
g (111)
e (100)
Intensidade
ângulo 2q (degrees)
SMA_Mn1 antes
SMA_Mn1 após 4 horas cavitação
(a) (b)
30 40 50 60 70 80 90 100
0
100
200
300
400
500
600
a` (110)
g (111)
a` (220)
g (311)
a` (211)
g (220)
a` (200)
g (200)
e (101)
Intensidade
ângulo 2q (degree)
SMA_Mn2 antes
SMA_Mn2 após 4 horas cavitação
30 40 50 60 70 80 90 100
0
100
200
300
400
500
600
a` (220)
g (311)
a` (211)
g (220)
a` (200)
g (200)
e (101)
a` (110)
g (111)
Intensidade
ângulo 2q (degree)
SMA_Mn3 antes
SMA_Mn3 após 4 horas cavitação
(c) (d)
30 40 50 60 70 80 90 100
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
a` (220)
g (311)
a'(211)
g (220)
a` (200)
g (200)
e (101)
a' (110)
g (111)
Intensidade
ângulo 2(q) (degree)
SMA_Mn5 antes
SMA_Mn5 após 4 horas cavitação
(e)
Figura 5.29. Difratogramas das amostras antes e após o ensaio de cavitação de 4 horas.
Resultados Obtidos e Discussão
100
0%
32%
68%
SMA_MnA antes cavitação
austenita g
martensita a
martensita e
17%
33%
50%
SMA_MnA após 4 horas cavitação
austenita g
martensita a
martensita e
4%
30%
66%
SMA_Mn1 antes cavitação
austenita g
martensita a
martensita e
23%
49%
28%
SMA_Mn1 após 4 horas cavitação
austenita g
martensita a
martensita e
0%
45%
55%
SMA_Mn2 antes cavitação
austenita g
martensita a
martensita e
8%
75%
17%
SMA_Mn2 após 4 horas cavitação
austenita g
martensita a
martensita e
Figura 5.30. Análises quantitativas das fases presentes nos revestimentos antes e após
ensaio de cavitação.
Resultados Obtidos e Discussão
101
0%
63%
37%
SMA_Mn3 antes cavitação
austenita g
martensitaa
martensitae
8%
66%
26%
SMA_Mn3 após 4 horas cavitação
austenita g
martensita a
martensita e
0%
74%
26%
SMA_Mn5 antes cavitação
austenita g
martensita a
martensita e
3.6%
87%
9.6%
SMA_Mn5 após 4 horas cavitação
austenita g
martensita a
martensita e
Continuação da Figura 5.30. Análises quantitativas das fases presentes nos revestimentos
antes e após ensaio de cavitação.
A partir dos dados obtidos pode-se constatar uma forte correlação entre o
aumento da resistência à cavitação e a maior quantidade de martensita a´ e e,
formados após o ensai de cavitação, entretanto estas correlações foram válidas
somente para as ligas sem a presença de Ni, Figura 5.31 e 5.32.
Pode-se constatar que para os revestimentos sem Ni há uma tendência de
aumento de resistência à cavitação com o aumento da quantidade de martensita no
final do ensaio de cavitação, influenciado pela redução na EFE, Figura 5.32.
A diminuição da EFE e consequente aumento na quantidade de martensita
formada é decorrente da variação da composição química, observa-se que as ligas
com maiores teores de Si, acompanhado principalmente de menores teores de Mn
apresentaram um aumento na resistência à cavitação. Neste aspecto as ligas
aspergidas mostraram uma tendência muito semelhante à observada em
Resultados Obtidos e Discussão
102
revestimentos soldados com adição de Co, que é o do aumento da resistência à
cavitação com a redução da EFE (35-37).
45 50 55 60 65 70 75 80 85 90 95
20
21
22
23
24
25
26
27
28
29
30
31
32
33
34
35
36
SMA_MnA Ni
Linha de tendência
SMA_Mn5 Cr/Si
SMA_Mn2 Si
SMA_Mn3 Cr
SMA_Mn1 Mn/Si
Taxa de perda de massa (mg/h)
martensita a e e no final do ensaio (%)
Figura 5.31. Correlação entre a quantidade final de martensita e a taxa de perda de massa.
5 6 7 8 9 10 11 12 13 14 15
20
21
22
23
24
25
26
27
28
29
30
31
32
33
34
35
36
SMA_MnA
linha de tendência
SMA_Mn2 Si
SMA_Mn5 Cr/Si
SMA_Mn3 Cr
SMA_Mn1 Mn/Si
EFE (1/mJ/m
2
)
Taxa de perda de massa (mg/h)
Figura 5.32. Correlação entre a EFE e a taxa de perda de massa.
Resultados Obtidos e Discussão
103
A correlação entre o aumento da resistência à cavitação com o aumento da
quantidade de martensita final é diferente dos observados em revestimentos
soldados. Nestes revestimentos a melhor resistência à cavitação é obtida em ligas
com maior formação de martensita durante o ensaio de cavitação (35,36,66,76),
enquanto que as ligas aspergidas apresentaram um aumento da resistência à
cavitação em decorrência da maior quantidade de martensita final. Provavelmente o
fator de maior influência seja a maior resistência mecânica e o refinamento na
estrutura obtido com a maior quantidade de martensita.
O tipo de martensita induzida por deformação variou conforme a quantidade
de Mn presente, onde as ligas SMA_Mn2, SMA_Mn3 e SMA_Mn5, contendo
aproximadamente 8% em peso de Mn, apresentaram a formação de martensita a
preferencialmente, enquanto que as ligas SMA_MnA e SMA_Mn1 com teores de Mn
entre 13 e 14% apresentaram a formação preferencial de martensita e (112).
A quantidade de martensita e formada no revestimento SMA_MnA e SMA_Mn1
é semelhante ao observado em revestimentos soldados por plasma PTA após 1,5
horas de ensaio de cavitação acelerada (29). Indicando que há a absorção de parte
da energia de impacto das bolhas de cavitação pela estrutura metálica contida no
interior das lamelas, aumentanto a resistência à cavitação do revestimento.
Pode-se visualizar na Figura 5.31 e 5.32 que a liga SMA_MnA, com adição de
Ni, apresentou resistência à cavitação superior às demais, apesar da elevada EFE, e
uma menor formação de martensita por deformação. Esta aumento de resistência é
decorrente da maior deformação das lamelas e menor formação de salpicos na liga
SMA_MnA, e a menor presença de óxidos nesta liga.
Também foi avaliado a influência da relação Cr
eq
/( Cr
eq
+Ni
eq
), obtida por EDX,
na taxa de perda de massa dos revestimentos aspergidos, Figura 5.33, não sendo
observado uma correlação satisfatória.
Resultados Obtidos e Discussão
104
0,41 0,42 0,43 0,44 0,45 0,46 0,47 0,48 0,49 0,50
26
27
28
29
30
31
32
33
34
35
36
SMA_Mn2
SMA_Mn5
SMA_Mn3
SMA_Mn1
Taxa de perda de massa (mg/h)
Cr
eq
/(Cr
eq
+Ni
eq
)
Figura 5.33. Correlação entre a relação Cr
eq
/( Cr
eq
+Ni
eq
) e a taxa de perda de massa.
Portanto, das hipóteses inicialmente propostas observou-se que a resistência à
cavitação dos revestimentos aspergidos foi influenciado principalmente pela
oxidação das partículas e suas conseqüências na formação das lamelas. Onde o
aumento da coesão é obtido pela maior deformação das lamelas no momento do
impacto com o substrato e redução na quantidade de gotas pré-soidificadas e óxidos
interlamelares. Entretanto, as hipóteses de aumento da resistência à cavitação com
diminuição da EFE e com a formação de martensita durante a cavitação são válidas,
porém com menor influência que a modificação da morfologia das lamelas com a
redução na quantidade de óxidos.
5.3. Mecanismos de Perda de Massa por Cavitação na Ligas Testadas
Na Figura 5.34 é visualizada a superfície erodida da liga SMA_MnA após
ensaio de cavitação acelerada.
Resultados Obtidos e Discussão
105
(a) (b)
(c)
(d)
Figura 5.34. Análise da superfície erodida da liga SMA_MnA após 4 horas de ensaio de
cavitação.
A análise da superfície cavitada permite diferenciar a perda de massa a partir
do desplacamento das lamelas, decorrente da fratura das lamelas sendo esta
indicada na Figura 5.34(a), enquanto que a erosão por ruptura das lamelas é
apresentada na Figura 5.34(c).
O mecanismo de perda de massa majoritário é por destacameno das lamelas,
indicando que a região oxidada interlamelar apresenta menor resistência que a fase
metálica das lamelas depositadas, Figura 5.34. Esta característica é confirmada em
trabalhos anteriores com revestimentos depositados por HVOF e arco elétrico ASP
submetidos a cavitação, ou outros mecanismos de desgaste como abrasão
(92,93,111).
Ruptura da
lamela
Óxido com
tri
ncas
Região apresentando
deformação por
transformação martensítica
Região apresentando
ruptura de lamelas
Região com
destacamento de lamelas
Poro
Resultados Obtidos e Discussão
106
Além destes mecanismos de perda de massa, é visualizado na Figura 5.34(c),
e na Figura 5.34(d), a presença de uma região contendo deformação localizada.
Esta deformação apresenta um formato triangular, resultante da formação de
martensita e. Esta estrutura é semelhante às estruturas de deformação encontradas
em ligas austeníticas inoxidáveis com cobalto soldadas (51,52).
Na Figura 5.35 observa-se a presença de salpicos e gotas pré-solidificadas na
superfície erodida após ensaio de cavitação acelerada do revestimento SMA_Mn1.
Também é possível observar a presença de óxidos interlamelares. Pode-se
constatar que a superfície erodida do revestimento SMA_Mn1 apresenta-se mais
irregular e com a presença de poros e vazios decorrentes da menor molhabilidade
das lamelas.
(a) (b)
(c)
Figura 5.35. Análise da superfície erodida da liga SMA_Mn1 após 4 horas de ensaio de
cavitação.
Salpicos
Óxidos interlamelares
Poros
Vazios entre as lamelas
depositadas
Resultados Obtidos e Discussão
107
Na Figura 5.36 é visualizada a superfície erodida do revestimento SMA_Mn2
após 4h de ensaio de cavitação acelerada. Assim como observado na liga
SMA_Mn1, observa-se a presença de salpicos e gotas pré-solidificadas. Assim como
uma maior perda de massa em determinadas regiões da microestrutura. Esta
característica também é observada na superfície das amostras das ligas SMA_Mn3,
Figura 5.37 e SMA_Mn5, Figura 5.38.
(a) (b)
(c)
Figura 5.36. Análise da superfície erodida da liga SMA_Mn2 após 4 horas de ensaio de
cavitação.
É muito provável que a maior perda de massa em algumas regiões localizadas
deve-se a maior presença de salpicos e gotas pré-solidificadas em regiões que
apresentam formação de lamelas com menor molhabilidade, reduzindo a sua
coesão.
salpicos
Regiões com maior
perda de massa
Regiões planas
obtidas pelo
polimento mecânico
Lamela
apresentando
fratura
Gotas pré-
solidificadas
Resultados Obtidos e Discussão
108
A maior perda de massa ao redor dos salpicos está ligada à diminuição na
aderência destas partículas, aliado a um aumento da fração de óxidos destas
regiões (83,110). A menor aderência destas partículas está ligada à diminuição na
pressão de deposição, pois estas foram incorporadas ao revestimento após seu
despreendimento no momento do impacto.
(a) (b)
(c)
Figura 5.37. Análise da superfície erodida da liga SMA_Mn3 após 4 horas de ensaio de
cavitação.
Além da presença de salpicos, um outro aspecto importante que pode justificar
a presença de regiões com maior perda de massa, é a redução na área de contato
entre as lamelas com menor molhabilidade.
salpicos
Perda de massa
localizada
Maior perda de
massa
Resultados Obtidos e Discussão
109
Na Figura 5.38 constata-se a maior perda de massa ao redor de salpicos,
indicando assim a diminuição na coesão entre as lamelas em regiões próximas à
formação destas partículas, Figura 5.38(c).
(a) (b)
(c)
Figura 5.38. Análise da superfície erodida da liga SMA_Mn5 após 4 horas de ensaio de
cavitação.
A análise dos mecanismos de perda de massa dos revestimentos aspergidos
indica a existência de dois principais mecanismos de perda de massa, o primeiro
resultante do desplacamento das lamelas, decorrente da fratura dos óxidos
intergranulares, e o segundo a fratura das lamelas a partir da perda de massa
intralamelar. Pode-se também estabelecer uma correlação entre estes dois
mecanismos de perda de massa, além da existência de dois diferentes regimes
observados nos ensaios de cavitação acelerada.
Perda de massa
localizada
salpico
Regiões planas
obtidas pelo
polimento mecânico
Resultados Obtidos e Discussão
110
Inicialmente os revestimentos aspergidos apresentam um mecanismo de perda
de massa decorrente principalmente pela perda de massa no interior das lamelas,
promovendo a sua fratura, seguido pelo seu desplacamento, caracterizando-se
como sendo o principal mescanismo de perda de massa do revestimento durante o
segundo regime observado no ensaio de cavitação acelerada.
Para a liga SMA_MnA, que apresentou melhor molhabilidade das lamelas, o
segundo regime de perda de massa apresentou uma taxa de perda de massa muito
próxima do primeiro estágio observado no ensaio de cavitação, Figura 5.25 e Tabela
5.4, decorrente da melhor molhabilidade das lamelas, observado pelo maior
achamento das lamelas na camada erodida.
Entretanto os outros revestimentos apresentaram uma maior variação entre as
taxas de perda de massa dos dois diferentes regimes em virtude da menor
molhabilidade das lamelas, e consequentemente uma menor adesão.
5.4. Influência dos Parâmetros de Deposição nas Características e
Desempenho do Revestimento Fe-Mn-Cr-Si-Ni, SMA_MnA
A partir dos resultados obtidos com a influência da composição química na
resistência à cavitação de revestimentos Fe-Mn-Cr-Si aspergidos, analisou-se a
influência dos parâmetros de deposição na microestrutura e resistência à cavitação
da liga SMA_MnA.
5.4.1. Influência do gás de transporte na microestrutura e resistência à cavitação
O tipo de gás de transporte modifica o processo de oxidação da partícula em
virtude da quantidade de oxigênio disponível para a formação dos óxidos. Os gases
selecionados para esta análise são: ar-comprimido, de maior reatividade devido a
presença de N e O, nitrogênio, de menor reatividade em virtude da menor presença
de O e argônio, como gás inerte.
As microestruturas dos revestimentos SMA_MnA depositados com os três
diferentes gases de transporte são visualizadas na Figura 5.39. A maior variação no
comportamento dos revestimentos depositados foi o aumento da porosidade com a
Resultados Obtidos e Discussão
111
utilização de N
2
e Ar. Nas microestruturas observadas é possível visualizar os poros
no tom preto e cinza escuro, óxidos, cinza intermediário e fase metálica, cinza claro.
Figura 5.39. Microestrutura do revestimento de SMA_MnA depositado com diferentes gases
de transporte (a,b) ar-comprimido, (c,d) argônio, (e,f) nitrogênio.
(a)
(b)
(c)
(d)
(e)
(f)
poros
óxidos
poros
óxidos
Fase metálica
Gota pré-solidificada
Fase metálica
Fase metálica
salpicos
óxidos
Resultados Obtidos e Discussão
112
Não foi observada variação significativa na quantidade de óxidos formados
nos revestimentos depositados com os gases de transporte Ar e N
2
em relação ao
depositado com ar-comprimido.
A formação das lamelas e a molhabilidade das lamelas também não foram
alteradas significativamente com a mudança nos gases de arraste utilizados. A
manutenção da fração de óxidos independente do gás utilizado indica que o oxigênio
presente no ar atmosférico, que penetra a coluna do gás de arraste, é suficente para
promover a oxidação das partículas durante o trajeto desta até o momento do
impacto (81).
O aumento na porosidade com a adoção dos gases argônio e nitrogênio na liga
SMA_MnA, Figura 5.40, pode ser causado pelo aumento no tamanho das partículas
projetadas (113), o que pode reduzir parcialmente a molhabilidade destas no
momento do impacto, explicando assim o aumento de porosidade.
Assim como observado com a microestrutura não foi verificada uma variação
significativa na composição dos revestimentos depositados com diferentes gases de
transporte, Tabela 5.5.
ar nitrogênio argônio
0,0
0,5
1,0
1,5
2,0
2,5
3,0
SMA_MnA 30V 180A 410kPa 120mm de distância
Porosidade
Fração em área de óxidos
Porosidade (%)
6
7
8
9
10
11
12
13
14
15
16
17
18
Fração em área de óxidos (%)
Figura 5.40. Variação da porosidade e fração de óxidos da liga SMA_MnA com o gás de
transporte.
Resultados Obtidos e Discussão
113
Tabela 5.5. Composição química do revestimento SMA_MnA depositado com diferentes
gases de transporte.
SMA_MnA
Ar-comprimido Argônio Nitrogênio
Proposta* 0,10 0,10 0,10
C
Absorção 0,05 0,05 0,09
Proposta 20 20 20
Mn
EDX 14,90±3,51 14,59±1,30 15,26±1,17
Proposta 8,0 8,0 8,0
Cr
EDX 7,8±2,24 7,2±0,73 6,57±0,72
Proposta 4,5 4,5 4,5
Si
EDX 4,12±0,53 4,23±0,39 4,64±0,81
Proposta 5,0 5,0 5,0
Ni
EDX
6,0±0,3 4,93±0,59 4,81±1,44
A Figura 5.41 apresenta os difratogramas da liga SMA_MnA depositadas com
argônio e nitrogênio, e a análise quantitativa das fases presentes na liga SMA_MnA
é visualizada na Tabela 5.3. Observa-se uma maior quantidade de austenita g na
amostra SMA_MnA depositada com argônio.
30 40 50 60 70 80 90 100
0
100
200
300
400
500
600
a` (220)
g (311)
a'(211)
g (220)
a` (200)
g (200)
a' (110)
g (111)
Intensidade
ângulo(2q)
SMA_MnA Ar
30 40 50 60 70 80 90 100
0
100
200
300
400
500
600
a'(211)
g (220)
g (200)
a' (110)
g (111)
a` (220)
g (311)
a` (200)
Intensidade
ângulo 2q(graus)
SMA_MnA N
2
(a) (b)
Figura 5.41. Difratogramas DRX dos revestimentos depositados com a liga SMA_MnA com
(a) argônio e (b) nitrogênio.
Resultados Obtidos e Discussão
114
Tabela 5.6. Porcentagem das fases presentes das amostras SMA_MnA aspergidas.
Porcentagem das fases
g (%) a (%) e(%)
Ar-comp. 68,0 32,0 0,0
Argônio 76,9 23,1 0,0
SMA_MnA
Nitrogênio
68,2 31,8 0,0
Não foi observada nenhuma variação no perfil de microdureza nos
revestimentos da liga SMA_MnA depositados com diferentes gases de transporte,
Figura 5.42.
100
120
140
160
180
200
220
240
260
280
300
0,2 0,4 0,6 0,8 1 1,2 1,4 1,6 1,8 2
Distancia da Superfície (mm)
Microdureza Vickers (HV 300gf)
SMA_MnA ar-comprimido
SMA_MnA Argônio
SMA_MnA Nitrogênio
Figura 5.42. Perfil de microdureza da liga SMA_MnA depositada com diferentes gases de
transporte.
No ensaio de cavitação acelerada observa-se pelos resultados obtidos que a
liga SMA_MnA apresentou uma maior perda de massa no início do ensaio, 1º
estágio até 1,5 horas de ensaio, e uma menor perda de massa após este período
quando depositado com Ar e N
2
, com perda de massa semelhante ao final do
ensaio, Figura 5.43 e Tabela 5.7. A maior perda de massa inicial dos revestimentos
depositados com Ar e N
2
podem estar associadas a maior porosidade encontrada
nestes revestimentos.
Os resultados obtidos com a liga SMA_MnA podem ser facilmente
correlacionados com a manutenção da microestrutura e morfologia das lamelas dos
revestimentos depositados com os diferentes gases.
Resultados Obtidos e Discussão
115
Tabela 5.7. Taxa de perda de massa e perda de massa acumulada após 4 horas de ensaio
de cavitação da liga SMA_MnA depositada com diferentes gases de transporte.
Taxa de perda de
massa 1º estágio
(mg/h)
Taxa de perda
de massa 2º
estágio (mg/h)
Taxa de perda
de massa
média (mg/h)
Perda de massa
acumulada (mg)
SMA_MnA
ar-comp.
20,0 22,3 21,0 84,9
SMA_MnA
Argônio
22,7 17,4 18,4 76,9
SMA_MnA
Nitrogênio
22,7 20,4 21,8 88,3
0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0 3,5 4,0
0
20
40
60
80
100
120
140
160
180
Perda de massa acumulada (mg)
Tempo de cavitação (horas)
SMA_MnA Ar-comprimido
SMA_MnA Argônio
SMA_MnA Nitrogênio
Figura 5.43. Perda de massa em ensaio de cavitação da liga SMA_MnA com diferentes
gases de transporte.
Na Figura 5.44 é possível observar uma maior intensidade do pico de difração
da fase martensita e no revestimento depositado com Ar e N
2
, em relação ao
observado nos revestimento depositado com ar-comprimido.
Resultados Obtidos e Discussão
116
30 40 50 60 70 80 90 100
0
100
200
300
400
500
600
e (101)
a` (220)
g (311)
a'(211)
g (220)
a` (200)
g (200)
a' (110)
g (111)
Intensidade
ângulo(2q)
SMA_MnA Ar
SMA_MnA Ar 4 horas cavitada
30 40 50 60 70 80 90 100
0
100
200
300
400
500
600
e (101)
a'(211)
g (220)
g (200)
a' (110)
g (111)
a` (220)
g (311)
a` (200)
Intensidade
ângulo 2q(graus)
SMA_MnA N
2
SMA_MnA N
2
4 horas cavitada
(a) (b)
Figura 5.44. Difratogramas DRX dos revestimentos depositados com a liga SMA_MnA com
(a) argônio, (b) nitrogênio, após ensaio de cavitação.
O aumento na quantidade de martensita e no revestimento depositado com Ar
foi proporcionado pela maior quantidade relativa da fase austenita g observado antes
do início do ensaio de cavitação acelerada, Figura 5.45, entretanto esta variação não
foi suficiente para alterar o comportamento do revestimento para os tempos iniciais
do ensaio, abaixo de 120 min, conforme observado na Figura 5.43. Entretanto para
tempos maiores observou-se uma redução significativa na taxa de perda de massa,
influenciado provavelmente pela maior absorção de energia gerada pelo aumento na
formação de martensita e.
Em relação à amostra SMA_MnA depositada com N
2
, o aumento na
quantidade de martensita e não é decorrente do aumento da quantidade de austenita
g antes do ensaio de cavitação, mas provavelmente devido a maior quantidade de
Mn e menor quantidade de Ni, observada na Tabela 5.6.
As superfícies erodidas, após os ensaios de cavitação acelerada, da liga
SMA_MnA depositada com argônio e nitrogênio são visualizados nas Figuras 5.46 e
5.47, respectivamente. As amostras SMA_MnA depositadas com Ar e N
2
apresentaram o desplacamento e fratura de lamelas durante o ensaio de cavitação,
conforme observado anteriormente nas amostras depositadas com ar-comprimido.
Resultados Obtidos e Discussão
117
0%
32%
68%
SMA_MnA antes cavitação
austenita g
martensita a
martensita e
17%
33%
50%
SMA_MnA após 4 horas cavitação
austenita g
martensita a
martensita e
(a) (b)
0%
23%
77%
SMA_MnA depositado com Ar
austenita g
martensita a
martensita e
28%
41%
31%
SMA_MnA depositada com Ar 4 horas cavitada
austenita g
martensita a
martensita e
(c) (d)
0%
32%
68%
SMA_MnA depositado com N
2
austenita g
martensita a
martensita e
23%
40%
37%
SMA_MnA depositada com N
2
4 horas cavitada
austenita g
martensita a
martensita e
(e) (f)
Figura 5.45. Porcentagem das fases dos revestimentos SMA_MnA após ensaio de
cavitação (a,b) Ar-comprimido, (c,d) Argônio, (e,f) N
2
.
Resultados Obtidos e Discussão
118
(a) (b)
Figura 5.46. Análise da superfície erodida da liga SMA_MnA depositada com argônio, após
4 horas de ensaio de cavitação.
(a) (b)
(c) (d)
Figura 5.47. Análise da superfície erodida da liga SMA_MnA depositada com nitrogênio,
após 4 horas de ensaio de cavitação.
Região apresentando
deformação por
transformação
martensítica
Região apresentando
deformação por
transformação
martensítica
Região com
maior perda
de massa
Região com
início de perda
de massa
trincas
trincas
Região com
maior perda
de massa
Resultados Obtidos e Discussão
119
De forma semelhante a amostra depositada com ar-comprimido, aquelas
depositadas com Ar e N
2
apresentaram a formação de estruturas triangulares
originadas pelo processo de formação de martensita e durante o ensaio de
cavitação. Estas estruturas são observadas na Figura 5.46(b) depositada com Ar e
Figura 5.47(c) depositada com N
2
. Nestas Figuras pode-se verificar a presença de
um processo de deformação superficial resultante das transformações de fase
induzidas por deformação, ficando bem caracterizado que as lamelas depositadas
nos revestimentos aspergidos podem absorver as deformações, e as energias
impostas durante o processo de cavitação.
Nas superfícies erodidas das amostras depositadas com Ar e N
2
foi possível
observar a presença de regiões no interior das lamelas com perda de massa
localizada, de forma semelhante às obtidas em revestimentos soldados (53). Estas
regiões são indicadas nas Figuras 5.46(a) e 5.47Figura 5.47(d). Este processo de
perda de massa indica que os revestimentos aspergidos não apresentam perda de
massa somente controlada pelos óxidos interlamelares, e que a ruptura dos óxidos
não é o único mecanismo presente nestes revestimentos.
Esta perda de massa localizada pode ser responsável pela fratura observada
nos revestimentos aspergidos após o ensaio de cavitação. Na Figura 5.46(b) pode-
se visualizar que a ocorrência de perda de massa localizada, tendendo a fragmentar
a lamelas antes do seu desplacamento.
O processo localizado de perda de massa pode indicar que o processo de
perda de massa nos revestimentos aspergidos por arco elétrico ocorre através da
seguinte seqüência, Figura 5.48:
Resultados Obtidos e Discussão
120
Figura 5.48. Fluxograma do processo de perda de massa em revestimento aspergido.
Mecanismos de
deformação nas lamelas
e ruptura dos óxidos
Início de perda de massa
das lamelas
Avanço do processo de
perda de massa
Destacamento da lamela
Início novamente do
processo na lamela
subsequente
1
2
3
4
5
Resultados Obtidos e Discussão
121
a) Inicialmente a energia liberada pela implosão é absorvida pelas transformações
de fase induzidas por deformação e pela fratura dos óxidos presentes no
revestimento. Porém a energia absorvida nas lamelas é pequena, insuficiente
para a formação de um período de incubação, agravado pela presença de
óxidos frágeis.
b) Durante o ensaio de cavitação as transformações de fase ocorrem, absorvendo
a energia de impacto com a formação de martensita e e a. Após o crescimento
destas fases inicia-se a perda de massa nas lamelas.
c) Com a perda de massa, ocorreria um processo de concentração da perda de
massa nas lamelas, e com o avanço do processo a lamela é segmentada.
d) Com a separação da lamela, a área de contato entre as lamelas diminui,
reduzindo a coesão e provocando o desplacamento da lamela superior.
e) Após o destacamento da lamela superior, a lamela inferior começa um novo ciclo
de perda de massa.
5.4.2. Influência da pressão do ar-comprimido na microestrutura e resistência à
cavitação
Na Figura 5.49 são visualizadas as microestruturas dos revestimentos da liga
SMA_MnA depositada com diferentes pressões de ar-comprimido.
Resultados Obtidos e Discussão
122
Figura 5.49. Microestrutura dos revestimentos da liga SMA_MnA depositados com pressão
de: (a,b) 280kPa, (c,d) 410kPa e (e,f) 550kPa.
O aumento da pressão de trabalho alterou as dimensões e morfologia das
lamelas dos revestimentos aspergidos com a liga SMA_MnA, onde observa-se um
aumento da espessura com a diminuição da pressão de trabalho, em decorrência da
diminuição da velocidade das partículas, e do aumento no diâmetro médio das gotas
Poro
Fratura
de óxidos
salpicos
(a)
(b)
(c)
(d)
(e)
(f)
Fase metálica
salpicos
óxidos
Gota pré-solidificada
salpicos
Got
as pré
-
solidificadas
salpicos
Resultados Obtidos e Discussão
123
aspergidas, conforme descrito na literatura (83,84). O aumento do diâmetro das
gotas acarreta uma maior espessura das lamelas, assim como uma maior tendência
de formação de salpicos, em virtude da menor instabilidade da gota. O efeito da
formação de salpicos durante a projeção das gotas, somado à maior instabilidade
das partículas com o aumento na velocidade de projeção e pressão de trabalho,
pode ser observado pelo aumento da porosidade e fração de óxidos na amostras
com maior pressão de trabalho, Figura 5.49 (e) e 5.50.
A diminuição do diâmetro das gotas, com o aumento da pressão, promoveu um
aumento da relação área superficial/volume, aumentando a fração de óxidos dos
revestimentos depositados com pressões mais elevadas, Figura 5.50.
250 300 350 400 450 500 550
0,0
0,5
1,0
1,5
2,0
2,5
3,0
SMA_MnA
porosidade
fração volumétrica de óxidos
Pressão do ar-comprimido (kPa
Porosidade (%)
6
7
8
9
10
11
12
13
14
15
16
17
18
Fração em área de Óxidos (%)
Figura 5.50. Variação da fração de óxidos e porosidade, da liga SMA_MnA, com a pressão
do ar-comprimido.
Na Figura 5.51 estão os difratogramas das amostras SMA_MnA depositadas.
Observa-se a formação predominantemente de austenita. A partir da intensidade dos
picos de difração, Figura 5.51, calculou-se a porcentagem de fases presentes nos
revestimentos depositados, Tabela 5.8.
Resultados Obtidos e Discussão
124
30 40 50 60 70 80 90
300
400
500
600
700
800
900
1000
1100
1200
a'(211)
g (220)
g (200)
a' (110)
g (111)
Intensidade
ângulo 2q (graus)
SMA_MnA 280kPa
30 40 50 60 70 80 90
300
400
500
600
700
800
900
1000
1100
1200
a'(211)
g (220)
g (200)
a' (110)
g (111)
Intensidade
ângulo 2q (graus)
SMA_MnA 550kPa
Figura 5.51. Difratograma de raios-X da liga SMA_MnA depositada com 280kPa (a),
410kPa(b) e 550kPa(c).
Tabela 5.8. Porcentagem das fases presentes das amostras SMA_MnA aspergidas.
Porcentagem das fases
g (%) a (%)
280kPa
72,3 27,7
410kPa
68,2 31,8
SMA_MnA
550kPa
66,4 33,6
Existe uma tendência de aumento da quantidade de martensita com a pressão
de trabalho, Tabela 5.8, podendo ser decorrente das pequenas variações de
composição química, Tabela 5.9, assim como pelo aumento na força de impacto das
partículas contra a superfície, acarretando um aumento na formação de martensita
por deformação.
Tabela 5.9. Variação da composição química dos revestimentos depositados com diferentes
pressões de ar-comprimido.
SMA_MnA
280kPa 410kPa 550kPa
Proposta 20 20 20
Mn
EDX 13,8±1,3 14,90±3,5 12,9±0,7
Proposta 8,0 8,0 8,0
Cr
EDX 5,4±1,3 7,8±2,2 5,8±1,5
Proposta 4,5 4,5 4,5
Si
EDX 4,2±0,6 4,1±0,5 3,7±0,5
Proposta 5,0 5,0 5,0
Ni
EDX
6,3±0,3 6,0±0,3 5,2±1,4
Resultados Obtidos e Discussão
125
Não foi observada variação significativa na microdureza dos revestimentos
depositados com com diferentes pressões de trabalho, Figura 5.52.
100
120
140
160
180
200
220
240
260
280
300
0,2 0,4 0,6 0,8 1 1,2 1,4 1,6 1,8 2
Distancia da Superfície (mm)
Microdureza Vickers (HV 300gf)
SMA_MnA_280kPa
SMA_MnA_410kPa
SMA_MnA_550kPa
Figura 5.52. Perfil de microdureza Vickers das amostras de SMA_MnA depositadas.
A variação na pressão de deposição apresentou uma influência significava na
resistência à cavitação do revestimento SMA_MnA depositado. Obtendo valores de
resistência à cavitação inferiores à da liga SMA_Mn1, por exemplo, quando
depositado com pressão de 280 e 550kPa, Figura 5.53 e Tabela 5.10.
Tabela 5.10. Taxa de perda de massa e perda de massa acumulada após 4h de ensaio de
cavitação da liga SMA_MnA depositada com diferentes valores de pressão do ar-
comprimido.
Taxa de perda
de massa 1º
estágio (mg/h)
Taxa de perda
de massa 2º
estágio (mg/h)
Taxa de perda
de massa
média (mg/h)
Perda de massa
acumulada (mg)
280kPa
31,9 31,9 31,9 133,2
410kPa
20,0 22,3 21,0 85,1
SMA_MnA
550kPa
36,6 42,0 37,2 150,6
Resultados Obtidos e Discussão
126
0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0 3,5 4,0
0
20
40
60
80
100
120
140
160
180
Perda de massa acumulada (mg)
Tempo de Ensaio (horas)
SMA_MnA 280kPa
SMA_MnA 410kPa
SMA_MnA 550kPa
Figura 5.53. Perda de massa em ensaio de cavitação da liga SMA_MnA com diferentes
valores de pressão de deposição.
A utilização de pressão de 280kPa promoveu formação de lamelas mais
espessas e com com menor pressão de deposição, reduzindo a coesão entre as
lamelas depositadas. Esta redução na coesão entre as lamelas foi determinante na
diminuição da resistência à cavitação do revestimento. Enquanto que na amostra
SMA_MnA, depositada com 550kPa, a maior formação de salpicos acarretou um
aumento na fração de óxidos e redução na coesão entre as lamelas, reduzindo
significativamente a resistência à cavitação.
Em relação à amostra depositada com 280kPa constata-se que a diminuição
na pressão reduziu a coesão e aderência do revestimento (81), influenciando assim
na maior perda de massa dos revestimentos depositados com pressões mais baixas.
A amostra SMA_MnA 280kPa apresentou uma remoção completa da camada do
revestimento após 210min de ensaio, com isso o último ponto foi descartado no
cálculo de perda de massa acumulada deste revestimento.
A Figura 5.54 apresenta o espectro de difração das amostras SMA_MnA
550kPa antes e após ensaio de cavitação acelerada, onde observa-se a
transformação de fase induzida por deformação, formando martensita e.
Resultados Obtidos e Discussão
127
30 40 50 60 70 80 90 100
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
a` (220)
g (222)
g (311)
a` (211)
g (220)
a` (200)
e (102)
g (200)
e (101)
a´(110)
g (111)
e (100)
Intensidade
ângulo 2q (graus)
SMA_MnA antes
SMA_MnA após 4h cavitação
30 40 50 60 70 80 90 100
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
a` (220)
g (311)
a'(211)
g (220)
a` (200)
g (200)
e (101)
a' (110)
g (111)
ângulo 2q(graus)
Intensidade
SMA_MnA 550kPa
SMA_MnA 550kPa 4 horas cavitada
(a) (b)
Figura 5.54. Difratometria das amostras SMA_MnA 410kPa (a) e 550kPa (b) antes e após
ensaio de cavitação.
Constata-se a partir da Figura 5.55 que a formação de fases nos revestimentos
é semelhante nas duas amostras ensaiadas após cavitação. Não foi realizada
difração de raios-X da amostra SMA_MnA depositada com 280kPa em virtude da
remoção do revestimento aspergido após ensaio de cavitação.
A amostra SMA_MnA depositada com 280kPa de pressão apresentou uma
maior profundidade de desgaste devido a maior perda de massa. Comparando-se as
Figuras 5.56(a), (c) e (e) pode-se verificar a menor molhabilidade das lamelas
depositadas com pressão de 280kPa, em relação às amostras depositadas com
410kPa e 550kPa, assim como uma maior presença de salpicos na superfície
cavitada da amostra depositada com 550kPa.
Apesar do melhor molhamento de algumas lamelas observadas na Figura
5.56(e), pode-se constatar que a ocorrência de regiões com forte presença de
salpicos impede uma maior resistência à cavitação deste revestimento.
Resultados Obtidos e Discussão
128
0%
32%
68%
SMA_MnA 410 kPa
austenita g
martensita a
martensita e
17%
33%
50%
SMA_MnA 410 kPa após 4 horas cavitação
austenita g
martensita a
martensita e
0%
34%
66%
SMA_MnA 550kPa
austenita g
martensita a
martensita e
20%
26%
54%
SMA_MnA 550kPa 4 horas cavitada
austenita g
martensita a
martensita e
Figura 5.55. Modificação nas fases do revestimento SMA_MnA 410 e 550kPa, antes e após
ensaio de cavitação
Resultados Obtidos e Discussão
129
(a) (b)
(c) (d)
(e) (f)
Figura 5.56. Superfície dos revestimentos SMA_MnA após 4 horas de ensaio de cavitação
acelerada, (a,b) 280kPa, (c,d) 410kPa e (e,f) 550kPa.
Resultados Obtidos e Discussão
130
5.4.3. Influência da tensão do arco na microestrutura e oxidação e resistência à
cavitação
As microestruturas dos revestimentos depositados com a liga SMA_MnA,
variando-se a tensão do arco, são visualizadas na Figura 5.57. As modificações
geradas com a mudança da tensão do arco entre 25 e 35V não foram tão evidentes,
no que diz respeito à variação na espessura das lamelas e formação dos óxidos.
Observa-se uma ligeira redução na porosidade para esta liga com o aumento
da tensão, assim como uma tendência de redução na fração em área de óxidos,
Figura 5.58. Basicamente o aumento na tensão do arco promove uma redução no
tamanho médio das partículas projetadas, assim como uma maior temperatura de
projeção e uma redução na velocidade das partículas no momento do impacto (83).
Observa-se o aumento na quantidade da fase austenita g com a diminuição da
tensão do arco elétrico, e consequentemente um aumento de martensita a´ nas
amostras depositadas com tensão de 30 e 35V. As análises de composição química
por EDX não identificaram variações significativas nas quantidades dos elementos
de liga presentes nos revestimentos, Figura 5.59 e Tabela 5.11.
Os resultados obtidos com a microdureza não confirmaram a variação na
quantidade de fases presentes com a tensão do arco elétrico, apresentando uma
manutenção no perfil de microdureza dos revestimentos com a variação na tensão
do arco elétrico, Figura 5.60.
Resultados Obtidos e Discussão
131
Figura 5.57. Microestrutura lamelar dos revestimentos depositados com SMA_MnA,
(a,b)25V, (c,d)30V e (e,f)35V.
Resultados Obtidos e Discussão
132
24 26 28 30 32 34 36
0,0
0,5
1,0
1,5
2,0
2,5
3,0
3,5
4,0
4,5
5,0
SMA_MnA 180A 410kPa 120mm
porosidade
fração em área dos óxidos
Tensão do arco (V)
Porosidade (%)
6
8
10
12
14
16
18
fração em área de óxidos (%)
Figura 5.58. Variação da fração de óxidos e porosidade com a tensão do arco.
30 40 50 60 70 80 90 100
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
1100
1200
g (222)
a` (211)
g (311) g (220)
g (200)
a` (110)
g (111)
Intensidade
ângulo 2q (graus)
SMA_A 25V
30 40 50 60 70 80 90 100
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
g (222)
a` (211)
g (311) g (220)
g (200)
a` (110)
g (111)
Intensidade
ângulo 2q (graus)
SMA_MnA 25V
(a) (b)
30 40 50 60 70 80 90 100
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
1100
1200
a` (220)
a` (202)
g (311)
a` (211)
g (220)
a` (200)
g (200)
a` (110)
g (111)
Intensidade
ângulo 2q (graus)
SMA_MnA 35 V
(c)
Figura 5.59. Espectro de difração de raios-X das ligas SMA_MnA aspergidas com diferentes
tensões de arco.
Resultados Obtidos e Discussão
133
Tabela 5.11. Porcentagem das fases presentes das amostras SMA_MnA.
Porcentagem das fases
g (%) a´ (%) e(%)
25V 74,7 25,3 0,0
30V 68,0 32,0 0,0
SMA_MnA
35V 67,0 33,0 0,0
100
120
140
160
180
200
220
240
260
280
300
0,2 0,4 0,6 0,8 1 1,2 1,4 1,6 1,8 2
Distancia da Superfície (mm)
Microdureza Vickers (HV 300gf)
SMA_MnA 25V
SMA_MnA 30V
SMA_MnA 35V
Figura 5.60. Perfil de microdureza das amostras SMA_MnA.
Observa-se na liga SMA_MnA uma redução na taxa de perda de massa com o
aumento da tensão do arco, Figura 5.61 e Tabela 5.12. A menor perda de massa
com o aumento da tensão pode ser decorrente da menor formação de óxidos, menor
porosidade e maior quantidade de martensita a´ e e formada no final do ensaio de
cavitação, Figura 5.62 e 5.63. A menor perda e massa é observada de forma mais
clara no 2º estágio de perda de massa após 1,5 horas de ensaio.
Provavelmente as características mais importantes para o aumento de
resistência à cavitação, com a maior tensão do arco elétrico na liga SMA_MnA, são
a menor porosidade e fração de óxidos, em virtude da maior sensibilidade da
resistência à cavitação desta liga às variações morfológicas.
Resultados Obtidos e Discussão
134
Tabela 5.12. Taxa de perda de massa e perda de massa acumulada após 4 horas de ensaio
de cavitação da liga SMA_MnA depositada com diferentes valores de tensão do arco.
Taxa de perda
de massa 1º
estágio (mg/h)
Taxa de perda
de massa 2º
estágio (mg/h)
Taxa de perda
de massa
média (mg/h)
Perda de massa
acumulada (mg)
25V
26,9 24,6 25,9 99,7
30V
20,0 22,3 21,0 85,1
SMA_MnA
35V
22,8 17,4 18,4 76,5
0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0 3,5 4,0
0
20
40
60
80
100
120
140
160
180
Perda de massa acumulada (mg)
Tempo de ensaio de cavitação (horas)
SMA_MnA 25V
SMA_MnA 30V
SMA_MnA 35V
180A 410kPa 120mm
Figura 5.61. Perda de massa em ensaio de cavitação da liga SMA_MnA com diferentes
valores de tensão do arco.
30 40 50 60 70 80 90 100
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
e (101)
g (222)
a` (211)
g (311) g (220)
g (200)
a` (110)
g (111)
Intensidade
ângulo 2q (graus)
SMA_MnA 25V
SMA_MnA 25V 4 horas cavitada
30 40 50 60 70 80 90 100
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
e (101)
a` (220)
a` (202)
g (311)
a` (211)
g (220)
a` (200)
g (200)
a` (110)
g (111)
Intensidade
ângulo 2q (graus)
SMA_MnA 35V
SMA_MnA 35V 4 horas cavitada
(a) (b)
Figura 5.62. Difratometria das amostras SMA_MnA antes e após ensaio de cavitação (a)
25V (b) 35V.
Resultados Obtidos e Discussão
135
0%
25%
75%
SMA_MnA 25V
austenita g
martensita a
martensita e
19%
27%
54%
SMA_MnA 25V 4 horas cavitada
austenita g
martensita a
martensita e
(a) (b)
0%
32%
68%
SMA_MnA antes cavitação
austenita g
martensita a
martensita e
17%
33%
50%
SMA_MnA após 4 horas cavitação
austenita g
martensita a
martensita e
(c) (d)
0%
33%
67%
SMA_MnA 35V
austenita g
martensita a
martensita e
23%
45%
32%
SMA_MnA 35V 4 horas cavitada
austenita g
martensita a
martensita e
(e) (f)
Figura 5.63. Variação das fases do revestimento SMA_MnA depositado com o ensaio de
cavitação: 25V (a,b), 30V (c,d) e 35V (e,fd).
As imagens das superfícies erodidas são visualizadas na Figura 5.64, onde
observa-se uma maior semelhança entre as superfícies erodidas dos revestimentos
depositados com 30 e 35V, Figura 5.64(c) e (e).
Resultados Obtidos e Discussão
136
Figura 5.64. Superfície erodida das amostras SMA_MnA após 4 horas de ensaio de
cavitação (a,b) 25V, (c,d) 30V, (e,f) 35V.
Na Figura 5.64 (a) é visualizada a perda de massa localizada na amostra
SMA_MnA 25V, decorrente da maior concentração de salpicos e óxidos, ou devido a
Perda de massa
localizada
salpico
Ruptura das
lamelas
(a)
(b)
(c)
(d)
(e)
(f)
salpico
poros
poro
Perda de massa
localizada
Resultados Obtidos e Discussão
137
menor molhabilidade da liga depositada com esta tensão. Na Figura 5.64 (b) é
possível visualizar a perda de massa ao redor de salpico.
Nas superfícies erodidas dos revestimentos depositados com 30 e 35V de
tensão observa-se uma maior quantidade de lamelas deformadas no impacto, e uma
menor quantidade de salpicos na superfície cavitada destas amostras, comparado
com o revestimento depositado com 25V, Figura 5.64(c) e (e). Como observado no
revestimento SMA_MnA depositado com Nitrogênio, a superfície cavitada da
amostra SMA_MnA 35V, Figura 5.64 (f), apresenta regiões com elevada perda de
massa propiciando a divisão da lamela em duas partes, antes do seu destacamento
pela continuação do processo de erosão por cavitação.
5.5. Avaliação da refusão por PTA
Após a avaliação da influência da composição química e das alterações nos
parâmetros de deposição na microestrutura, microdureza e resistência à cavitação,
avaliou-se as modificações impostas pela EFE e pela relação Cr
eq
/( Cr
eq
+Ni
eq
) nos
revestimentos na condição refundida. Verificando se estas características
influenciariam a resistência à cavitação de forma semelhante à observada na
condição aspergida.
5.5.1. Influência da refusão por PTA na microestrutura
Os revestimentos aspergidos apresentaram um aspecto muito semelhante aos
revestimentos soldados por PTA, sendo que estes se apresentaram muito
homogêneos com estrutura na forma de “escamas” devido ao processo pulsado
utilizado nesta pesquisa, Figura 5.65. Na Figura 5.65(a) observa-se a presença de
algumas regiões contendo poros, em decorrência de uma maior espessura da
camada aspergida, o que não permitiu uma fusão adequada do substrato.
Resultados Obtidos e Discussão
138
(a)
(b)
Figura 5.65. Aparência superficial dos revestimentos SMA_Mn1 (a) e SMA_Mn3 (b) após
refusão por plasma PTA.
As microestruturas dos revestimentos refundidos são visualizadas nas Figuras
5.66 a 5.72. Na Figura 5.66 e 5.67 observam-se os revestimentos refundidos com a
liga SMA_MnA monocamada e dupla camada, respectivamente. Esta liga foi a única
a ser preparada com apenas uma camada refundida devido a formação de trincas
interdendríticas observadas após a refusão da 2ª camada, Figura 5.68(a) e (b).
Revestimento aspergido
Revestimento aspergido
Revestimento
refundido 2 camadas
Revestiment
o
refundido 2 camadas
Revestimento
refundido 1 camada
Revestimento
refundido 1 camada
porosidade
Resultados Obtidos e Discussão
139
Figura 5.66. Microestrutura do revestimento SMA_MnA aspergido e refundido,
monocamada.
Os revestimentos da liga SMA_MnA preparados com dupla refusão
apresentaram trincas interdendríticas por toda a peça, inviabilizando a avaliação da
resistência à cavitação desta liga com este procedimento. Constatou-se que as
trincas eram formadas inicialmente na 2ª camada, chegando até próximo do
substrato. Estas trincas formadas são interdendríticas, sugerindo assim a formação
de uma fase de baixo ponto de fusão e baixa resistência mecânica nesta liga.
(a)
(b)
Estrutura de
deformação
Resultados Obtidos e Discussão
140
2ª camada
1ª camada
Figura 5.67. Microestrutura do revestimento SMA_MnA aspergido e refundido, dupla
camada.
(a)
(b)
(c)
Resultados Obtidos e Discussão
141
Figura 5.68. Microestrutura da 2ª camada do revestimento SMA_MnA, nota-se a presença
de trinca interdendrítica.
Para se verificar a influência da composição química do substrato na primeira e
segunda camada do revestimento refundido, analisando as possíveis causas da
formação destas trincas, realizou-se um perfil de composição química do
revestimento, Figura 5.69.
0,50 0,75 1,00 1,25 1,50 1,75 2,00 2,25 2,50
0
2
4
6
8
10
12
14
16
18
20
22
AWS309LSi
1ª camada
2ª camada
% em peso dos elementos de liga
Distância da Superfície (mm)
Perfil de EDX do Revestimento SMA_MnA 2R
Silício
Cromo
Manganês
Níquel
Figura 5.69. Perfil de composição química obtido por EDX para a liga SMA_MnA dupla
refusão.
Trincas
interdendríticas
Resultados Obtidos e Discussão
142
Constatou-se por este perfil que o fator mais provável para a formação de
trincas interdendríticas na segunda camada do revestimento SMA_MnA refundido foi
a relação na concentração de Si e Ni. A combinação de elevados teores de Si e Ni
permite a formação de uma fase de baixo ponto de fusão em virtude da segregação
que o Si apresenta durante a solidificação (58). Este problema foi menor na 1ª
camada refundida devido a menor quantidade de Si, diminuindo ou eliminando a
formação desta fase de baixo ponto de fusão. Outro fato considerado crítico é a
eliminação do segundo procedimento de refusão eliminou o ciclo térmico gerado,
reduzindo a tensão residual imposta no revestimento, diminuindo a formação de
trincas.
Nas Figura 5.70(b) e (c) são visualizadas pequenas estruturas paralelas dentro
da região dendrítica, indicando a formação de martensita e nesta liga em virtude do
processo de polimento e lixamento mecânico. Estas linhas paralelas também são
observadas na Figura 5.68 (b) e (c) do revestimento refundido SMA_MnA.
A presença de martensita e, indicada por estas estruturas de deformação, foi
confirmada por difração de raios-X, Figura 5.71(b), na liga SMA_Mn1 refundida,
enquanto que a formação de martensita e não foi identificada no revestimento
SMA_MnA, Figura 5.71(a).
A liga SMA_Mn1 apresentou a formação do pico de difração com maior
intensidade no plano (200) da austenita g, podendo indicar uma orientação
cristalográfica preferencial neste revestimento, conforme observado por (52) na liga
Stellite 21.
Os demais revestimentos refundidos SMA_Mn2, SMA_Mn3 e SMA_Mn5
apresentaram a formação de micrestruturas bifásicas, austenita g e martensita a´,
Figura 5.72 a 5.74, confirmados pelos dados de difração de raios-X. Observa-se o
aumento da concentração de martensita na 2ª camada refundida em virtude da
diminuição na diluição do substrato de AWS309LSi.
O revestimento SMA_Mn3 apresentou uma faixa contendo revestimento
aspergido não refundido decorrente do maior passo entre duas sequências de
refusão por PTA, Figura 5.73(a).
Resultados Obtidos e Discussão
143
2ª camada
1ª camada
Figura 5.70. Microestrutura do revestimento SMA_Mn1 aspergido e refundido dupla camada.
30 40 50 60 70 80 90 100
0
200
400
600
800
1000
1200
1400
1600
1800
2000
2200
2400
g (222)
g (311)
g (220)
g (200)
g (111)
Intensidade
ângulo 2q (graus)
SMA_MnA (Ni) 309 R
30 40 50 60 70 80 90 100
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
1100
1200
a´ (110)
g (222)
g (311)
g (220)
g (111)
e (101)
g (200)
e (100)
Intensidade
ângulo 2q (graus)
SMA_Mn1 (Mn/Si) 309 2R
(a) (b)
Figura 5.71. Espectro de difração de raios-X da liga SMA_MnA, (a) e SMA_Mn1 (b).
(a)
(c)
(b)
Formação de
martensita e
Formação de
martensita e
Resultados Obtidos e Discussão
144
2ª camada
1ª camada
Figura 5.72. Microestrutura do revestimento SMA_Mn2 aspergido e refundido, dupla
camada.
(a)
(c)
(b)
Resultados Obtidos e Discussão
145
2ª camada
1ª camada
Figura 5.73. Microestrutura do revestimento SMA_Mn3 aspergido e refundido, dupla
camada.
Observa-se na liga SMA_Mn5 a formação de uma região austenítica g entre a
1ª e a 2ª camadas refundidas Figura 5.74. Esta maior formação de austenita ocorreu
devido a um aumento na concentração de Ni nesta região, como pode ser
visualizado na análise do perfil de composição química por EDX, Figura 5.75.
(a)
(c)
(b)
Região
apresentando
falha de refusão
Resultados Obtidos e Discussão
146
2ª camada
1ª camada
Figura 5.74. Microestrutura do revestimento SMA_Mn5 aspergido e refundido, dupla
camada.
(b)
(a)
(c)
Resultados Obtidos e Discussão
147
0,5 1,0 1,5 2,0 2,5
0
2
4
6
8
10
12
14
16
18
20
22
AWS309LSi
1ª camada
( região escura)
1ª camada
( região clara)
2ª camada
% em peso dos elementos de liga
Distância da superfície (mm)
EDX SMA_Mn5 2R
Silício
Cromo
Manganês
Níquel
Figura 5.75. Perfil de composição química para a liga SMA_Mn5 dupla refusão.
Os espectros de difração de Raios-X dos revestimentos refundidos são
visualizados na Figura 5.76, onde se observa a formação de austenita g e martensita
a´ para as ligas SMA_Mn3 e 5, e a formação de martensita a´ para a liga SMA_Mn2.
O resultado das análises quantitativas das fases presentes nos revestimentos
refundidos é visualizado na Tabela 5.13. Devido a orientação cristalográfica da liga
SMA_Mn1 a determinação quantitativa das fases presentes nesta liga pode
apresentar um maior erro que as demais.
O processo de refusão dos revestimentos aspergidos promoveu a diminuição
na quantidade de martensita a formada. Esta redução pode ser decorrente da
homogeneização da composição química dos revestimentos, aliado a maior
participação do substrato no revestimento depositado, Tabela 5.13.
Resultados Obtidos e Discussão
148
30 35 40 45 50 55 60 65 70 75 80 85 90 95 100
0
50
100
150
200
250
300
350
400
450
500
550
600
650
700
750
800
850
900
g (222)
g (311)
a`(211)
g (220)
a`(110)
g (200)
g (111)
Intensidade
ângulo 2q (graus)
SMA_Mn2 (Si) 309 2R
30 40 50 60 70 80 90 100
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
1100
1200
1300
1400
1500
a` (200)
g (222)
g (311)
a`(211)
g (220)
g (200)
a`(110)
g (111)
Intensidade
ângulo 2q (graus)
SMA_Mn3 (Cr) 309 2R
(a) (b)
30 40 50 60 70 80 90 100
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
g (222)
g (311)
a'(211)
g (220)
a` (200)
g (200)
g (111)
a' (110)
Intensidade
ângulo 2q (graus)
SMA_Mn5 (Cr/Si) 309 2R
(e)
Figura 5.76. Espectro de difração de raios-X das ligas refundidas, (a)SMA_Mn2,
(b)SMA_Mn3, (c)SMA_Mn5.
Tabela 5.13. Porcentagem das fases dos revestimentos refundidos.
Porcentagem das fases
e (%) g (%) a (%)
Aspergido 0,0 68,0 32,0
SMA_MnA (Ni)
Refundido 0,0 100 0,0
Aspergido 4,0 66,0 30,0
SMA_Mn1 (Mn/Si)
Refundido 3,0 85,5 11,5
Aspergido 0,0 55,0 45,0
SMA_Mn2 (Si)
Refundido 0,0 91,0 9,0
Aspergido 0,0 37,0 63,0
SMA_Mn3 (Cr)
Refundido 0,0 70,0 30,0
Aspergido 0,0 26,0 74,0
SMA_Mn5 (Cr/Si)
Refundido 0,0 74,0 26,0
Os resultados obtidos com o ensaio de microdureza, Figura 5.77, indicaram um
maior valor de microdureza para a liga SMA_Mn2, e uma dureza mais baixa para o
Resultados Obtidos e Discussão
149
revestimento SMA_MnA. Observa-se claramente a influência da quantidade de
martensita na microdureza dos revestimentos refundidos, Tabela 5.13.
150
200
250
300
350
400
450
500
550
600
650
0 0,5 1 1,5 2 2,5 3 3,5 4 4,5 5 5,5
Distância da Superfície (mm)
Microdureza (Hv 300gf)
SMA_MnA R (Níquel)
SMA_Mn1 2R (Mn/Si)
SMA_Mn2 2R (Silício)
SMA_Mn3 2R (Cromo)
SMA_Mn5 2R (Cr/Si)
Figura 5.77. Perfil de microdureza dos revestimentos refundidos.
Comparando-se os resultados da liga SMA_MnA com a liga SMA_Mn1, Figura
5.78, observa-se o maior perfil de microdureza da liga SMA_Mn1 em razão da maior
concentração de C e N, que eleva a dureza da austenita em virtude da formação de
solução sólida intersticial e da maior formação de martensita a´e e.
Resultados Obtidos e Discussão
150
140
160
180
200
220
240
260
280
300
320
340
360
380
0 0,5 1 1,5 2 2,5 3 3,5 4 4,5 5 5,5
Distância da Superfície (mm)
Microdureza (Hv 300gf)
SMA_Mn1 2R
SMA_MnA R
Substrato
Substrato
1ª Camada
1ª Camada
2ª Camada
Figura 5.78. Perfil de microdureza dos revestimentos refundidos SMA_MnA e SMA_Mn1.
5.5.2. Influência da refusão por PTA na resistência à cavitação das ligas Fe-Mn-Cr-
Si
Nas curvas de perda de massa em ensaio de cavitação acelerada dos
revestimentos refundidos, Figura 5.79, pode-se verificar que os revestimentos
SMA_Mn5, 3 e 1 apresentaram um comportamento superior ao de ligas comerciais
inoxidáveis austeníticas com Co, como a liga Cavitalloy. A liga SMA_MnA
apresentou perda de massa superior a esta liga, entretanto o seu resultado é melhor
que da liga AWS309LSi, utilizada normalmente como revestimento resistente à
cavitação. Estes resultados indicam que a metodologia adotada conseguiu viabilizar
revestimentos de elevada resistência à cavitação.
Na Figura 5.80 pode-se verificar a elevada redução na taxa de perda de massa
dos revestimentos após a refusão. A Tabela 5.14, apresenta a taxa de perda de
massa e o período de incubação das amostras avaliadas. O revestimento SMA_Mn2
apresentou problemas de refusão, e os resultados foram descartados.
A redução na taxa de perda de massa dos revestimentos testados com a
refusão, deve ser decorrente principalmente da substituição da aderência mecânica
entre as lamelas por uma união metalúrgica, devido a ausência de óxidos e
substituição da microestrutura lamelar por uma microestrutura mais homogênea e
contínua. Além do aumento da resistência, observa-se que a liga SMA_MnA mais
Resultados Obtidos e Discussão
151
resistente à cavitação na condição aspergida, apresenta a menor resistência à
cavitação na condição refundida, assim como um comportamento inverso da liga
SMA_Mn1. Esta característica é um forte indicador da diferença de metodologia que
deve ser aplicado para obter revestimentos aspergidos resistentes à cavitação de
revestimentos soldados, por exemplo.
Na Tabela 5.14 adicionou-se valores obtidos em ensaio de cavitação das ligas
AS895HY aspergida e refundida e de revestimentos comerciais depositados por
PTA, Cavitalloy, AWS309LSi e AWS410NiMo. A liga AS895HY foi incluída por ser
uma liga desenvolvida para aspersão térmica a arco submetida ao mesmo processo
de deposição. Enquanto que as demais ligas foram incluídas por se tratarem de ligas
comerciais depositadas por PTA com diferentes composições químicas e
microestruturas, a primeira austenítica com cobalto, a segunda austenítica inoxidável
e a terceira inoxidável martensítica (111,114,115).
0 5 10 15 20 25 30 35
0
2
4
6
8
10
12
14
16
18
20
22
24
26
28
30
32
34
36
Perda de massa acumulada (mg)
Tempo de ensaio de cavitação (h)
SMA_MnA 309R
SMA_Mn1 309 2R
SMA_Mn2 309 2R abandonado
SMA_Mn3 309 2R
SMA_Mn5 309 2R
AS895HY 309 2R
Cavitalloy (base Co) PTA
AWS 309LSi PTA
Figura 5.79. Resistência à cavitação dos revestimentos aspergidos e refundidos por PTA.
Resultados Obtidos e Discussão
152
0 5 10 15 20 25 30 35
0
10
20
30
40
50
60
70
80
90
100
110
120
130
140
Aspergidos
SMA_MnA
SMA_Mn1
SMA_Mn2
SMA_Mn3
SMA_Mn5
Perda de massa acumulada (mg)
Tempo de ensaio de cavitação (h)
Refundidos
SMA_MnA 309R
SMA_Mn1 309 2R
SMA_Mn3 309 2R
SMA_Mn5 309 2R
Figura 5.80. Comparação da Resistência à cavitação dos revestimentos aspergidos com os
refundidos por PTA.
Tabela 5.14. Taxa de perda de massa e tempo de incubação das amostras refundidas.
Amostras Tempo de
incubação (horas)
Taxa de perda de
massa refundido
(mg/h)
Taxa de perda de
massa aspergido
(mg/h)
SMA_MnA Ni 309 R 4,7 1,39 21,0
SMA_Mn1 Mn/Si 309 2R 11,2 0,47 35,3
SMA_Mn3 Cr 309 2R 8,9 0,54 32,4
SMA_Mn5 Cr/Si 309 2R 7,1 0,53 27,5
Cavitalloy (114,115) 9,1 0,71 ----
AS895_HY refundido (111) 8,0 0,50 19,2
AWS309LSi (114) 2,2 4,19 ----
AWS410NiMo (114) 3,2 3,74 ----
Os revestimentos SMA_Mn3 e SMA_Mn5 apresentaram uma maior perda de
massa inicial em virtude da ocorrência de óxidos dispersos no revestimento,
provenientes do revestimento aspergido. Esta perda de massa inicial apresenta um
coeficiente angular de reta muito inferior ao obtido em regime de perda de massa
constante. As ligas SMA_MnA e SMA_Mn1 não apresentaram este comportamento,
em virtude da menor concentração de óxidos nos revestimentos refundidos.
Resultados Obtidos e Discussão
153
Em relação ao tempo de incubação observou-se um maior tempo de incubação
para a liga SMA_Mn1, e um menor para a liga SMA_MnA. O maior período de
incubação foi obtido pela liga com maior concentração de austenita g e com maior
quantidade de elementos intersticiais, enquanto que a liga SMA_MnA , apesar de
apresentar estrutura 100% austenita g apresentou um período de incubação muito
curto, devido a baixa presença de elementos intersticiais e maior estabilidade da
austenita devido a maior quantidade de Ni e Mn (58).
Assim como descrito na literatura (33,35,36), observa-se um aumento do tempo
de incubação com a diminuição da EFE dos revestimentos depositados,
possibilitando um elevado endurecimento por deformação das ligas refundidas,
Figura 5.81. O tempo de incubação da liga SMA_Mn1 refundida foi superior à da liga
comercial Cavitalloy, que apresenta 10% de Co, indicando a possibilidade de
substituição do Co por Mn em ligas resistentes à cavitação, conforme avaliado
também por (29) e entre 4 e 5 vezes o período de incubação das ligas inoxidáveis
AWS309LSi e AWS410NiMo (114).
7 8 9 10 11 12 13 14
4
5
6
7
8
9
10
11
12
SMA_Mn1
SMA_Mn3
SMA_Mn5
SMA_MnA
EFE (mJ/m
2
)
Período de Incubação (horas)
Figura 5.81. Correlação entre EFE e o tempo de incubação das ligas refundidas.
Em relação à taxa de perda de massa, as ligas SMA aspergidas e refundidas
apresentaram taxa de perda de massa entre 0,47 e 0,54mg/h para as ligas
SMA_Mn1, SMA_Mn3 e SMA_Mn5, enquanto que o revestimento SMA_MnA
Resultados Obtidos e Discussão
154
apresentou uma perda de massa de 1,39mg/h. Assim como ocorrido com o período
de incubação, o melhor comportamento foi obtido com a liga SMA_Mn1, sendo estes
valores são inferiores à de ligas comerciais Cavitalloy, 0,71mg/h, AWS309LSi
4,19mg/h e AWS410NiMo, 3,74mg/h.
Observou-se uma boa correlação entre a EFE e a taxa de perda de massa dos
revestimentos refundidos, Figura 5.82, assim como a porcentagem de martensita
formada durante o ensaio de cavitação e a taxa de perda de massa, Figura 5.83.
7 8 9 10 11 12 13 14
0,3
0,4
0,5
0,6
0,7
0,8
0,9
1,0
1,1
1,2
1,3
1,4
1,5
linha de tendência
SMA_Mn1
SMA_Mn5
SMA_Mn3
SMA_MnA
EFE Energia de Falha de Empilhamento (mJ/m
2
)
Taxa de Perda de Massa (mg/h)
Figura 5.82. Correlação entre EFE e a taxa de perda de massa das ligas refundidas.
Resultados Obtidos e Discussão
155
60 65 70 75 80 85 90 95 100 105
0,3
0,4
0,5
0,6
0,7
0,8
0,9
1,0
1,1
1,2
1,3
1,4
1,5
linha de tendência
SMA_Mn3
SMA_Mn5
SMA_Mn1
SMA_MnA
Taxa de Perda de Massa (mg/h)
Martensita final (a + e) (%f)
Figura 5.83. Correlação entre % martensita no final do ensaio de cavitação e a taxa de
perda de massa das ligas refundidas.
Não foi possível estabeler correlações entre o período de incubação, relação
Cr
eq
/( Cr
eq
+Ni
eq
), quantidade de martensita total ao final do ensaio e quantidade de
martensita formada durante o ensaio de cavitação, indicando que o principal fator
controlador para o tempo de incubação nas ligas testadas, é o endurecimento por
deformação proporcionado pelos baixos valores de EFE.
A Figura 5.84 apresenta os espectros de difração de raios-X das ligas
refundidas, antes e após ensaio de cavitação. Todas as ligas apresentaram a
formação de martensita a´ durante o ensaio de cavitação, enquanto que a formação
de martensita e foi observada apenas nas ligas SMA_MnA e SMA_Mn1, devido a
maior quantidade de Mn nestas ligas (44). As porcentagens das fases presentes nos
revestimento depositados e refundidos antes e após ensaio de cavitação são
visualizadas na Figura 5.85.
Ao final do ensaio de cavitação os revestimentos refundidos apresentaram a
transformação de 66 a 74% de austenita g em martensita a´ ou e, Figura 5.85. Estes
valores são muito superiores aos observados nos revestimentos aspergidos, que
foram entre 11 e 38%, Figura 5.30. Esta variação de comportamento indica que o
maior tempo de execução dos ensaios de cavitação nos revestimentos refundidos,
Resultados Obtidos e Discussão
156
promoveu uma maior formação de fases induzidas por deformação. Porém, deve-se
analisar que a perda de massa maior dos revestimentos aspergidos, tende a reduzir
a formação de fases induzidas por deformação, em virtude do menor tempo de
exposição das lamelas aspergidas à cavitação.
30 40 50 60 70 80 90 100
0
250
500
750
1000
1250
1500
1750
2000
2250
2500
g (222)
e (002)
e (102)
e (101)
e (100)
a'(211)
g (311)
g (220)
a` (200)
g (200)
g (111)
a' (110)
Intensidade
ângulo 2
q
(graus)
SMA_MnA 309R
SMA_MnA 309R cavitada
30 40 50 60 70 80 90 100
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
1100
1200
g (222)
g (220)
g (200)
g (311)
a` (220)
e (002)
e (100)
e (103)
e (102)
a` (200)
e (101)
a` (110)
Intensidade
ângulo 2q (graus)
SMA_Mn1 3092R
SMA_Mn1 3092R cavitada
30 40 50 60 70 80 90 100
0
200
400
600
800
1000
1200
1400
1600
1800
2000
2200
2400
2600
2800
3000
3200
g (222)
g (311)
g (220)
g (200)
g (111)
a'(211)
a` (200)
a' (110)
Intensidade
ângulo 2q (graus)
SMA_Mn3 2R
SMA_Mn3 2R cavitada
30 40 50 60 70 80 90 100
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
1100
1200
1300
1400
g (311)
g (222)
g (220)
g (200)
g (111)
a` (220)
a'(211)
a` (200)
a' (110)
Intensidade
ângulo 2q (graus)
SMA_Mn5 309 2R
SMA_Mn5 309 2R cavitada
Figura 5.84. Difratogramas das amostras refundidas antes e após ensaio de cavitação, (a)
SMA_MnA, (b) SMA_Mn1, (c)SMA_Mn3 e (d) SMA_Mn5.
(a)
(b)
(c)
(d)
Resultados Obtidos e Discussão
157
1e+002%
0%0%
SMA_MnA 309R
austenita g
martensita a
martensita e
7.4%
59%
34%
SMA_MnA 309R 20 horas cavitada
austenita g
martensita a
martensita e
(a) (b)
3%
12%
86%
SMA_Mn1 309R
austenita g
martensita a
martensita e
32%
53%
16%
SMA_Mn1 309R 32 horas cavitada
austenita g
martensita a
martensita e
(c) (d)
0%
30%
70%
SMA_Mn3 309R
austenita g
martensita a
martensita e
0%
1e+002%
0%
SMA_Mn3 309R 26 horas cavitada
austenita g
martensita a
martensita e
(e) (f)
0%
26%
74%
SMA_Mn5 309R
austenita g
martensita a
martensita e
0%
1e+002%
0%
SMA_Mn5 309R 26 horas cavitada
austenita g
martensita a
martensita e
(g) (h)
Figura 5.85 Variação das fases após ensaio de cavitação acelerada, (a,b) SMA_MnA,
(c,d)SMA_Mn1, (e,f)SMA_Mn3, (g,h)SMA_Mn5.
Resultados Obtidos e Discussão
158
Na Figura 5.86 observa-se as superfícies erodidas dos revestimentos
SMA_Mn1, SMA_Mn3 e SMA_Mn5 durante o período de incubação. É observado
nas superfícies erodidas das ligas SMA_Mn1, SMA_Mn3 e SMA_Mn5 a presença de
regiões contendo deformações superficiais decorrentes de transformação
martensítica, com início de perda de massa no limite destas regiões transformadas.
Este mecanismo de perda de massa pode ser claramente observado na Figura
5.86(b).
Na Figura 5.86(d) e (f) pode-se constatar a perda de massa originada pela
presença dos óxidos do revestimento aspergido que ficaram retidos após a refusão.
A presença destes óxidos é responsável pela perda de massa inicial nos
revestimentos SMA_Mn3 e SMA_Mn5 refundidos, Figura 5.79. A maior presença
destes óxidos ficou concentrada na interface de refusão por PTA, formação
semelhante também foi observada por (52) durante a refusão por TIG da liga
Hydroloy 914.
Na Figura 5.87 é possível visualizar a superfície erodida dos revestimentos
refundidos após o término do período de incubação e com uma elevada perda de
massa. A perda de massa nos revestimentos refundidos ocorre por mecanismos
frágeis em virtude da elevada quantidade de martensita formada durante a execução
do ensaio de cavitação (50,52).
Resultados Obtidos e Discussão
159
Figura 5.86. Análise da superfície após ensaio de cavitação. (a,b) SMA_Mn1-2R, 14 horas
de ensaio, (c,d) SMA_Mn3-2R, 06 horas de ensaio, (e,f) SMA_Mn5-2R, 6 horas de ensaio.
(a)
(c)
(b)
(d)
(e)
(f)
Início de perda de
massa
Perda de massa devido
a presença de óxidos
Perda de massa devido
a presença de óxidos
Resultados Obtidos e Discussão
160
Figura 5.87. Análise da superfície após ensaio de cavitação. (a) SMA_MnA-R, 20 horas de
ensaio, (b) SMA_Mn1-2R, (c) SMA_Mn3-2R, (d) SMA_Mn5-2R, as restantes com 23 horas
de ensaio.
(a)
(c)
(b)
(d)
Conclusões e Sugestões para Trabalhos Futuros
161
6. Conclusões
Ao final deste trabalho foi possível obter as seguintes conclusões:
§ Na formação das ligas, oxidação e microestrutura obtidas por aspersão a arco
elétrico:
O processo de deposição promoveu a formação e homogeneização das ligas, pela
fusão do arame tubular no arco voltaico, e durante o trajeto das gotas, produzindo
revestimentos com pequenas flutuações de composição química.
A redução na oxidação das gotas, pela presença de N
2
e O
2
, ocorrida durante as
diferentes etapas da deposição, foi beneficiada pela adição de Ni, sendo este o
efeito mais significativo para a diminuição na formação de salpicos e gotas pré-
solidificadas.
§ Em relação à modificação da microestrutura e resistência à cavitação com os
parâmetros de processo:
As alterações nos parâmetros de deposição promoveram modificações na
morfologia dos revestimentos depositados, onde se observou uma maior formação
de salpicos com o aumento na pressão do ar-comprimido, assim como melhoria na
molhabilidade das lamelas com o aumento na tensão de deposição, assim como
uma redução na porosidade com a adoção de ar-comprimido como gás de
transporte.
§ Desenvolvimento teóricos das ligas resistentes à cavitação:
A partir das definições iniciais utilizadas foi possível obter revestimentos capazes de
apresentar transformação induzida por deformação, em razão da sua composição
química e baixa EFE, indicando a absorção de energia pelas lamelas aspergidas
durante o ensaio de cavitação, assim como durante a deposição. A quantidade e o
tipo de martensita formada variaram conforme a concentração de Mn nas ligas
Conclusões e Sugestões para Trabalhos Futuros
162
depositadas, onde a maior quantidade de Mn induziu a maior formação de
martensita, principalmente do tipo martensita e.
§ Resistência à cavitação das ligas aspergidas e refundidas:
O critério que controla a resistência à cavitação dos revestimentos aspergidos é a
morfologia das lamelas, com aumento da resistência à cavitação em razão da
redução na quantidade de salpicos e gotas pré-solidificadas, e maior deformação
das lamelas. Dos demais critérios estabelecidos observa-se uma correlação entre a
EFE e martensita final com a resistência à cavitação dos revestimentos aspergidos,
onde os revestimentos com menor EFE e maior quantidade de martensita final
apresentaram maior resistência à cavitação.
Os revestimentos aspergidos apresentam perda de massa a partir de dois diferentes
mecanismos: o principal seria a perda de massa por fratura dos óxidos
interlamelares e desplacamento das lamelas, e um secundário, que é a perda de
massa por ruptura das placas de martensita formadas pela deformação gerada
durante o ensaio de cavitação, semelhante ao descrito em revestimentos soldados.
Os revestimentos refundidos por plasma apresentaram elevada resistência à
cavitação, semelhante a ligas inoxidáveis austeníticas com Co. O processo de
refusão promoveu uma maior homogeneização da microestrutura, minimizando a
presença de óxidos, assim como eliminando a microestrutura típica de revestimentos
aspergidos.
Finalmente, o mecanismo que controla a resistência à cavitação dos revestimentos
refundidos é a EFE e formação de martensita induzida por deformação, em razão da
composição química das ligas.
Conclusões e Sugestões para Trabalhos Futuros
163
7. Sugestões para Trabalhos Futuros
§ Avaliar o uso de pré-ligas na forma de pós atomizados para adição dos elementos
de liga no arame tubular, com o objetivo de melhorar a homogeneidade química,
permitindo uma menor redução na perda de elementos de liga;
§ Utilização das ligas estudadas para deposição de revestimentos via HVOF ou PS,
pois estes processos de deposição permitem uma melhor adesão e uma menor
formação de óxidos, permitindo avaliar a influência da morfologia nestes
revestimentos;
§ Estudo do processo de formação dos óxidos em revestimentos aspergidos, pois
neste trabalho foi verificada a importância da quantidade dos óxidos formados, e
maiores alterações na composição química podem promover revestimentos com
variações nos tipos de óxidos formados;
§ Estudo da influência dos parâmetros de deposição nas demais ligas
desenvolvidas, observando se as alterações nos parâmetros de processo são
capazes de melhorar a morfologia dos revestimentos, reduzindo a formação de
salpicos e gotas pré-soidificadas;
§ Avaliação da influência dos parâmetros de refusão por plasma na microestrutura e
resistência à cavitação dos revestimentos estudados, observando se é possível
obter um maior refinamento da microestrutura, assim como um aumento da
resistência à cavitação;
§ Avaliar o comportamento das ligas em meio corrosivo;
Referências Bibliográficas
164
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