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UNIVERSIDADE FEDERAL DO CEARÁ
CENTRO DE TECNOLOGIA
DEPARTAMENTO DE ENGENHARIA METALÚRGICA E DE MATERIAIS
PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA E CIÊNCIA DE MATERIAIS
CLEITON CARVALHO SILVA
REVESTIMENTOS DE LIGAS DE NÍQUEL DEPOSITADOS PELO
PROCESSO TIG COM ALIMENTAÇÃO DE ARAME FRIO – ASPECTOS
OPERACIONAIS E METALÚRGICOS
Fortaleza – CE
Abril de 2010
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ii
UNIVERSIDADE FEDERAL DO CEARÁ
CENTRO DE TECNOLOGIA
DEPARTAMENTO DE ENGENHARIA METALÚRGICA E DE MATERIAIS
PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA E CIÊNCIA DE MATERIAIS
REVESTIMENTOS DE LIGAS DE NÍQUEL DEPOSITADOS PELO PROCESSO TIG
COM ALIMENTAÇÃO DE ARAME FRIO – ASPECTOS OPERACIONAIS E
METALÚRGICOS
Eng. MSc. Cleiton Carvalho Silva
Tese de Doutorado apresentada ao Programa
de Pós-graduação em Engenharia e Ciência
dos Materiais como parte dos requisitos para
a obtenção do título de Doutor em Engenharia
e Ciência de Materiais.
Orientador: Prof. Dr. Jesualdo Pereira Farias
Co-orientador: Prof. Dr. Hélio Cordeiro de Miranda
Fortaleza – CE
Abril de 2010
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S579r Silva, Cleiton Carvalho
Revestimentos de liga de níquel depositados pelo processo TIG com
alimentação de arame frio: aspectos operacionais e metalúrgicos / Cleiton
Carvalho Silva, 2010.
325 f. ;il. color. enc.
Orientador: Prof. Dr. Jesualdo Pereira Farias
Co-orientador: Prof. Dr. Hélio Cordeiro de Miranda
Área de concentração: Propriedades físicas e mecânicas dos materiais
Tese (Doutorado) - Universidade Federal do Ceará, Centro de Tecnologia.
Depto. de Engenharia Metalúrgica e de Materiais, Fortaleza, 2010.
1. Soldagem 2. Ligas (metalurgia) 3. Microestruturas I. Farias, Jesualdo
Pereira (orient.) II. Miranda, Hélio Cordeiro de (co-orient.) III. Universidade
Federal do Ceará – Programa de Pós-graduação em Engenharia e Ciência de
Materiais.
CDD 620.11
ii
iii
“A mente que se abre a uma nova idéia jamais
voltará ao seu tamanho original”
(Albert Einstein)
iv
A Deus
À minha mãe, Horlandina
À minha esposa, Reni
À minha sobrinha, Taynara
v
AGRADECIMENTOS
A Deus, pelo dom da vida.
À minha mãe, por sua presença constante em minha vida.
À Reni, minha esposa, por seu amor, carinho, compreensão e apoio incondicional em
todos os momentos ao longo deste árduo trabalho.
Ao Professor e Orientador Dr. Jesualdo Pereira Farias, pelo qual mantenho profundo
respeito e admiração, agradeço não só por seu apoio, incentivo e orientação, mas
principalmente pela amizade e confiança durante todos estes anos.
Ao Professore e Co-orientador Dr. Hélio Cordeiro de Miranda por seu apoio, incentivo
e orientação no desenvolvimento desta tese.
Ao Professor e Dr. Marcelo Ferreira Motta do Laboratório de Engenharia de
Soldagem/ENGESOLDA, pela saudável convivência, ensinamentos e contribuições nas
discussões dos resultados.
Ao Professor e futuro Doutor Willys Machado Aguiar, cuja amizade, apoio e incentivo
deste os tempos de ETFCE foram decisivos para a concretização deste momento.
Aos Professores Dr. Lindberg Lima Gonçalves e Dr. Ricardo Emílio Quevedo, pelo
excelente trabalho desenvolvido à frente da coordenação do Programa de Pós-graduação
em Engenharia e Ciência de Materiais.
A todos os Professores do Programa de Pós-Graduação em Engenharia e Ciência dos
Materiais.
Ao Laboratório de Caracterização de Materiais (LACAM), em especial ao Prof. Dr.
Hamilton Ferreira Gomes de Abreu e ao M.Sc. Flávio Herculano.
Ao Laboratório de Difração de Raio-X na pessoa do Prof. Dr. José Marcos Sasaki, pelo
apoio e contribuições referentes às análises de difração de raio-X.
Ao Laboratório de Microscopia Eletrônica (LME) do Laboratório Nacional de Luz
Síncrotron (LNLS), pela realização das análises de microscopia eletrônica de transmissão.
Ao Dr. Antonio Jose Ramirez, coordenador do LME/LNLS, por seu apoio,
ensinamentos e orientação nas análises de microscopia eletrônica de transmissão.
Ao Dr. Conrado Ramos Moreira Afonso pelo seu auxílio e orientação nas atividades
práticas de microscopia de transmissão.
A todos os bolsistas e amigos do ENGESOLDA, em especial ao MSc. Edvan Miranda,
Eng. Francisco Assis, Eng. Higor Jonas, Thiago Ivo, Felipe Brito e Rafaella Silva pelo
esforço e dedicação para a realização deste trabalho.
Ao Laboratório de Maquinas Operatrizes do CEFET, na pessoa do Prof. M.Sc. Evaldo
Correia Mota.
vi
À Coordenação de Aperfeiçoamento de Pessoal de Nível Superior pela concessão da
bolsa de pesquisa.
À PETROBRAS / Cenpes pelo apoio ao desenvolvimento deste trabalho.
Aos colegas de turma Flávio Herculano, Francisco Estênio, Francisco Nélio, Rodrigo
Freitas, José Silvio e Willys Aguiar pela saudável convivência durante os últimos anos.
vii
RESUMO
A soldagem de revestimento com ligas à base de níquel constitui uma interessante opção
para a construção e o reparo de equipamentos para aplicações em ambiente de corrosão
severa, permitindo alcançar as características desejadas (resistência à corrosão) com uma
significativa redução de custos. Neste contexto, alguns estudos indicam que o processo de
soldagem TIG com alimentação de arame pode ser uma boa opção, desde que os
parâmetros de soldagem sejam corretamente ajustados. O objetivo do presente trabalho foi
avaliar e otimizar os principais parâmetros de soldagem, bem como avaliar o
comportamento metalúrgico de revestimentos de ligas de níquel depositados pelo processo
TIG com alimentação de arame frio sobre chapas de aço C-Mn. Três ligas à base de níquel
foram avaliadas no presente estudo: AWS ER Ni-Cr-Mo 3; AWS ER Ni-Cr-Mo 4 e AWS ER
Ni-Cr-Mo 14. As soldagens foram realizadas numa primeira análise em simples deposição e,
posteriormente, na formação de camadas de revestimento, variando diversos parâmetros
operacionais. A caracterização microestrutural consistiu de análises de microscopia ótica,
microscopia eletrônica de varredura (MEV) e de transmissão (MET), espectroscopia de raio-
X dispersivo em energia (EDS), difração de elétrons retroespalhados (EBSD) e difração de
raios-X (DRX). Ensaios de polarização eletroquímica e desgaste com roda de borracha
foram realizados para avaliar a resistência à corrosão e ao desgaste, respectivamente. Os
resultados mostraram que o processo TIG com alimentação automática de arame frio
demonstrou ser uma opção interessante para a soldagem de revestimentos de ligas de
níquel, podendo depositar em apenas uma camada, revestimentos que alcançam níveis de
diluição inferiores ou muito próximos de 5%, característica favorável para garantir boas
propriedades aos revestimentos. A microestrutura dos revestimentos depositados com a liga
AWS ER Ni-Cr-Mo 3 foi constituída por uma matriz γ com fases secundárias ricas em Nb
(fase Laves e carboneto/nitreto de Ti e Nb). Estruturas complexas constituídas por um
núcleo de nitreto de titânio-nióbio (TiNbN) e uma casca de carboneto de nióbio (NbC) ou
nióbio-titânio (NbTiC) foram observadas. A microestrutura dos revestimentos depositados
com as ligas AWS ER Ni-Cr-Mo 4 e AWS ER Ni-Cr-Mo 14 foi constituída por uma matriz γ e
fases secundárias ricas em Mo (fases σ, P e µ). Foi identificado um empobrecimento de Mo
ao redor dos precipitados ricos em Mo, tornando esta região susceptível à corrosão. O
ensaio de polarização eletroquímica não se mostrou capaz de avaliar o comportamento dos
revestimentos quanto à corrosão por pites. O baixo nível de dureza da matriz associada com
uma pequena fração volumétrica e dimensão dos precipitados resultou numa baixa
resistência ao desgaste abrasivo.
Palavras-chave: Soldagem; ligas Ni-Cr-Mo; microestrutura; corrosão.
viii
ABSTRACT
The weld overlay with nickel-based alloys is an interesting alternative for the construction
and repair of equipments for applications in severe corrosive medium, allowing reach the
desirable characteristics (corrosion resistance) with a significant reduction of cost. In this
context, the GTAW cold wire feed process can be a good option for overlay deposition, since
the welding parameters are correctly adjusted. The main objective of the present work was to
evaluate and to optimize the operational and metallurgical characteristics of nickel-based
alloys weld overlays deposited by the GTAW cold wire feed on C-Mn steel plates. The nickel-
based alloys AWS ER Ni-Cr-Mo 3; AWS ER Ni-Cr-Mo 4 and AWS ER Ni-Cr-Mo 14 were
studied in the this work. The welds were performed initially in single weld bead and later in
multipass to produce the coating, changing several operational parameters. The
microstructure was investigated using light microscopy, scanning electron microscopy
(SEM), transmission electron microscopy (TEM), energy dispersive of X-ray spectroscopy
(EDS), electron backscattering diffraction (EBSD) and X-ray diffraction (XRD).
Potentiodynamics polarization analysis and wheel rubber wear test were used to evaluate
the corrosion and abrasive wear resistance, respectively. The results showed that the GTAW
cold wire feed process demonstrated to be an interesting option for the weld overlay with
nickel-base alloys, could deposit in just one layer, coatings with dilution levels inferior or very
close to 5%, important characteristics to assure a good performance of the coatings. The
microstructure of the coatings deposited with AWS ER NiCrMo-3 alloy was constituted by the
γ-matrix and secondary phases Nb-rich (Laves phase and Nb-Ti carbide/nitrides). It was
observed that the precipitates with cuboidal and cruciform morphologies are formed by a
complex structure constituted by titanium-niobium nitride (TiNbN) as nucleus and niobium
carbide (NbC) or niobium-titanium (NbTiC) carbide as shell. The microstructure of the
coatings deposited with the AWS ER NiCrMo-4 and AWS ER NiCrMo-13 alloys were
constituted by the γ-matrix and secondary phases Mo-rich (σ, P and µ phases). It was
identified a Mo depletion around the precipitates rich in Mo, causing a drop in the corrosion
resistance. The potentiodynamic polarization was not shown capable to evaluate the
behavior of the coatings for the pitting corrosion. The low level of hardness of the matrix
associated with a small volumetric fraction of secondary phases (hard precipitates) resulted
in a low abrasive wear resistance.
Keywords: Welding; Ni-Cr-Mo alloys; microstructure; corrosion.
Sumário
CAPÍTULO I – INTRODUÇÃO E OBJETIVO
1.1 Introdução............................................................................................................1
1.2 Objetivo geral e específicos.................................................................................4
CAPÍTULO II – REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
2.1 Superligas............................................................................................................5
2.2 Superligas de níquel............................................................................................5
2.3 Mecanismos de aumento de resistência.............................................................7
2.3.1 Solução sólida.....................................................................................................7
2.3.2 Precipitação........................................................................................................9
2.3.3 Dispersão de óxidos..........................................................................................11
2.4 Efeito dos elementos de liga.............................................................................11
2.5 Características microestruturais........................................................................13
2.5.1 Matriz γ ..............................................................................................................14
2.5.2 Fases Topologicamente compactas..................................................................14
2.5.2.1 Fase σ................................................................................................................15
2.5.2.2 Fase µ................................................................................................................16
2.5.2.3 Fase P................................................................................................................18
2.5.2.4 Fase Laves........................................................................................................19
2.5.3 Carbonetos, nitretos e boretos..........................................................................20
2.6 Soldabilidade.....................................................................................................24
2.6.1 Solidificação.......................................................................................................25
2.6.2 Desenvolvimento de grãos na zona de fusão....................................................30
2.6.3 Problemas associados à soldagem...................................................................31
2.6.3.1 Trinca à quente..................................................................................................31
2.6.3.2 Trinca à frio........................................................................................................34
2.6.4 Soldagem de materiais dissimilares..................................................................35
2.6.5 Soldagem de revestimentos..............................................................................36
CAPÍTULO III – MATERIAIS E MÉTODOS
3.1 Materiais............................................................................................................39
3.2 Equipamentos ...................................................................................................40
3.2.1 Equipamentos para soldagem..........................................................................40
3.2.2 Equipamentos para caracterização microestrutural.........................................43
3.2.3 Equipamentos para ensaio de desgaste..........................................................43
3.2.4 Equipamentos para ensaio de arrancamento...................................................44
ii
3.2.5 Equipamentos para ensaio de corrosão...........................................................44
3.3 Metodologia.......................................................................................................45
3.3.1 Etapa I – Testes preliminares............................................................................46
3.3.2 Etapa II – Ensaios definitivos – Cordão isolado................................................47
3.3.3 Etapa III – Ensaios defitinivos – Revestimentos................................................52
3.3.4 Etapa IV – Caracterização microestrutural........................................................57
3.3.4.1 Preparação de amostras............................................................57
3.3.4.2 Microscopia ótica e eletrônica....................................................57
3.3.4.3 Difração de elétrons retroespalhados (EBSD)............................58
3.3.4.4 Difração de raio-X.......................................................................58
3.3.5 Etapa V – Avaliação das Propriedades Mecânicas...........................................59
3.3.5.1 Ensaio de microdureza...............................................................59
3.3.5.2 Ensaio de arrancamento.............................................................59
3.3.5.3 Ensaio de desgaste....................................................................61
3.3.6 Etapa VI – Avaliação da resistência à corrosão................................................62
3.3.6.1 Ensaio de polarização eletroquímica..........................................62
CAPÍTULO IV – RESULTADOS E DISCUSSÃO I
4.1 Ensaios definitivos – Cordão isolado.................................................................63
4.2 Soldagem com Corrente Contínua Convencional..............................................63
4.3 Influência da energia de soldagem sobre a geometria do cordão de solda......71
4.4 Influência da técnica da energia sobre a geometria do cordão de solda..........78
4.5 Influência da DPEP sobre a geometria do cordão de solda.............................86
4.6 Influência do tecimento sobre a geometria do cordão de solda.......................91
4.7 Influência da distância da ponta do arame a peça (DPAP)..............................97
4.8 Soldagem com corrente contínua pulsada......................................................103
CAPÍTULO V – RESULTADOS E DISCUSSÃO II
5. Ensaios definitivos – Revestimentos...............................................................105
5.1 Planejamento experimental pela técnica de Taguchi......................................105
5.2 Escolha dos fatores de controle.......................................................................106
5.3 Seleção do arranjo ortogonal...........................................................................107
5.4 Determinação da razão sinal/ruído (η)............................................................110
5.5 Avaliação do acabamento superficial..............................................................111
5.6 Determinação das características geométricas...............................................117
5.7 Avaliação das características geométricas......................................................123
5.7.1 Diluição.................................................................................................123
5.7.2 Penetração...........................................................................................128
5.7.3 Reforço.................................................................................................131
iii
5.7.4 Defeitos................................................................................................134
5.8 Teste de confirmação do Taguchi....................................................................137
CAPÍTULO VI – RESULTADOS E DISCUSSÃO III
6. Caracterização microestrutural dos revestimentos..........................................141
6.1. Caracterização microestrutural das interfaces revestimento/substrato...........141
6.2. Avaliação da composição química dos revestimentos – Diluição....................170
6.3. Caracterização da microestrutura do metal de solda (Fases
secundárias)................................................................................................................174
6.3.1 Liga Inconel 625...............................................................................................174
6.3.2. Liga Hastelloy C276........................................................................................211
6.3.3. Liga Inconel 686..............................................................................................225
6.4. Quantificação das fases secundárias..............................................................265
CAPÍTULO VII – RESULTADOS E DISCUSSÃO IV
7. Comportamento mecânico, corrosivo e tribológico dos revestimentos............276
7.1 Ensaio de polarização eletroquímica...............................................................276
7.2 Ensaios de microdureza..................................................................................288
7.3 Ensaio de desgaste abrasivo com roda de borracha......................................291
7.4 Ensaio de arrancamento..................................................................................294
CAPÍTULO VIII – CONSIDERAÇÕES FINAIS
8. Considerações finais........................................................................................295
CAPÍTULO IX – CONCLUSÕES
9. Conclusões......................................................................................................298
CAPÍTULO X – SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS
10. Sugestões para trabalhos futuros....................................................................301
CAPÍTULO XI – REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS
11. Referências bibliográficas................................................................................302
iv
Índice de Figuras
CAPÍTULO II
Figura 2.1. Campos de deformação devido a discordâncias..........................................8
Figura 2.2. Redução da distorção da rede por: (a) Átomos de soluto substitucional
menor que o do solvente. (b) Átomos de soluto substitucional maior que o do solvente.
(c) átomos de soluto intersticiais.....................................................................................8
Figura 2.3. (a) Micrografia obtida por MET de uma liga de níquel endurecida por
precipitação. (b) Desenho esquemático do bloqueio das discordâncias (SAFARI &
NATEGH, 2009)............................................................................................................10
Figura 2.4. Precipitados de fase γ’ em matriz γ. (a) Morfologia cúbica; (b) Morfologia
globular; (c) Morfologia globular em dois níveis (PENKALLA et al., 2003); (d)
Morfologia alongada (ROSS & SIMS, 1987).................................................................10
Figura 2.5. Desenho esquemático da deformação da rede cristalina na matriz γ devido
a diferença de parâmetro de rede entre matriz e precipitado (Baseado em BROOKS
1984).............................................................................................................................11
Figura 2.6. Exemplos de fase σ. (a) e (b) MEV (KONG & CHEN, 2004). (c) MET
(CHEN et al., 2002).......................................................................................................16
Figura 2.7. Morfologia agulhada da fase µ precipitada em ligas de níquel com adição
de W. (a) (YANG et al., 2006); (b) (YANG et al., 2007).................................................17
Figura 2.8. (a) Colônia celular de fase P ao longo de contorno de grão. (NYSTROM et
al., 1997). (b) Fase P precipitada sobre carboneto MC (CHEN et al., 2002)................18
Figura 2.9. Principais estruturas cristalinas para a fase Laves.....................................19
Figura 2.10. Microestrutura eutética constituída por matriz γ/fase Laves e matriz γ/NbC.
(DUPONT et al., 1998)..................................................................................................20
Figura 2.11. (a) Carbonetos M
23
C
6
precipitados na interface MC/γ. (b) Precipitação de
fase η pela decomposição de carbonetos MC (LVOV et al., 2004)..............................21
Figura 2.12. Carbonetos M
7
C
3
precipitado descontinuamente nos contornos de grão
(AGUILAR et al., 2007)..................................................................................................22
Figura 2.13. Carboneto M
23
C
6
precipitado nos contornos de grão (SHANKAR et al.,
2001).............................................................................................................................23
Figura 2.14. Diagrama energia livre X temperatura......................................................26
Figura 2.15. Solidificação sem difusão no sólido e difusão limitada no líquido. a)
Diagrama de fase. b) Camada limite rica em soluto. (KOU, 2003). ..............................27
v
Figura 2.16. Superesfriamento constitucional. a) Diagrama de fase. b) Perfil de
composição no líquido. c) Perfil de temperatura liquidus no líquido. (KOU,
2003).............................................................................................................................29
Figura 2.17. Mudança dos modos de solidificação na poça de fusão (KOU,
2003).............................................................................................................................29
Figura 2.18. a) Crescimento epitaxial. b) Crescimento competitivo. (KOU,
2003).............................................................................................................................30
Figura 2.19. a) Trinca de solidificação (SLYVINSKY et al., 2005). b) Trinca de liquação
(YUSHCHENKO et al., 2005). c) Superfície de fratura de uma trinca de solidificação
(MAROEF et al., 2005)..................................................................................................32
Figura 2.20. a) Poça em forma de “gota-em-queda” e formação da linha de centro da
solda. b) Poça com geometria elíptica e ausência da linha de centro. (HUNZIKER et
al., 2000)........................................................................................................................32
Figura 2.21. Mapa de soldabilidade para a liga de níquel Inconel 718 (DYE et al.,
2001).............................................................................................................................34
Figura 2.22. Fissuração à frio em aço baixa liga alta resistência AISI 4340 soldado com
eletrodo revestido (SILVA et al., 2006)..........................................................................35
Figura 2.23. (a) Trinca induzida por hidrogênio em metal de solda inoxidável 309LSi.
(b) Detalhe da propagação da trinca (ROWE et al., 1999)............................................36
Figura 2.24. Desenho esquemático das características geométricas e diluição para um
cordão de solda.............................................................................................................37
CAPÍTULO III
Figura 3.1. Bancada de experimentos I. Detalhe do conjunto tocha/alimentador de
arame............................................................................................................................41
Figura 3.2. Conjunto tocha e sistema para ajuste do arame.........................................42
Figura 3.3. Bancada de experimentos II. Robô industrial com sistema de soldagem TIG
com alimentação de arame acoplado............................................................................42
Figura 3.4. Equipamento Roda de Borracha Horizontal do Laboratório de Tribologia e
Corrosão dos Materiais da UFES [4].............................................................................44
Figura 3.5. Analisador Tridimensional de Superfície.....................................................44
Figura 3.6. Fluxograma das etapas para a realização do trabalho...............................45
Figura 3.7. Desenho esquemático de extração das amostras......................................47
Figura 3.8. Representação esquemática das dimensões geométricas das seções
transversais dos cordões de solda................................................................................47
Figura 3.9. Desenho esquemático do ângulo de alimentação......................................48
Figura 3.10. Configuração do conjunto tocha/guia de alimentação em relação à direção
de soldagem. (a) FS; (b) FF..........................................................................................48
vi
Figura 3.11. Desenho esquemático do movimento descrito no tecimento triangular...49
Figura 3.12. Sequência de deposição de camada........................................................54
Figura 3.13. Desenho esquemático de sobreposição de camadas..............................54
Figura 3.14. Desenho ilustrando a trajetória descrita para cada tipo de tecimento no
Método Taguchi.............................................................................................................56
Figura 3.15. Desenho esquemático da posição nas quais foram removidas as
amostras para a realização dos diversos ensaios........................................................56
Figura 3.16. Desenho ilustrando a posição onde foram realizadas as impressões de
microdureza...................................................................................................................59
Figura 3.17. Desenho esquemático de um ensaio de arrancamento, segundo norma
ASTM A 265-03.............................................................................................................60
Figura 3.18. Dispositivo para ensaio de arrancamento juntamente com um corpo de
prova ensaiado..............................................................................................................60
CAPÍTULO IV
Figura 4.1. Seção transversal das amostras soldadas na condição CC1, CC2, CC3 e
CC4 com DPEP de 6 mm..............................................................................................68
Figura 4.2. Seção transversal das amostras soldadas na condição CC6 com DPEP de
6 mm..............................................................................................................................69
Figura 4.3. Seção transversal das amostras soldadas nas condições CC3, CC4, CC5 e
CC6 com DPEP de 10 mm............................................................................................70
Figura 4.4. Seção transversal das amostras soldadas nas condições CC2, CC3 e CC5
com DPEP de 14 mm; a) sem tecimento; b) com tecimento.........................................71
Figura 4.5. Influência da energia de soldagem sobre o reforço do cordão de
solda..............................................................................................................................73
Figura 4.6. Influência da energia de soldagem sobre a largura do cordão de
solda..............................................................................................................................73
Figura 4.7. Forças motrizes e modos de convecção na poça de fusão........................75
Figura 4.8. Influência da energia de soldagem sobre a penetração do cordão de
solda..............................................................................................................................76
Figura 4.9. Influência da energia de soldagem sobre a diluição...................................76
Figura 4.10. Influência da energia na razão reforço/largura (R/L).................................77
Figura 4.11. Influência da energia sobre o produto da diluição pela razão
reforço/largura (R/L)......................................................................................................78
Figura 4.12. Influência da técnica da energia sobre o reforço do cordão de
solda..............................................................................................................................80
Figura 4.13. Influência da técnica da energia sobre a largura do cordão de
solda..............................................................................................................................81
vii
Figura 4.14. Efeito do aumento da corrente sobre a dimensão do arco e seu reflexo na
geometria do cordão de solda. (a) Corrente de soldagem baixa (I
baixa
). (b) Corrente de
soldagem alta (I
alta
)........................................................................................................82
Figura 4.15. Influência da técnica da energia sobre a penetração...............................83
Figura 4.16. Influência da técnica da energia sobre a diluição.....................................84
Figura 4.17. Influência da técnica da energia sobre a razão reforço/largura................85
Figura 4.18. Influência da técnica da energia sobre o produto da diluição pela razão
reforço/largura...............................................................................................................85
Figura 4.19. Influência da DPEP sobre a largura do cordão de solda..........................87
Figura 4.20. Influência da DPEP sobre a penetração...................................................88
Figura 4.21. Influência da DPEP sobre a diluição.........................................................90
Figura 4.22. Influência da DPEP sobre a razão reforço/largura....................................91
Figura 4.23. Influência da DPEP sobre o produto da diluição pela razão
reforço/largura...............................................................................................................91
Figura 4.24. Influência do Tecimento sobre o Reforço do Cordão de Solda.................93
Figura 4.25. Influência do Tecimento sobre a Largura do Cordão de Solda.................94
Figura 4.26. Influência do Tecimento sobre a Penetração............................................95
Figura 4.27. Influência do Tecimento sobre a Diluição.................................................95
Figura 4.28. Influência do Tecimento sobre a razão Reforço/Largura..........................96
Figura 4.29. Efeito do Tecimento sobre o produto da Diluição pela razão
Reforço/Largura.............................................................................................................97
Figura 4.30. Seção transversal cordões de solda com diferentes DPAPs utilizando
energia de 9,6 kJ/cm.....................................................................................................99
Figura 4.31. Seção transversal cordões de solda com diferentes DPAPs utilizando
energia de 12,8 kJ/cm................................................................................................100
Figura 4.32. Influência da DPAP sobre a largura do cordão de solda........................101
Figura 4.33. Influência da DPAP sobre a razão reforço/largura.................................102
Figura 4.34. Influência da DPAP sobre o produto da diluição pela razão
reforço/largura.............................................................................................................102
Figura 4.35. Amostras soldadas utilizando corrente pulsada.....................................104
CAPÍTULO VI
Figura 5.1. Acabamento superficial da amostra soldada com a condição T1.............113
Figura 5.2. Acabamento superficial da amostra soldada com a condição T2.............113
Figura 5.3. Acabamento superficial da amostra soldada com a condição T7.............114
Figura 5.4. Acabamento superficial da amostra soldada com a condição T11...........115
Figura 5.5. Acabamento superficial da amostra soldada com a condição T12...........116
Figura 5.6. Seção transversal das camadas soldadas no teste de Taguchi...............119
viii
Figura 5.7. Detalhe dos defeitos entre passes para a amostra T4..............................121
Figura 5.8. Detalhe dos defeitos entre passes para a amostra T8..............................121
Figura 5.9. Detalhe dos defeitos entre passes para a amostra T9..............................122
Figura 5.10. Detalhe dos defeitos entre passes para a amostra T10..........................122
Figura 5.11. Detalhe dos defeitos entre passes para a amostra T15..........................122
Figura 5.12. Detalhe dos defeitos entre passes para a amostra T18..........................123
Figura 5.13. Gráfico de Taguchi para a diluição..........................................................125
Figura 5.14. Gráfico de Taguchi para a penetração....................................................129
Figura 5.15. Gráfico de Taguchi para o reforço...........................................................132
Figura 5.16. Gráfico de Taguchi para os defeitos.......................................................135
Figura 5.17. Seção transversal dos ensaios de confirmação do método Taguchi. (a)
Ensaio C1 (Liga Inconel 625). (b) Ensaio C2 (Liga Hastelloy C276). (c) Ensaio C3 (Liga
Inconel 686).................................................................................................................139
CAPÍTULO VI
Figura 6.1. Interface revestimento/substrato indicando a formação de uma zona de
transição (ZPM). Metal de adição Hastelloy C276......................................................142
Figura 6.2. Mapeamento químico por EDS da região da interface para a amostra T4.
Metal de adição Inconel 625........................................................................................144
Figura 6.3. Perfil de composição química ao longo da interface para a amostra
T4................................................................................................................................145
Figura 6.4. Mecanismo de formação da ZPM. (Baseado em KOU & YANG,
2003)...........................................................................................................................146
Figura 6.5. Indicação do perfil de composição química. (a) Imagem MEV – ZPM; (b)
Imagem MEV – volume do metal de solda; (c) Perfil de composição na ZPM; (d) Perfil
de composição no metal de solda...............................................................................148
Figura 6.6. Análise de EBSD da região da interface revestimento/substrato..............149
Figura 6.7. Microestrutura do metal de solda depositado com a liga C276................151
Figura 6.8. Gráfico de Taguchi para a extensão da ZPM...........................................152
Figura 6.9. Interface revestimento/substrato. (a) T10 (E = 17,5 kJ/cm); (b) T13 (E = 20
kJ/cm); (c) T17 (E = 25 kJ/cm)....................................................................................153
Figura 6.10. Ensaio de microdureza na ZPM da amostra T4. Aumento 500X...........154
Figura 6.11. Zonas parcialmente misturadas com formação de martensita. (a) e (b)
Morfologia praia – Amostra T4; (b) e (c) Morfologia peninsular – Amostra T5; (e)
Morfologia ilha – Amostra T15.....................................................................................155
Figura 6.12. Ensaios de microdureza nas ZPM-M da Amostra T5..............................156
Figura 6.13. Mapeamento químico da ZPM-M. Amostra T4. (a) Imagem MEV; (b)
Niquel; (c) Cromo; (d) Molibdênio; (e) Ferro; (f) Niobio...............................................157
ix
Figura 6.14. Gradiente de composição química ao longo da ZPM-M com morfologia
praia. (a) Imagem de MEV indicando a localização. (b) Perfil de composição
química........................................................................................................................158
Figura 6.15. Gradiente de composição química ao longo da ZPM-M peninsular. (a)
Imagem de MEV indicando a localização. (b) Perfil de composição química.............159
Figura 6.16. (a) Imagem de MET da ZPM-M na amostra T14 (Liga Hastelloy C276); (b)
Ampliação das agulhas de martensita da ZPM; (c) EDS da região da ZPM-M (Região
A); (d) EDS do metal de base (Região B)...................................................................160
Figura 6.17. Diagrama de Schaeffler (1949)...............................................................163
Figura 6.18. Gráfico de Taguchi para a formação de ZPM-M.....................................166
Figura 6.19. Gráfico quantidade de ZPM-M versus diluição global.............................168
Figura 6.20. Ensaios de microdureza na ZPM-C. Aumento: 500X. (a) Amostra T6; (b)
Amostra T8. Zonas empobrecidas de carbono. Aumento 200X. (c) Amostra T8; (d)
Amostra T16................................................................................................................170
Figura 6.21. Comparação entre os valores de diluição obtidos por análise química de
FRX e estimados via análise da geometria dos revestimentos...................................173
Figura 6.22. Precipitados cúbicos em revestimento da liga Inconel 625. Amostra
T10..............................................................................................................................175
Figura 6.23. (a) Imagem de MEV de um precipitado com poligonal na amostra T4. (b)
Análise química por EDS do respectivo precipitado...................................................176
Figura 6.24. Precipitados com morfologia agulhada observados na amostra
T4................................................................................................................................177
Figura 6.25. Mapeamento químico sobre dois precipitados, sendo um cruciforme e
outro com morfologia eutética.....................................................................................178
Figura 6.26. Varredura de composição química ao longo do precipitado agulhado. (a)
Imagem de MEV indicando a região de análise. (b) Perfil de composição
química........................................................................................................................179
Figura 6.27. Carboneto NbTiC precipitado na liga Inconel 625. (a) Imagem em campo
claro. (b) Padrão de difração de elétrons de área selecionada (Eixo de zona [0 1
1])................................................................................................................................180
Figura 6.28. Mapeamento químico do precipitado obtido por MET............................181
Figura 6.29. (a) Imagem de MET indicando a posição da varredura. (b) Perfil de
composição química ao longo do precipitado.............................................................182
Figura 6.30. (a) Imagem do carbonitreto de Ti Nb em campo claro. (b) Imagem do
precipitado na condição de dois feixes na direção [-2 4 -2]. (c) Padrão de difração de
elétrons do precipitado indexado como NbC no eixo de zona
[111].............................................................................................................................183
x
Figura 6.31. Mapeamento químico por EDS mostrando a evolução de TiN para
NbC.............................................................................................................................184
Figura 6.32. (a) Imagem de MET em campo claro. (b) Perfil de composição química ao
longo do precipitado. (c) Perfil de composição química considerando a presença do
carbono. (c) Perfil de composição química considerando a presença de nitrogênio..186
Figura 6.33. Micrografia do metal de adição (arame) sem ataque indicando a presença
de precipitados de TiNbN............................................................................................187
Figura 6.34. Mapeamento químico dos nitretos de titânio e nióbio presentes no metal
de adição (arame) da liga 625.....................................................................................188
Figura 6.35. Modelo de crescimento do carboneto de nióbio e titânio (NbTiC) sobre o
núcleo de nitreto de titânio (TiNbN).............................................................................190
Figura 6.36. (a) Precipitado alongados presente na região interdendrítica. Amostra T4.
(b) Análise química por EDS do precipitado indicado na Figura 6.36a.......................192
Figura 6.37. Mapeamento químico de uma região interdendrítica com dois tipos de
precipitados. Amostra T4.............................................................................................193
Figura 6.38. Mapeamento químico por EDS de um precipitado com geometria irregular
e morfologia semelhante a um eutético. Amostra T4..................................................194
Figura 6.39. Colonias de fase Laves precipitadas na região interdendrítica. Amostra
T16..............................................................................................................................195
Figura 6.40. (a) Imagem em campo claro de um precipitado em forma de bastonete
obtida por MET. (b) Padrão de difração de elétrons de área selecionada do referido
precipitado. Eixo de zona [322]=[41-56]......................................................................196
Figura 6.41. Mapeamento químico do volume do metal de solda indicando uma forte
segregação dos elementos Mo e Nb. Amostra T4......................................................197
Figura 6.42. Perfil de composição química da amostra T4 evidenciando a segregação
de elementos durante a solidificação. As setas indicam a região interdendrítica.......198
Figura 6.43. Diagrama binário Ni-Nb...........................................................................201
Figura 6.44. Micrografias da amostra T4. (a) último cordão de solda; (b) primeiro
cordão de solda...........................................................................................................203
Figura 6.45. Microestrutura da amostra T10. (a) último cordão de solda; (b) primeiro
cordão de solda...........................................................................................................204
Figura 6.46. (a) Micrografia indicando uma trinca de solidificação no metal de solda. (b)
Desenho esquemático da localização das trincas no revestimento............................205
Figura 6.47. Mapeamento químico de um precipitado com morfologia eutética. Amostra
T10..............................................................................................................................206
xi
Figura 6.48. (a) Trinca de solidificação na amostra T10 (Inconel 625). (b) Detalhe da
trinca mostrando o filme de fase secundária entre as superfícies. (c) Em detalhe uma
região interdendrítica contendo o eutético γ/Laves rico em Nb..................................207
Figura 6.49. Microestrutura do revestimento da amostra T13. (a) último cordão de
solda; (b) primeiro cordão de solda............................................................................208
Figura 6.50. Microestrutura do revestimento da condição T16. (a) último cordão de
solda; (b) primeiro cordão de solda............................................................................209
Figura 6.51. Análise de difração de raio-X. (a) Amostra T4; (b) Amostra T10; (c)
Amostra T13; (d) Amostra T16...................................................................................210
Figura 6.52. Mapeamento químico da zona de crescimento dendrítico. Amostra T2. (a)
Imagem de MEV; (b) Níquel; (c) Cromo; (d) Molibdênio; (e) Tungstênio; (f) Ferro.....212
Figura 6.53. Microestrutura representativa da região de crescimento celular-dendrítico
(a) e dendrítico (b). Amostra T5..................................................................................214
Figura 6.54. Filme de precipitados nos contornos de grão junto à interface. Amostra
T8................................................................................................................................214
Figura 6.55. Precipitados na forma de filme em contornos de grão e interdendríticos.
Amostra T8..................................................................................................................215
Figura 6.56. Precipitação de fases secundárias em contornos de grão migrados.
Amostra T14................................................................................................................216
Figura 6.57. Emaranhado de precipitados com indícios da presença de novas
partículas no interior da fase secundária. Amostra T8................................................217
Figura 6.58. Mapeamento químico de precipitados na amostra T5............................217
Figura 6.59. (a) Imagem de MET em campo claro – Fase P; (b) Padrão de difração de
área selecionada do precipitado segundo o eixo de zona [537]; (c) Análise química
obtida por EDS. Amostra T14......................................................................................219
Figura 6.60. (a) Imagem em campo claro de um precipitado de fase P; (b) Padrão de
difração de área selecionada orientado segundo o eixo zona [85-8]; (c) Análise de
composição química obtida por EDS. Amostra T14....................................................220
Figura 6.61. Resultados da análise de difração de raio-X para os precipitados
extraídos da matriz. (a) Amostra T2; (b) Amostra T5; (c) Amostra T8; (d) Amostra
T17..............................................................................................................................222
Figura 6.62. Diagrama de fases ternário Ni-Cr-Mo. (a) 1250ºC; (b) 850ºC. (Raghavan
et al., 1984)…………………………………………………………………………………..223
Figura 6.63. Diagrama fração de fases x temperatura para a liga C276 em condição de
equilíbrio (TURCHI et al., 2005)..................................................................................225
xii
Figura 6.64. Mapeamento químico da zona de crescimento celular do metal de solda.
Amostra T18 depositada com a liga 686. Intensa segregação de Mo para a região
intercelular...................................................................................................................227
Figura 6.65. Perfil de composição química transversal às células. Amostra T18. (a)
Imagem de MEV. (b) Perfil de composição química...................................................228
Figura 6.66. (a) Formação das fases secundárias no volume intercelular. (b) Formação
de fases secundárias no volume interdendrítico. Amostra T3....................................230
Figura 6.67. Microestrutura do topo do revestimento apresentando a formação de
estruturas com morfologia eutética. Amostra T18......................................................230
Figura 6.68. Mapeamento químico de um precipitado com morfologia eutética. Amostra
T18..............................................................................................................................231
Figura 6.69. Precipitados com morfologia lamelar encontrados nas amostras: Amostra
T9 - (a) e (b); Amostra T18 - (c) e (d)..........................................................................232
Figura 6.70. Mapeamento químico de um precipitado com morfologia lamelar. Amostra
T9................................................................................................................................233
Figura 6.71. Precipitação celular de fase P rica em Re em uma liga de Ni endurecida
por precipitação (NYSTROM et al., 1997)..................................................................234
Figura 6.72. Mapeamento químico de um precipitado na região intercelular. Amostra
T9................................................................................................................................235
Figura 6.73. (a) Imagem de MET em campo claro apresentando um precipitado de
fase P. (b) Padrão de difração de área selecionada com feixe paralelo à direção [425].
(c) Análise química por EDS. Amostra T9...................................................................236
Figura 6. 74. (a) Imagem de MET em campo claro. Precipitado de fase P. (b) Padrão
de difração de área selecionada com feixe paralelo à direção [3-17]. (c) Análise
química via EDS. Amostra T9....................................................................................237
Figura 6.75. Precipitado de fase P indicando as regiões onde foram realizados o
mapeamento químico e o perfil de composição química. Amostra T9......................238
Figura 6.76. Mapeamento químico da interface fase P/matriz γ. (a) Imagem de MET;
(b) Níquel; (c) Cromo; (d) Molibdênio; (e) Tungstênio; (f) Ferro. Amostra T9............239
Figura 6.77. Perfil de composição química ao longo da interface fase P/matriz γ.
Amostra T9.................................................................................................................240
Figura 6.78. Teor de Mo e W na interface matriz/fase P. Amostra T9.......................241
Figura 6.79. (a) Imagem de MET em campo claro de uma estrutura composta por fase
P e fase µ. (b) Detalhe da fase µ mostrando a presença de falhas de empilhamento na
estrutura cristalina. (c) Padrão de difração de área selecionada segundo eixo de zona
xiii
[1338]
P
e [-32-1]
µ
. (d) Desenho esquemático do padrão de difração. Amostra
T9................................................................................................................................243
Figura 6.80. (a) Análise química por EDS da fase µ. (b) Análise química por EDS da
fase P..........................................................................................................................245
Figura 6.81. (a) Imagem de MET obtida em campo claro de um aglomerado de
precipitados (Amostra T9). (b) Detalhe do precipitado no topo do aglomerado. (c)
Detalhe dos precipitados na parte inferior do aglomerado. (d) Padrão de difração de
área selecionada da fase µ com eixo de zona orientado na direção [121]. (e) Padrão
de difração de área selecionada da fase P com eixo de zona [527]. (f) Relação de
orientação entre a fase µ e a fase P............................................................................247
Figura 6.82. Mapeamento químico obtido por EDS do aglomerado da Figura 6.81a. (a)
Imagem de STEM. (b) Níquel; (c) Cromo; (d) Molibdênio; (e) Tungstênio; (f)
Ferro............................................................................................................................248
Figura 6.83. (a) Imagem em campo claro do precipitado da base da Figura 7.80.(b)
Imagem de alta resolução do reticulado da fase P com sua respectiva transformada de
Fourier. (c) Padrão de difração de área selecionada com eixo de zona orientado na
direção [527]. (d) Padrão de difração de área selecionada com eixo de zona orientado
na direção [101]. (d) Relação de orientação entre os dois precipitados de fase P.....249
Figura 6.84. Precipitado de fase σ. (a) Imagem de campo claro. (b) Imagem de campo
escuro em condição de dois feixes. (c) Padrão de difração de área selecionada
orientada no eixo de zona [115]. (d) Análise química de EDS...................................252
Figura 6.85. Exemplo de microestrutura da região próxima a interface
revestimento/substrato. (a) Primeiro cordão de solda – Precipitação de fases
secundárias nos contornos de grão de solidificação. (b) Último cordão de solda –
Ausência de precipitados nos contornos de grão de solidificação..............................253
Figura 6.86. (a) Contornos de grão decorados com precipitados na forma de filme
contínuo na amostra T15; (b) Detalhe do filme de fase secundária da amostra T15; (c)
Precipitados finamente dispersos nos contornos de grão de solidificação observados
em cordões reaquecidos na amostra T9; (d) Detalhe do contorno de grão; (e) Detalhe
dos precipitados no contorno de grão; (f) Idem (e).....................................................254
Figura 6.87. (a) Contorno de grão apresentando tanto precipitados em forma de filme
contínuo como a precipitação de pequenas partículas. (b) Detalhe de um contorno
apresentando uma espécie de filme e precipitados nanométricos. (c) Detalhe das
partículas precipitadas na adjacência do contorno de grão. Amostra T9...................255
Figura 6.88. (a) Imagem em campo claro obtida por MET. (b) Padrão de difração de
elétrons com feixe orientado na direção [243]. Amostra T9........................................256
xiv
Figura 6.89. (a) Imagem em campo claro obtida por MET. (b) Padrão de difração de
elétrons com feixe orientado na direção [735]. Amostra T9........................................256
Figura 6.90. (a) Imagem em campo claro de um dos precipitados localizados nas
proximidades do filme de fase P. (b) Padrão de difração de elétrons de área
selecionada com eixo de zona [432]. Amostra T9.......................................................256
Figura 6.91. Mapeamento químico da região do contorno de grão. Amostra T9. (a)
Imagem de STEM; (b) Níquel; (c) Cromo; (d) Molibdênio; (e) Tungstênio; (f)
Ferro............................................................................................................................258
Figura 6.92. (a) Imagem em campo claro obtida por MET de contorno de grão
decorado com precipitados. (b) Ampliação da região indicada na Figura 7.92a com um
precipitado de fase µ ao centro e fase P em ambos os lados. (c) Padrão de difração de
área selecionada de ambas as fases com o feixe orientado nas direções [21-1]
P
e
[111]
µ
. Amostra T9.......................................................................................................259
Figura 6.93. (a) Micrografia obtida por MET mostrando um carboneto precipitado junta
a fase P. (b) Composição química do precipitado. (c) Espectro obtido por EDS.
Amostra T9..................................................................................................................261
Figura 6.94. (a) Precipitado de fase µ. (b) Padrão de difração de elétrons de área
selecionada com feixe orientado segundo as direções [121]µ e [031]µ. Amostra
T9................................................................................................................................262
Figura 6.95. Difratograma da análise de extração de precipitados da liga 686. (a)
Amostra T3; (b) Amostra T6; (c) Amostra T9; (d) Amostra T15; (e) Amostra T18......263
Figura 6.96. Diagrama de evolução microestrutural em função da temperatura para a
liga C22 (PAN et al., 2005)..........................................................................................265
Figura 6.97. Exemplos de micrografias obtidas por MEV e suas respectivas imagens
segmentadas pelo programa de análise de imagem SRVNA. Amostra T17...............267
Figura 6.98. Análise comparativa do percentual de fases secundárias entre o primeiro
e o último cordão de solda..........................................................................................269
Figura 6.99. Gráfico de Taguchi para a quantificação de precipitados do último cordão
de solda.......................................................................................................................270
Figura 6.100. Gráfico de Taguchi para a quantificação de precipitados do último cordão
de solda.......................................................................................................................272
Figura 6.101. Efeito da diluição sobre a formação de fases secundárias...................272
Figura 6.102. Efeito da diluição na formação de fases secundárias...........................273
Figura 6.103. Efeito do teor de Fe sobre a formação de fases secundárias...............273
Figura 6.104. Efeito do teor de Fe na formação de fases secundárias.......................274
Figura 6.105. Efeito do teor de Mo na formação de fases secundárias......................275
xv
Figura 6.106. Efeito do teor de Mo na formação de fases secundárias......................275
CAPÍTULO VIII
Figura 7.1. Curva de polarização indicando os principais potenciais e regiões de
interesse......................................................................................................................277
Figura 7.2. Comportamento eletroquímico para uma mesma amostra/liga................277
Figura 7.3. Comportamento eletroquímico da triplicata para a amostra T5................278
Figura 7.4. Ensaio de polarização eletroquímica comparativo entre três ligas
depositadas com o mesmo nível de energia...............................................................278
Figura 7.5. Ensaio de polarização eletroquímica dos revestimentos depositados com a
liga Inconel 625...........................................................................................................280
Figura 7.6. Ensaio de polarização eletroquímica dos revestimentos depositados com a
liga Inconel 686...........................................................................................................281
Figura 7.7. Ensaio de polarização eletroquímica dos revestimentos depositados com a
liga Hastelloy C276......................................................................................................281
Figura 7.8. Gráfico comparativo do potencial de corrosão (Ecorr) entre os
revestimentos..............................................................................................................282
Figura 7.9. Gráfico comparativo entre o potencial de quebra (Equebra I) dos
revestimentos..............................................................................................................282
Figura 7.10. Comparativo do potencial de corrosão (Ecorr) e do potencial de quebra
(Equebra I) com o teor de Fe dos revestimentos........................................................284
Figura 7.11. Comparativo do potencial de corrosão (Ecorr) e do potencial de quebra
(Equebra I) em função do PREN.................................................................................284
Figura 7.12. Comportamento corrosivo da liga Inconel 625 (Amostra T13). (a)
Aumento: 200X. (b) Aumento: 500X. Comportamento corrosivo da liga Hastelloy C276
(Amostra T8). (c) Aumento: 200X. (d) Aumento: 500X...............................................285
Figura 7.13. Micrografias obtidas por MEV da superfície dos corpos de prova
ensaiados. (a) Liga Inconel 686 (Amostra T15). Corrosão preferencial ao redor dos
precipitados de fase TCP ricos em Mo. (b) Em detalhe, ataque localizado ao redor de
precipitado...................................................................................................................285
Figura 7.14. Micrografias obtidas por MEV da superfície dos corpos de prova
ensaiados. (a) Liga Hastelloy C276 (Amostra T8). Comportamento semelhante ao da
liga Inconel 686. (b) Em detalhe, ataque localizado ao redor de precipitados. (c)
Análise de EDS do precipitado indicado na Figura 8.14a. (d) Tabela com a composição
química do precipitado................................................................................................286
Figura 7.15. Dureza média do revestimento (metal de solda)....................................288
Figura 7.16. Perfis de microdureza. (a) Amostra T2 – energia baixa; (b) Amostra T5 –
energia média; (c) Amostra T8 – energia alta.............................................................289
xvi
Figura 7.17. (a) Microestrutura da ZAC (Amostra T2). (b) Detalhe ampliado. Aumento:
1.000X (c) Presença de martensita e bainita. (d) Idem com 8.000X...........................290
Figura 7.18. (a) Microestrutura da ZAC da amostra T16 (alta energia). Aumento: 200X.
(b) Detalhe ampliado. Aumento: 500X........................................................................290
Figura 7.19. Resultado do ensaio de desgaste abrasivo...........................................291
Figura 7.20. Relação entre a dureza média dos revestimentos e o nível de
desgaste.....................................................................................................................292
Figura 7.21. Imagem de MEV da superfície desgastada da amostra T13.................293
Figura 7.22. Exemplo de topografia de superfície desgastada. Amostra T6 (liga
686).............................................................................................................................293
xvii
Índice de Tabelas
CAPÍTULO II
Tabela 2.1. Propriedades físicas e mecânicas do Niquel e do Ferro............................6
CAPÍTULO III
Tabela 3.1. Composição química dos metais de adição...............................................39
Tabela 3.2. Composição química dos metais de base..................................................40
Tabela 3.3. Composição dos gases de proteção..........................................................40
Tabela 3.4. Designação dos níveis referente aos fatores de controle..........................49
Tabela 3.5. Parâmetros para soldagem do fatorial completo utilizando o arame
eletrodo ERNiCrMo-3 (Inconel 625) com DPAP constante (3.0mm)............................50
Tabela 3.6. Parâmetros para soldagem do fatorial completo utilizando o eletrodo
ERNiCrMo-3 com DPEP constante (10.0mm)...............................................................51
Tabela 3.7. Parâmetros de soldagem utilizando corrente pulsada...............................52
Tabela 3.8. Parâmetros mantidos constantes durante a soldagem de
revestimento..................................................................................................................53
Tabela 3.9. Parâmetros de soldagem referente à planilha L18 gerada pelo Método
Taguchi..........................................................................................................................55
Tabela 3.10. Designação dos fatores de controle para o Método Taguchi...................55
CAPÍTULO IV
Tabela 4.1. Resultado das soldagens do fatorial completo com corrente contínua
convencional..................................................................................................................64
Tabela 4.2. Influência da energia sobre as variáveis de resposta................................72
Tabela 4.3. Influência da técnica da energia sobre as variáveis de resposta...............79
Tabela 4.4. Influência da DPEP sobre os fatores de controle......................................86
Tabela 4.5. Influência do tecimento sobre as variáveis de resposta.............................92
Tabela 4.6. Resultado das soldagens com variação da DPAP....................................98
Tabela 4.7. Influência da DPAP sobre os fatores de controle.....................................101
CAPÍTULO V
Tabela 5.1. Designação dos fatores de controle para o método Taguchi...................108
Tabela 5.2. Parâmetros de soldagem aplicados em cada passe para deposição da
camada........................................................................................................................108
Tabela 5.3. Resultados dos ensaios da planilha L18 utilizando o Método
Taguchi........................................................................................................................123
Tabela 5.4. Valores de η para a diluição....................................................................124
Tabela 5.5. Análise de variância dos fatores de controle sobre a diluição..................128
Tabela 5.6. Condição ótima – diluição........................................................................128
xviii
Tabela 5.7. Valores de η para a penetração..............................................................129
Tabela 5.8. Análise de variância dos fatores de controle sobre a penetração............131
Tabela 5.9. Condição ótima – penetração...................................................................131
Tabela 5.10. Valores de η para o reforço...................................................................133
Tabela 5.11. Análise de variância dos fatores de controle sobre o reforço................134
Tabela 5.12. Condição ótima – Reforço.....................................................................134
Tabela 5.13. Valores de η para os defeitos...............................................................135
Tabela 5.14. Análise de variância dos fatores de controle sobre os defeitos............136
Tabela 5.15. Condição ótima – Defeitos....................................................................137
Tabela 5.16. Ensaio de confirmação para a diluição..................................................138
Tabela 5.17. Faixa admissível para o η
ot
e a diluição...............................................140
CAPÍTULO VI
Tabela 6.1. Composição química das diversas regiões da zona parcialmente misturada
para a liga Inconel 625................................................................................................162
Tabela 6.2. Composição química das diversas regiões da zona parcialmente misturada
para a liga Inconel 686................................................................................................162
Tabela 6.3. Resumo da quantidade de ZPM-M. *Valores médios..............................165
Tabela 6.4. Composição química dos revestimentos determinada por fluorescência de
raio-X...........................................................................................................................172
Tabela 6.5. Resultados de diluição obtidos por análise geométrica e análise
química........................................................................................................................174
Tabela 6.6. Distribuição de elementos químicos nas regiões dendríticas e
interdendríticas e coeficiente de distribuição k............................................................199
Tabela 6.7. Coeficiente de distribuição, k....................................................................200
Tabela 6.8. Distribuição de elementos químicos nas regiões dendríticas e
interdendríticas............................................................................................................213
Tabela 6.9. Composição química média dos precipitados formados na Liga
C276............................................................................................................................218
Tabela 6.10. Diferença de composição química entre o entro da dendrita/célula e a
região interdendrítica/intercelular................................................................................228
Tabela 6.11. Resultados na análise de quantificação das fases secundárias............268
CAPÍTULO VII
Tabela 7.1. Teor de Fe e PREN..................................................................................279
Tabela 7.2. Resultado da análise de variância para o potencial de corrosão.............283
Tabela 7.3. Resultado da análise de variância para o potencial de quebra................283
xix
Tabela 7.4. Resultados do ensaio de desgaste abrasivo............................................292
Tabela 7.5. Resultados do ensaio de arrancamento...................................................294
Capítulo I – Introdução e Objetivos
1
CAPÍTULO I
1.1 INTRODUÇÃO
O petróleo possui grande importância para a sociedade moderna, pois além de ser a
principal fonte de energia no mundo, é também uma importante fonte de matéria-prima para
as indústrias química e petroquímica. Petróleo e gás natural juntos correspondem a quase
60% da matriz energética mundial. Esta posição de destaque é responsável por um volume
anual de negócios na ordem de trilhões de dólares.
Neste contexto, a Petrobras tem se destacado como a maior produtora de petróleo em
águas profundas do mundo com cerca de 70% da área de seus blocos exploratórios
offshore a profundidades de lâmina d’água de mais de 400 m. Em 2006, a empresa
alcançou a auto-suficiência, sendo que quase 70% da sua produção é proveniente de águas
profundas e ultra profundas. Em 2010, a produção de óleo pesado em ambiente offshore
estimada será de cerca de 20% da produção total de óleo da Petrobras. Os volumes de óleo
pesado e viscosos descobertos pela Petrobras nos últimos anos ultrapassam 15 bilhões de
barris. A maior parte deste óleo encontra-se em lâmina d’água acima de 1.000 m, o que
exige o emprego de tecnologias sofisticadas e de elevado custo para a sua extração.
No ano de 2008 foi divulgada a descobertas de reservatórios gigantes numa região
denominada de camada pré-sal, cuja localização compreende as bacias de Santos (SP),
Campos (RJ) e Espiríto Santo. Apesar de não se ter ainda informações completas sobre o
volume de petróleo total desta região, estimativas da Petrobras apontam para reservas que
totalizam 12 bilhões de barris de petróleo e gás nas bacias de Santos e Campos. No Espírito
Santo existe ainda outra reserva com mais 2 bilhões de barris. Tais descobertas podem
dobrar as reservas de petróleo e gás do Brasil e elevar o patamar do Brasil frente aos
demais países produtores de petróleo.
Embora os petróleos encontrados sejam de boa qualidade, a Petrobras conta ainda
com inúmeros reservatórios contendo petróleo pesado com elevados teores de impureza.
Estes petróleos ricos em impurezas (compostos oxigenados, nitrogenados, organometálicos,
sais minerais, água, dentre outros agentes) tornam o meio extremamente agressivo aos
materiais dos dutos e equipamentos de processo utilizados nas unidades produtoras e de
refino da Petrobras. Dentre os problemas enfrentados por estas unidades, destaca-se a
degradação dos materiais devido a processos de corrosão.
Esta degradação é atribuída a alguns fatores. O primeiro deve-se ao fato de que
muitas destas unidades não foram inicialmente projetadas para trabalhar com petróleos
Capítulo I – Introdução e Objetivos
2
pesados ricos em impurezas. O segundo foi o esgotamento de jazidas de petróleo leve e a
redução das importações deste tipo de petróleo. Por fim, a descoberta de grandes jazidas
com petróleo pesado, e a atratividade econômica de produção destes poços com petróleos
de baixa qualidade fizeram com que as unidades de produção e refino passassem a
processar petróleos pesados com alto índice de acidez.
Frente a todos estes problemas e a estas novas descobertas, grandes investimentos
em pesquisa e desenvolvimento de novos materiais e tecnologias tornam-se necessários
para atenderem aos desafios crescentes de extração e transporte de petróleos produzidos
em águas profundas e ultra-profundas, e ainda o aumento da confiabilidade operacional de
unidades de refino que processam óleos pesados. Investimentos estes que devem
contemplar o desenvolvimento de processos de soldagem e a aplicação de novos materiais
utilizados como revestimentos, bem como, sua soldabilidade, em especial para algumas
aplicações particulares como revestimentos internos e/ou externos de dutos e equipamentos
de produção off-shore e o revestimento de equipamentos de unidades de refino que sofrem
com problemas associados à corrosão naftênica.
Baseado nas informações anteriormente apresentadas torna-se clara a importância de
um estudo sistemático voltado para o desenvolvimento e otimização de processos de
soldagem que visem aplicações de revestimento, bem como a avaliação da compatibilidade
metalúrgica e do desempenho dos revestimentos depositados. Neste contexto, o Laboratório
de Engenharia de Soldagem (ENGESOLDA) da Universidade Federal do Ceará (UFC) tem
se destacado no estudo e desenvolvimento de técnicas e procedimentos para a soldagem
de revestimentos com materiais resistentes a corrosão.
Dentre os projetos de pesquisa atualmente em desenvolvimento no referido laboratório
destaca-se um grande projeto que envolve, além da UFC, as universidades federais de
Campina Grande (UFCG) e Pará (UFPA) intitulado “Desenvolvimento de técnicas de
revestimento metálico e de avaliação de degradação em aços e ligas de níquel” e que tem
como objetivo o estudo e desenvolvimento de procedimentos de soldagem e revestimento
para aplicação em equipamentos da indústria do petróleo e do gás natural. Dentre os
materiais resistentes à corrosão que merecem atenção especial para tal aplicação
destacam-se as superligas à base de níquel, as quais apresentam resistência à corrosão
bem superior aos aços inoxidáveis, bem como boas propriedades mecânicas. Já os
processos a serem avaliados no estudo são: MIG/MAG, arame tubular, MIG-MAG com
adição de arame frio e MIG/MAG duplo arame, o TIG com alimentação de arame frio, e o
plasma com arco transferido e alimentação de pó (PTA).
Inserida no referido projeto encontra-se a presente Tese, cujo foco e a motivação é
norteada segundo dois grandes pilares, o operacional e o metalúrgico. Do ponto de vista
Capítulo I – Introdução e Objetivos
3
operacional busca-se o desenvolvimento e a otimização dos parâmetros de soldagem para a
deposição de revestimentos pelo processo TIG com alimentação de arame frio de forma a
torná-lo uma alternativa interessante sob todos os aspectos para a deposição de
revestimentos resistentes à corrosão. Este processo apresenta como vantagem o fato da
alimentação do material ser independente do arco voltaico, o que possibilita um maior
controle do uso do calor do arco para a fusão do arame, resultando principalmente em
soldas com baixo nível de diluição. No entanto, para que os revestimentos depositados
alcancem as características desejadas, um rigoroso ajuste dos diversos parâmetros de
soldagem deve ser realizado.
Quanto aos aspectos metalúrgicos, a compreensão dos fenômenos físico-químicos e
metalúrgicos relacionados à soldagem de ligas à base de níquel endurecidas por solução
sólida e com alta resistência à corrosão é de fundamental importância para garantir a
qualidade dos revestimentos e sua boa performance em serviço. É interessante destacar
que existem vários tipos de ligas e dentro de uma mesma classe, como por exemplo a Ni-
Cr-Mo, a diferença de preço entre as ligas pode variar substancialmente. No entanto,
informações comparativas de soldabilidade e características de resistência à corrosão entre
estas ligas, notadamente para aplicações no setor de petróleo e gás, ainda são escassas.
Outro aspecto importante, é que algumas destas ligas à base de níquel ainda carecem de
estudos que avaliem as suas características microestruturais, visto que muitas destas são
susceptíveis à precipitação de fases associadas a problemas de trincas de solidificação ou
que afetem as suas propriedades, especialmente resistência à corrosão.
Por fim, destaca-se que para a soldagem de revestimentos resistentes à corrosão, em
geral, são depositadas duas ou três camadas para que ao final, a última camada depositada
apresente um teor máximo de Fe inferior a 5%, ou entre 5 e 10% para aplicações nas quais
as exigências de resistência à corrosão são menores. Esta deposição de inúmeras camadas
demanda um longo tempo de operação e um elevado consumo de material nobre,
encarecendo demasiadamente o processo de revestimento. Baseado nestes aspectos, o
desenvolvimento de processos e o aprimoramento de técnicas que permitam depositar
revestimentos resistentes à corrosão com ligas à base de níquel que alcancem baixos níveis
de diluição e teores de Fe inferiores a 5% com a deposição de apenas uma camada têm se
tornado um desafio no âmbito da engenharia de soldagem. Assim, um terceiro aspecto
motivacional ao desenvolvimento do presente trabalho foi aliar os aspectos operacionais e
metalúrgicos de forma a resultar na obtenção de revestimentos com boa qualidade
depositados em uma única camada, de forma a maximizar a produtividade e reduzir custos.
Capítulo I – Introdução e Objetivos
4
1.2 OBJETIVOS GERAL E ESPECÍFICOS
O objetivo geral deste trabalho é avaliar e otimizar os principais parâmetros de
soldagem do processo TIG com alimentação de arame frio de forma a produzir
revestimentos dissimilares entre ligas à base de níquel e aços C-Mn com níveis de diluição
inferiores à 5% e altura do reforço da solda superior a 3,0 mm, bem como avaliar as
características metalúrgicas, especialmente a sua microestrutura, de forma a tentar
correlacioná-la com o seu desempenho quanto à resistência à corrosão e ao desgaste.
Os objetivos específicos do trabalho são:
determinar os parâmetros operacionais ótimos para o processo TIG com alimentação
de arame frio para a deposição de revestimento;
avaliar a compatibilidade metalúrgica e as características microestruturais dos
revestimentos dissimilares entre as ligas AWS ER Ni-Cr-Mo 3 (Inconel 625), AWS ER
Ni-Cr-Mo 4 (Hastelloy C 276) e AWS ER Ni-Cr-Mo 14 (Inconel 686) e o aço ASTM
A516 Gr. 60;
avaliar a resistência à corrosão dos revestimentos dissimilares das ligas de níquel
depositadas sobre o aço ASTM A516 Gr. 60;
determinar as propriedades mecânicas e resistência ao desgaste dos revestimentos
dissimilares de ligas de níquel depositados.
Capítulo II – Revisão Bibliográfica
5
CAPÍTULO II
2. REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
2.1 Superligas
As Superligas constituem uma classe especial de materiais de engenharia, as quais
são classificadas em três grandes grupos: superligas a base de níquel, superligas a base de
cobalto e superligas a base de ferro. Esta classificação considera o elemento químico
majoritário presente na liga. SIMS (1987) propôs uma definição de superligas, com razoável
aceitação da comunidade científica e tecnológica, como sendo “Ligas desenvolvidas para
aplicações em serviço à alta temperatura, geralmente baseadas em elementos químicos do
grupo VIIIA, na qual tensionamentos mecânicos relativamente severos são encontrados, e
no qual alta estabilidade superficial é frequentemente requerida”. Na presente revisão será
dado enfoque às superligas à base de níquel.
2.2 Superligas de níquel
As superligas de níquel constituem uma das principais classes das superligas. O
níquel puro apresenta estrutura cristalina cúbica de face centrada (CFC) estável até seu
ponto de fusão, sem transformações alotrópicas de fase. Possui solubilidade total ao cobre,
e ampla faixa de solubilidade para elementos como cromo e ferro. Sob alguns aspectos,
apresenta uma marcante similaridade com o ferro, sendo um pouco mais denso, e tendo
propriedades mecânicas e magnéticas bastante similares.
O níquel puro possui densidade de 8,9 g/cm
3
e ponto de fusão 1455 ºC. A densidade
da maioria das ligas de níquel varia entre 7,79 e 9,32 g/cm
3
. A condutividade térmica do
níquel puro é da ordem de 0,089 (W/mm
2
)/(ºC/mm), portanto superior à do ferro puro (CCC:
cúbico de corpo centrado), que atinge somente 0,072 (W/mm
2
)/(ºC/mm). Porém a
condutividade térmica das ligas é inferior, da ordem de 10 % desses valores, devido à
adição de muitos elementos de liga em elevados teores (ASM, 1990). O ideal seria obter
ligas com maior condutividade térmica, já que isso seria importante para dissipar calor e
assim minimizar os gradientes de temperatura, reduzindo então as tensões térmicas e assim
a tendência de ocorrer falha por fadiga térmica.
A expansão térmica nas ligas de níquel é menor do que nas ligas ferrosas
austeníticas e isso é importante para várias aplicações, especialmente em turbinas de jatos,
já que esses componentes são projetados com estreitas tolerâncias dimensionais para
Capítulo II – Revisão Bibliográfica
6
operar bem em serviço. Além disso, um baixo coeficiente de expansão térmica contribui
para minimizar as tensões térmicas, minimizando assim a ocorrência de empenamento e
fadiga térmica (ASM, 1993a). Entretanto, para aplicações industriais na forma de
revestimento sobre aços, esta condição é crítica, porque pode causar um gradiente de
expansão térmica, gerando elevados níveis de tensões, podendo ocasionar problemas de
fadiga térmica. Algumas propriedades do níquel e do ferro são listadas na Tabela 2.1.
Tabela 2.1. Propriedades físicas e mecânicas do Niquel e do Ferro (ASM, 1990).
Propriedade
Ferro
Densidade (g/cm
3
)
7,87
Ponto de fusão (
o
C)
1.535
Coef. de expansão térmica (m/(m
o
C)
11,8 10
-6
Condutividade térmica (25
o
C) (W/m*K)
80
Resistividade elétrica ( m)
7,0 10
-8
Módulo de elasticidade (kPa)
211 10
6
Limite de resistência (MPa)
Limite de escoamento, 0,2% (MPa)
Alongamento em 51 mm (%)
Embora níquel e ferro apresentem características muito semelhantes, a estrutura
cristalina das ligas de níquel é completamente diferente do ferro. Isto torna a metalurgia do
níquel e de suas ligas diferente das ligas de ferro, possibilitando uma alta versatilidade na
elaboração de ligas com composições químicas as mais variadas para garantir excelente
resistência mecânica e elevada resistência ao desgaste, especialmente em condições de
elevada temperatura, além de excelente resistência à corrosão em uma infinidade de meios
agressivos (ASM, 1990; ASM, 1993a).
O uso inicial das ligas de níquel para aplicações críticas em sistemas que operam em
alta temperatura, se deve especialmente à sua alta resistência à corrosão e oxidação, a qual
é baseada na adição de cromo à liga, e a sua alta resistência mecânica à elevada
temperatura, conferida pela presença de outros elementos químicos (BROOKS, 1984).
Estas ligas possuem uma matriz gama ( ) com estrutura cúbica de face centrada
(CFC), e são classificadas em quatro grupos, com base no mecanismo de aumento de
resistência (BROOKS, 1984; ASM, 1990; SIMS, 1987; STOLOFF, 1987):
Capítulo II – Revisão Bibliográfica
7
Ligas endurecidas por solução sólida.
Ligas endurecidas por precipitação.
Ligas endurecidas por dispersão de óxido.
Ligas fundidas
O endurecimento por solução sólida pode ser aplicado em praticamente todas as
ligas a base de níquel. O segundo grupo usa como mecanismo endurecedor a formação de
precipitados, como fases intermetálicas tipo ’, ’’, Laves, além de boretos e carbonetos
(ASM, 1990). O terceiro grupo obtém o aumento de resistência pela dispersão de partículas
muito finas de óxido refratário ao longo da matriz. O último grupo é constituído por ligas que
são destinadas a aplicações de fundição e podem ter sua resistência aumentada por
solução sólida ou por precipitação.
2.3 Mecanismos de aumento de resistência das ligas de níquel
2.3.1 Solução sólida
O mecanismo de aumento de resistência por solução sólida está diretamente
associado ao princípio da formação de uma solução sólida substitucional e envolve
necessariamente a presença de átomos de soluto (em menor quantidade) e átomos de
solvente, (em maior quantidade) que apresentem dentre outras características, uma boa
compatibilidade entre raio atômico e estruturas eletrônicas, sendo ambos os componentes
capazes de formar estruturas cristalinas próprias e com o mesmo número de coordenação
(GRAF, 2004).
Estas características fazem com que ao adicionar soluto ao solvente, os átomos de
soluto promovam uma substituição dos átomos do solvente dentro da estrutura cristalina do
material. A quantidade de átomos de soluto que o solvente absorve varia de elemento para
elemento. O limite de solubilidade corresponde à máxima quantidade de soluto que pode ser
absorvida pelo solvente. Tomando como exemplo de solvente o níquel, tem-se que o limite
de solubilidade do molibdênio no níquel é de 20%, já o do cromo varia entre 35 e 40%.
Em ligas de níquel comerciais, a modificação da composição química através da
adição de diversos elementos químicos tem sido estudada ao longo dos anos (CARON &
KHAN, 1999). Para aumentar a compreensão de como a adição de elementos de liga
afetam este mecanismo de endurecimento, diversas ligas binárias de Ni têm sido produzidas
e avaliadas, com o objetivo de obter informações do comportamento de cada elemento
(ZACKAY & HAZLETT, 1953).
Capítulo II – Revisão Bibliográfica
8
Algumas teorias têm sido propostas para tentar explicar o comportamento de
materiais que têm sua resistência aumentada pela adição de átomos de soluto, as quais
estão, em geral, associadas ao bloqueio de discordâncias. A teoria dos obstáculos discretos
proposta por FLEISCHER (1963) atribui o aumento de resistência do material aos efeitos
combinados das diferenças de tamanho e módulo de cisalhamento entre os átomos da
matriz e do soluto. Átomos com tamanhos diferentes em relação à matriz causam um campo
de deformação elástica localizado, o qual interage com o campo de deformação das
discordâncias (Figura 2.1). Para compensar esta distorção da rede, os átomos de soluto
encontram posições energeticamente mais favoráveis próximas às discordâncias, reduzindo
a energia livre do sistema e causando o bloqueio ao movimento das mesmas (Figura 2.2).
Assim, um incremento de tensão será necessário para iniciar o movimento das
discordâncias a partir da posição onde encontra-se o átomo de soluto (HIRTH, 1996).
Figura 2.1. Campos de deformação devido a discordâncias.
Figura 2.2. Redução da distorção da rede por: (a) Átomos de soluto substitucional menor
que o do solvente. (b) Átomos de soluto substitucional maior que o do solvente. (c) átomos
de soluto intersticiais.
(c)
(b)
(a)
(a)
(b)
(a)
Capítulo II – Revisão Bibliográfica
9
Os principais elementos que atuam no aumento de resistência por solução sólida do
níquel são o titânio, o tungstênio, o molibdênio, o cromo, o ferro, o cobre e o cobalto, sendo
que os três primeiros apresentam maiores potenciais de aumento de resistência frente aos
demais. PELLOUX & GRANT (1960) estudaram o efeito da quantidade de soluto em ligas
binárias de níquel e verificaram que a mudança no limite de escoamento das ligas não é
dependente somente da mudança no parâmetro de rede, mas também da posição do soluto
na tabela periódica, que está relacionada com a valência do elemento.
2.3.2 Precipitação
O segundo mecanismo de aumento de resistência é o endurecimento por
precipitação, no qual é necessária uma diminuição na solubilidade do soluto na rede
cristalina com a diminuição da temperatura, em outras palavras, deve ser possível a
formação de uma solução sólida supersaturada. Nestas condições, os átomos de soluto
presentes na solução sólida supersaturada irão precipitar com queda da temperatura, dando
origem a uma nova fase. Assim, o mecanismo de aumento de resistência neste caso é
atribuído ao bloqueio do movimento de discordâncias pelas fases precipitadas na matriz .
Dentre as principais fases precipitados intencionalmente para atuar neste mecanismo
destacam-se as fases ’ e ’’.
A Figura 2.3 apresenta uma micrografia obtida por microscopia eletrônica de
transmissão (MET) de uma liga endurecida por precipitação na qual é possível ver inúmeras
discordâncias alojadas ao redor dos precipitados de fase ’. O desenho esquemático ao lado
indica como ocorre o bloqueio das discordâncias. SAFARI & NATEGH (2009) citam que as
discordâncias nestas ligas encontram-se espalhadas na matriz nos corredores formados
entre as partículas de precipitados.
O tamanho das partículas varia em função da temperatura e do tempo de
envelhecimento para precipitação da fase ’. XIA et al (2007) estudaram o efeito do
envelhecimento sobre a resistência à ruptura de uma liga de níquel endurecida por
precipitação e verificaram uma queda na resistência com o envelhecimento, a qual foi
atribuída ao crescimento da fase ’ e a redução da fração volumétrica da fase ’ com o
aumento do tempo de exposição. Em muitos casos, podem ser realizados múltiplos
tratamentos térmicos com o objetivo de precipitar fases ’ com diferentes formas e
tamanhos, como mostrado na Figura 2.4.
A morfologia dos precipitados pode variar entre cúbica, esférica ou placas (Figura
2.4). Os fatores que governam a morfologia dos precipitados são a energia de superfície da
interface / ’ e a deformação elástica da rede cristalina causada pela diferença de parâmetro
de rede entre e ’. Outros fatores relacionados ao processamento da liga podem ter efeito
Capítulo II – Revisão Bibliográfica
10
sobre a forma na qual o precipitado irá formar. A energia elástica, a fração volumétrica dos
precipitados, anisotropia, deformação plástica, tensões aplicadas e orientação cristalográfica
são fatores que podem atuar para a mudança de forma do precipitado (BALDAN, 2002).
Figura 2.3. (a) Micrografia obtida por MET de uma liga de níquel endurecida por
precipitação. (b) Modelo do bloqueio das discordâncias (SAFARI & NATEGH, 2009).
Figura 2.4. Precipitados de fase ’ em matriz . (a) Morfologia cúbica; (b) Morfologia globular;
(c) Morfologia globular em dois níveis (PENKALLA et al., 2003); (d) Morfologia alongada
(ROSS & SIMS, 1987).
(a)
(b)
(c)
(a)
(d)
(b)
Capítulo II – Revisão Bibliográfica
11
BROOKS (1984) cita que se a deformação da rede é pequena, a forma do precipitado
que minimiza tanto a energia de superfície quanto a energia de deformação por volume de
precipitado é a morfologia esférica. Entretanto, caso a deformação da estrutura cristalina
seja alta, a morfologia que será formada é cúbica. A Figura 2.5 ilustra a deformação da rede
cristalina pela presença de um precipitado coerente de fase ’. Observa-se que a rede
cristalina sofre deformação caso o parâmetro de rede da fase ’ seja maior ou menor ao da
matriz .
Figura 2.5. Desenho esquemático da deformação da rede cristalina na matriz devido a
diferença de parâmetro de rede entre matriz e precipitado (Baseado em BROOKS 1984). (a)
Parâmetro de rede das fases e ’ iguais. (b) Parâmetro de rede da fase ’ menor que da
matriz . (c) Parâmetro de rede da fase ’ maior que da matriz .
2.3.3 Dispersão de óxidos
O mecanismo de aumento de resistência devido a dispersão de óxido é semelhante
ao observado para a precipitação de fase ’. Na verdade, estas ligas na sua grande maioria
apresentam uma microestrutura formada por uma matriz com precipitados de fase ’
combinada com partículas muito finas de óxido dispersas tanto na matriz quanto na fase ’
(BHADESHIA, 1997; MINO & ASAKAWA, 1987). Esta dispersão causa uma melhoria nas
propriedades de resistência à fluência em altas temperaturas. Em geral são utilizados como
agentes “endurecedores” partículas de óxido de yttrium (Y
2
O
3
) e óxido de titânio (Ti
2
O
3
).
2.4 Efeito dos elementos de liga
O níquel puro apresenta elevada solubilidade de elementos de liga, devido à
estrutura cúbica de face centrada (CFC), isso faz com que vários elementos de liga possam
(c)
(b)
(a)
Capítulo II – Revisão Bibliográfica
12
ser adicionados ao metal puro, variando seu comportamento quanto a propriedades
mecânicas e de resistência à corrosão, de acordo com o quantidade de cada elemento de
liga acrescentado. Os principais elementos de liga comumente adicionados e seus
respectivos efeitos são:
Alumínio (Al) – Este elemento auxilia na resistência a corrosão da liga através da
formação de óxidos de Al
2
O
3
na superfície, bem como, aumenta a resistência mecânica
das ligas por participar da precipitação da fase ’.
Carbono (C) – Este elemento intersticial é encontrado em quantidades mínimas e sua
principal atuação nas características metalúrgicas das ligas é através da precipitação de
carbonetos, devido a reação com outros elementos de liga presentes. Estes carbonetos
podem ter efeito benéfico ou não, de acordo com o tipo e a morfologia dos mesmos.
Quando precipitados nos contornos de grão, podem ocasionar o intertravamento dos
contornos de grão, limitando o seu deslizamento e conduzindo a um aumento de
resistência. Contudo, seus teores na liga devem ser mantidos baixos para evitar a
formação de filmes, os quais são prejudiciais à resistência em temperaturas elevadas.
(ASM 1993a; TANCRET, 2003).
Cromo (Cr) – Promove a formação da camada passivadora, constituída por uma
película de óxido de cromo (Cr
2
O
3
) fortemente aderida à superfície. Aumenta a
resistência à corrosão em ambientes contendo ácido nítrico (HNO
3
) e ácido crômico
(H
2
CrO
4
). Em teores superiores a 20%, contribuem efetivamente para o aumento da
resistência à corrosão em altas temperaturas, bem como, aumenta a resistência à
corrosão por vapores sulfurosos a altas temperaturas. Atua na melhoria das
propriedades mecânicas da liga através do mecanismo de endurecimento por solução
sólida. Em termos microestruturais, participa da formação de carbonetos de cromo
(ASM 1993b; TANCRET, 2003).
Ferro (Fe) – Atua diretamente no mecanismo de resistência por solução sólida.
Aumenta a solubilidade do carbono no níquel, melhorando assim a resistência a altas
temperaturas. Pode ser adicionado também na forma ferro-cromo para redução de
custos, por ser uma fonte mais acessível de cromo. Em algumas aplicações o ferro deve
ser limitado para não comprometer a resistência à corrosão da liga (ISO 10423;
TANCRET, 2003).
Manganês (Mn) – Possui afinidade com o enxofre, sendo um importante controlador dos
efeitos nocivos da segregação de compostos sulfurados (RAMIREZ, 2004a).
Molibdênio (Mo) – Participa fortemente do aumento da resistência à corrosão em
atmosferas ácidas não oxidantes, à corrosão localizada (pites e frestas) e a resistência
à altas temperaturas. Participa da formação de carbonetos e é um forte formador de
Capítulo II – Revisão Bibliográfica
13
fases topologicamente compactas (TCP), as quais são nocivas às propriedades de
resistência mecânica e resistência à corrosão (ASM 1993b, ASM 1993c).
Nióbio (Nb) – Participa ativamente da segregação no líquido durante as reações finais
de solidificação. Participa do aumento de resistência mecânica por solução sólida e por
precipitação, através da formação da fase ’’. Promove a formação de alguns tipos de
carbonetos, como o MC (NbC) e é um forte formador de fase Laves, que está associada
à trincas de solidificação (DUPONT, 2003; RAMIREZ, 2004 b; AWS, 1991)
Silício (Si) – Apresenta-se em quantidades muito pequenas (em geral, em teores
inferiores a 0,4% para evitar problemas de soldabilidade) sendo considerado na maioria
das vezes como apenas um subproduto de alguma reação de desoxidação. Quando
adicionado intencionalmente em pequenas quantidades, promove um aumento na
resistência à corrosão a altas temperaturas. Destaca-se ainda que em ligas que contém
Fe, Co, Mo, W, as quantidades adicionadas devem ser mínimas e rigorosamente
controladas para evitar a formação de fases intermetálicas e carbonetos indesejados
(ASM 1993c; TANCRET, 2003).
Titânio (Ti) – Efeito similar ao alumínio na formação de precipitados, quando estes dois
elementos estão presentes é necessário um ajuste em suas composições para ajustar a
distorção na interface / ’ (TANCRET, 2003). Também está presente nos metais de
adição para se combinar com nitrogênio e evitar formação de porosidade melhorando a
tenacidade (AWS, 1991).
Tungstênio (W) – Apresenta um comportamento similar ao Molibdênio no aumento da
resistência a atmosferas ácidas não oxidantes e à corrosão localizada. Também atua
fortemente no mecanismo de aumento de resistência por solução sólida tanto na matriz
, quanto nos precipitados de ’. Juntamente com o Mo, promove a formação de fases
TCP. Devido ao fato de apresentar uma densidade atômica quase duas vezes maior
que a do Molibdênio e ser um dos elementos mais raros na natureza, não é utilizado em
grandes quantidades (ASM 1993b, TANCRET, 2003).
2.5 Características microestruturais
Devido à elevada adição de elementos químicos, as ligas de níquel podem
apresentar inúmeras possibilidades de microestruturas, desde uma microestrutura simples
formada completamente por fase , até microestruturas complexas formadas por inúmeras
fases precipitadas. As principais fases precipitadas intencionalmente para aumentar a
resistência mecânica são as fases ’ e ’’. Além destas, outras fases secundárias cuja
formação, em geral, não é desejada podem surgir nas ligas de níquel, quer por
decomposição das fases ’ e ’’, quer por variações localizadas de composição química
Capítulo II – Revisão Bibliográfica
14
(segregação). As principais fases secundárias formadas em ligas de níquel são as fases ,
, fases TCP (topologically closed-packed) - , , P, Laves – carbonetos, nitretos e boretos.
A seguir é apresentada uma breve revisão sobre as principais fases presentes nas ligas de
níquel endurecidas por solução sólida da classe Ni-Cr-Mo.
2.5.1 Matriz
As ligas de níquel são constituídas por uma matriz contínua e homogênea de
estrutura CFC a base de níquel, estando presente em todas as ligas. É uma fase não
magnética capaz de solubilizar grande quantidade de elementos de liga como Ferro, Cromo,
Molibdênio, Tungstênio e Cobalto em solução sólida. Contudo, quando o limite de
solubilidade de algum elemento é ultrapassado, pode ocorrer a precipitação de outras fases,
como será apresentado a seguir.
2.5.2 Fases Topologicamente compactas
Uma classe de fases cuja presença em ligas de níquel e cobalto são extremamente
indesejáveis são as chamadas fases topologicamente compactas ou fases TCP
(Topologically Close-Packed). As estruturas cristalográficas destas fases são constituídas
por camadas compactas de átomos. (ROSS & SIMS, 1987). Elas frequentemente obedecem
uma especifica relação de orientação matriz/precipitado, com o plano topologicamente
compacto alinhado com o plano octaédrico da matriz . (DURRAND-CHARRE, 1997).
O fator determinante para a formação das fases TCP é a composição química da liga.
Estas fases são geralmente formadas por elementos como Ni, Cr, Co, Mo, W e Re.
Elementos refratários como o Mo, W e Nb, os quais são adicionados para aumentar a
resistência à fluência, podem promover a formação de fases TCP (CHEN et al., 2002;
ZHANG et al., 1998; RAE et al., 2005). Em geral, Cr, Ni e Fe são favoráveis a formação da
fase (ACHARYA & FUCHS, 2004; RAE & REED, 2001), já W, Mo e Co são promotores da
fase (SIMONETTI & CARON, 1998).
Muitas destas fases TCP relatadas na literatura são observadas após longos
períodos de exposição/operação à alta temperatura, o qual possibilita a difusão de alguns
elementos para a promoção da precipitação (POLLOCK & MURPHY, 1996). Contudo, estas
fases também podem ocorrer devido a segregação de elementos durante a solidificação fora
do equilíbrio, tornando possível a precipitação tanto no núcleo da dendrita quanto nas
regiões interdendríticas (NYSTROM et al., 1997).
As fases TCP são comumente classificadas em três famílias (DURRAND-CHARRE,
1997). A primeira família corresponde às fases do tipo , cuja composição pode ser das
mais variadas (FeCr, FeCrMo, FeCrNiMo). A segunda família é a das fases Laves (com
Capítulo II – Revisão Bibliográfica
15
fórmula geral do tipo AB
2
, no qual A é um elemento pesado) e fases (Co
7
Mo
6
, Co
7
W
6
,
(FeCo)
7
(MoW)
6
). A terceira família é formada por outras fases tais como P (Mo
42
Cr
18
Ni
40
) e R
(Mo
31
Cr
18
Co
50
) (DURRAND-CHARRE, 1997). A seguir serão detalhadas algumas destas
fases.
2.5.2.1 Fase
A fase é um composto intermetálico que pode ocorrer em 43 sistemas binários
diferentes entre metais de transição, sendo denominados de elementos A e B. O elemento A
normalmente é um átomo pobre em elétrons na camada d, grande raio atômico e
preferência por sítios com grande número de coordenação. O elemento B por sua vez é rico
em elétrons na camada d, menor raio atômico e preferência por sítios com menor número de
coordenação. (JOUBERT, 2008). Em geral, possui estrutura cristalina tetragonal e sua
composição química pode ser não só do tipo AB, mas bem mais complexa, formando
intermetálicos do tipo FeCr, FeCrMo, FeCrMoNi, CrNiMo, CoCrNi, CoCrMo, entre outras
(ASM, 1993a; BROOKS, 1984).
A alta dureza e a natureza frágil da fase associada a sua tendência em precipitar
na forma de longas placas ou com morfologia agulhada sob planos de hábitos bem
definidos, propiciam uma condição extremamente favorável à iniciação e propagação de
trincas (DURRAND-CHARRE, 1997). Ao se formar, esta fase retira elementos que
participam do mecanismo de aumento de resistência mecânica da matriz, causando uma
queda na resistência mecânica, refletindo especialmente no limite de ruptura à fluência.
Devido as suas características deletérias, prejudicando significativamente as propriedades
mecânicas das ligas de Ni, Co e Fe, a fase torna-se especialmente nociva para muitas
aplicações tecnológicas (CUI et al., 2005; HELM & RODER, 2000). Diversos exemplos de
fase são apresentados na Figura 2.6.
Embora a composição das ligas sejam elaboradas para minimizar a formação das
fases TCP, a exemplo da fase , a segregação de elementos químicos durante a
solidificação pode resultar em condições favoráveis a formação destas fases. (KONG &
CHEN, 2004) verificaram que a segregação de elementos Re, W, Cr e Co resultaram na
formação das fases TCP, especialmente a fase . Eles também comentam que a fase
pode se formar ao redor de carbonetos do tipo MC e que a formação de carbonetos do tipo
M
23
C
6
pode suprimir a formação da fase .
Capítulo II – Revisão Bibliográfica
16
Figura 2.6. (a) e (b) Exemplos de fase
precipitadas em uma superliga RR2086
SX modificada. Imagens obtidas por
MEV (KONG & CHEN, 2004). (c) MET
indicando fase precipitada em um
monocristal da superliga RR2072 SX
(CHEN et al., 2002).
2.5.2.2 Fase
A fase é um composto intermetálico com estrutura cristalina romboédrica, e fórmula
química do tipo Co
7
W
6
, (FeCo)
7
(MoW)
6
, (Co,Fe,Ni)
7
(Mo,W,Cr)
6
, que está presente em
diversas ligas comerciais de Fe, Ni e Co, sendo especialmente constituída por elementos
refratários como Nb, Ta, Mo e W (ASM, 1993b; DURRAND-CHARRE, 1997). Uma
importante observação quanto às fases e , é que estas podem ser constituídas por
praticamente os mesmos elementos (Fe, Cr, Ni, Mo e W). Contudo, elas diferem em
composição química com relação aos elementos do grupo VI. A fase possui maior teor de
Cr enquanto que a fase apresenta um percentual maior de Mo e W (PIGROVA, 2005).
Esta fase possui efeito danoso sobre as propriedades mecânicas das ligas de níquel
associado a pelo menos dois fatores. Assim como reportado para a fase , a fase causa
uma intensa diminuição localizada de elementos que participação do aumento de resistência
por solução sólida da matriz , tais como W, Nb e Mo, reduzindo assim a resistência
mecânica da liga (YANG et al., 2006; JOUBERT & DUPIN, 2004). Ligas que possuem
elevados percentuais de Mo e W para aumentar a resistência à fluência são altamente
susceptíveis à formação de fase (SIMONETTI & CARON, 1998). O segundo fator é quanto
à sua morfologia, a qual pode ocorrer tanto na forma de nódulos ou glóbulos quanto na
forma de agulhas ou plaquetas (Figura 2.7) de Widmanstätten (SIMONETTI et al., 1994),
(c)
(a)
(b)
Capítulo II – Revisão Bibliográfica
17
tornando-a um excelente concentrador de tensão, e a partir da qual podem facilmente ser
nucleadas e propagadas trincas (JOUBERT & DUPIN, 2004).
Outra observação sobre a fase é quanto a sua nucleação a partir de fase
metaestável. Nestes casos, a fase nucleia rapidamente, porém com alta instabilidade,
dando condições favoráveis para a formação da fase sobre a fase , e conduzindo a uma
estrutura com fraca relação de orientação matriz/fase e, consequentemente, a uma alta
energia de superfície (RAE et al., 2005; RAE et al., 2000).
Figura 2.7. Morfologia agulhada da fase precipitada em ligas de níquel com adição de W.
(a) (YANG et al., 2006); (b) (YANG et al., 2007).
Embora tenha efeito deletério sobre as propriedades mecânicas das ligas de níquel,
alguns trabalhos têm apontado que pequenas frações volumétricas de fase podem ser
aceitas sem qualquer comprometimento sobre as propriedades de resistência à tração,
impacto e fadiga de alto ciclo (SIMONETTI et al., 1993). SIMONETTI & CARON (1998)
estudaram o comportamento mecânico de monocristais de liga de níquel com diversos graus
de precipitação de fase rica em W e verificaram que pequenas frações volumétricas (<
0,15% vol.) não apresentam qualquer efeito sobre a ductilidade e resistência ao impacto,
mesmo quando precipitadas com morfologia agulhada (YANG et al., 2007). Verificaram
ainda que quando presente em grande quantidade (> 1,0% vol.) os precipitados
apresentaram-se menores e com morfologia globular. Nestas condições houve uma redução
da ductilidade e resistência ao impacto, porém, o crescimento das partículas de fase ’
contrabalançaram este efeito. Quanto ao limite de ruptura à fluência, este somente foi
afetado quando o percentual de fase foi superior a 0,85%. Segundo os autores, a fase
nestas circunstâncias ocasiona um distúrbio na regularidade existente entre a matriz e os
precipitados de fase ’.
(a)
(b)
Capítulo II – Revisão Bibliográfica
18
2.5.2.3 Fase P
Outra fase TCP encontrada em ligas Ni-Cr-Mo comerciais é a fase P (Figura 2.8).
Esta fase possui fórmula geral do tipo Cr
9
Mo
21
Ni
20
e estrutura cristalina ortorrômbica, sendo
considerada uma variação da fase (DURRAND-CHARRE, 1997). KONG & CHEN (2004)
encontraram ambas, fase P e fase precipitadas com composição química muito
semelhante, as quais apresentavam elevados teores de W, Co, Mo, Cr e Ni. Esta fase tem
sido observada após a solidificação em ligas endurecidas por solução sólida com alto teor
de Mo, como no caso do Hastelloy C-276 (AKHTER et al., 2001; CIESLAK et al., 1986;
RAGHAVAN et al., 1982).
A morfologia desta fase pode variar desde partículas agulhadas (Widmanstätten),
estruturas na forma de blocos, e até formas mais complexas com morfologia celular. A
presença de fases P ricas em Re com morfologia celular tem sido observadas em
monocristais de ligas de níquel, geralmente em regiões segregadas durante a solidificação
que apresentam altos teores de W e Re (POLLOCK, 1995). Estas colônias podem ocasionar
uma significativa redução na resistência à fluência (WALSTON et al., 1996).
Figura 2.8. (a) Colônia celular de fase P ao longo de contorno de grão. (NYSTROM et al.,
1997). (b) Fase P precipitada sobre carboneto MC (CHEN et al., 2002).
NYSTRON et al. (1997) estudaram a formação de estruturas celulares de fase P, a
qual é mostrada na Figura 2.8a. Nesta imagem é possível identificar a morfologia celular a
qual é constituída por uma matriz ' (cinza escuro), lamelas de cinza claro), e lamelas de
fase P (branca). Os autores citam que as fases P precipitam ao longo de contornos de grão
de baixo e alto ângulo. A nucleação da fase P também tem sido observada sobre
carbonetos do tipo MC, conforme mostrado na Figura 2.8b, mas os relatos são de que esta
condição é menos provável e não deve refletir em mudanças nas propriedades mecânicas
(CHEN et al., 2002).
(b)
(a)
Capítulo II – Revisão Bibliográfica
19
2.5.2.4 Fase Laves
As fases Laves são compostos intermetálicos da classe das fases Frank-Kasper
(fases TCP) com fórmula geral AB
2
, no qual o átomo A possui maior raio atômico que o
átomo B (STEIN et al., 2004). Estas fases foram inicialmente observadas no início da
década de 1920, sendo reportadas nos trabalhos de F. Laves (LAVES & WITTE, 1935;
LAVES & WITTE, 1936) as primeiras informações relevantes sobre as características e
propriedades destes compostos. Devido a este fato o termo fase de Laves foi introduzido à
esta classe de compostos intermetálicos, o qual tem sido comumente usado nos dias atuais
(STEIN et al., 2004).
A estrutura cristalina das fases Laves podem variar entre cúbica (C15), hexagonal
(C14), e dihexagonal (C36), conforme apresentado na Figura 2.9. As principais fases Laves
observadas em ligas de Ni, Fe e Co são NbFe
2
, TiFe
2
, MoFe
2
, TiCo
2
, ou mais complexas
como (Nb, Mo, W)(Ni, Cr, Fe)
2
. Estas fases apresentam boa resistência mecânica à
temperaturas elevadas, porém tornam-se extremamente frágeis em temperatura ambiente.
Figura 2.9. Principais estruturas cristalinas para a fase Laves. (a) cúbica (C15); (b)
hexagonal (C14); (c) dihexagonal (C36) ().
Embora tenham melhores propriedades mecânicas em temperaturas mais altas, as
fases Laves possuem ponto de fusão menor do que o de algumas ligas de níquel nas quais
sua presença tem sido reportadas. Este fator as tornam críticas para a formação de trincas
de solidificação e liquação (LUKIN et al., 2001).
Fase Laves (AB
2
)
– átomos A (Mg)
– átomos B (Zn, Cu ou Ni)
(a) C14 (b) C15 (c) C36
MgZn
2
MgCu
2
MgNi
2
Capítulo II – Revisão Bibliográfica
20
DUPONT (1999) estudou a formação de fase Laves durante a solidificação de aços
inoxidáveis estabilizados ao Nb e concluiu que quando a liga possui alta razão C/Nb, ocorre
uma intensa segregação de C para o líquido interdendrítico, resultando numa reação final de
solidificação que termina com a formação de NbC, que possui ponto de fusão mais alto que
a fase Laves e, portanto, torna a liga menos susceptível ao fenômeno de trinca à quente. A
Figura 2.10 apresenta os dois microconstituintes coexistindo em uma liga à base de níquel.
Figura 2.10. Microestrutura eutética constituída por matriz /fase Laves e matriz /NbC.
(DUPONT et al., 1998a)
2.5.3 Carbonetos, nitretos e boretos
Os carbonetos constituem uma classe de precipitados que são encontrados em ligas
de níquel e cujo papel sobre as propriedades das ligas é bastante complexo. Dentre os
diversos tipos de carbonetos frequentemente encontrados em ligas de níquel, destacam-se
os MC, M
6
C, M
7
C
3
e M
23
C
6
, no qual M é um ou mais elementos metálicos formadores de
carbonetos. As ligas de Ni, em geral, apresentam teores de carbono que variam de 0,02 a
0,2%. Mesmo em pequenas quantidades, o carbono combinará durante a solidificação com
determinados elementos como Titânio, Tântalo e Nióbio, formando carbonetos do tipo MC.
Este carboneto possui estrutura cristalina cúbica (CFC), sua morfologia pode variar entre
globular e placas irregulares, geralmente isoladas, e possuem relação de orientação do tipo
cubo-cubo com a matriz . Estes carbonetos constituem a principal fonte de carbono na
microestrutura das ligas e quando submetido a tratamentos térmicos ou quando expostos a
longos ciclos de trabalho, os carbonetos MC tendem a se decompor, formando outros
carbonetos, como M
23
C
6
e/ou M
6
C (Figura 2.11a).
A decomposição de carbonetos primários pode dar origem não só a outros tipos de
carbonetos, mas também a fases secundárias. A reação de decomposição de carbonetos
Capítulo II – Revisão Bibliográfica
21
primários do tipo MC em ligas endurecidas por precipitação envolve a promoção de
carbonetos M
23
C
6
e fase ’ (SIMS et al., 1987; DURRAND-CHARRE, 1997; TAWANCY et al.,
1994). Tal afirmação é baseada na observação de ambos, carbonetos M
23
C
6
e fase ’ na
redondeza de carbonetos MC degenerados, como está apresentado na Figura 2.11a. Assim
a decomposição segue a formulação abaixo:
MC + M
23
C
6
+ ’
LVOV e colaboradores (2004) estudaram a decomposição de carbonetos primários
em superligas de níquel e concluíram que a decomposição dos carbonetos MC ocorre pela
difusão de carbono do carboneto para a matriz , resultando na formação de carbonetos
M
23
C
6
ricos em Cr. Os carbonetos primários e secundários não exibem nenhuma relação de
orientação, mostrando que o processo de nucleação destes carbonetos é independente.
Entretanto, em relação à matriz , os carbonetos M
23
C
6
apresentam uma relação de
orientação cubo-cubo, {100}M
23
C
6
|| {100} , <100>M
23
C
6
|| <100> . Os autores também destacam
outra importante observação, que foi a formação de uma fase rica em Ni juntamente com os
carbonetos M
23
C
6
, cuja identificação revelou ser fase (Ni
3
Ti) (Figura 2.11b). Tais
observações resultaram na proposição de uma nova formulação para o processo de
decomposição dos carbonetos MC, conforme mostrado abaixo:
MC + / ’ M23C6 +
Figura 2.11. (a) Carbonetos M
23
C
6
precipitados na interface MC/ . (b) Precipitação de fase
pela decomposição de carbonetos MC (LVOV et al., 2004).
Os carbonetos do tipo M
6
C possuem estrutura cristalina cúbica de face centrada
(CFC) e os seus principais formadores são o W e Mo, mas o Cr, Nb, Ta e Co também
Eq. 2.1
Eq. 2.2
(a)
(b)
Capítulo II – Revisão Bibliográfica
22
apresentam alguma solubilidade. Em geral, são encontrados aleatoriamente distribuídos na
microestrutura (ASM, 1993a). Este carboneto também é oriundo da decomposição de
carbonetos MC, segundo a equação:
MC + M6C +
Os carbonetos M
7
C
3
possuem estrutura cristalina hexagonal, em geral são ricos em
Cr, e apresentam-se na forma de grandes placas com aspecto irregular (Figura 2.12). É
encontrado em ligas com baixo teor de Cr sua presença tem sido reportada em ligas de Ni
endurecidas por solução sólida (ASM, 1993a; AGUILAR et al., 2007). É um carboneto
metaestável, os quais se decompõem em carbonetos M
23
C
6
após envelhecimento, segundo
a reação:
23Cr
7
C
3
7Cr
23
C
6
+ 27C
Carbonetos do tipo Cr
7
C
3
podem atuar de forma benéfica em alguns tipos de falhas
encontradas em ligas de Ni (WAS & LIAN, 1998). Um exemplo é o aumento de resistência à
corrosão sob-tensão intergranular em ligas Inconel 600 devido à precipitação de uma rede
descontínua de carbonetos Cr
7
C
3
juntamente com alguns carbonetos Cr
23
C
6
(AGUILAR et
al., 2007). Isto se deve ao menor empobrecimento de cromo da região da matriz adjacente
aos contornos de grão nos quais houve a precipitação de carbonetos Cr
7
C
3
ao invés de
Cr
23
C
6
(YOUNES et al., 1997). Carbonetos do tipo Cr
23
C
6
, ao contrário, causam uma intensa
perda de Cr da matriz, o qual torna esta região menos resistente, e mais favorável à
propagação de trincas (SAHLAOUI et al., 2004).
Figura 2.12. Carbonetos M
7
C
3
precipitado descontinuamente nos contornos de grão
(AGUILAR et al., 2007).
Eq. 2.4
Eq. 2.3
Capítulo II – Revisão Bibliográfica
23
Carbonetos do tipo M
23
C
6
têm estrutura cristalina CFC e o elemento M geralmente é
o Cr, mas variantes com Fe, Mo, W podem ser também encontradas. São encontrados em
abundância em ligas com teores de Cr moderados a altos. As principais fórmulas são Cr
23
C
6
ou mais complexa como Cr
21
(MoW)
2
C
6
e (CrFeMoW)
23
C
6
. A morfologia dos precipitados
pode apresentar-se de diversas formas, sendo as mais comuns: globular, placas/plaquetas,
lamelar, celular e na forma de filmes. Este tipo de carboneto se forma tanto pela
decomposição de carbonetos do tipo MC e M
7
C
3
como através da difusão do carbono em
solução sólida na matriz. São bastante encontrados em ligas de Ni, cujo efeito é
intrinsecamente deletério por remover significativa quantidade de átomos de Cr da matriz ,
tornando a liga localmente susceptível à corrosão intergranular e corrosão sob-tensão
(MATHEW et al., 2008; AGUILAR et al., 2007; SAHLAOUI et al., 2004; YIN & FAULKNER,
2007).
Carbonetos M
23
C
6
têm efeito marcante sobre as propriedades das ligas de Ni. Sua
marcante tendência de precipitar nos contornos de grão produz um efeito detrimental sobre
a resistência à tração, ductilidade e vida em fluência (SIMS et al., 1987; MATHEW et al.,
2004). Quando precipitado na forma celular, o M
23
C
6
reduz a ductilidade da liga e mostra
uma forte tendência a iniciar a falha prematura de componentes. Além disso, quando
precipitado na forma de filme ao longo dos contornos de grão (Figura 2.13), os carbonetos
M
23
C
6
têm seu efeito potencializado, causando uma significativa queda na ductilidade da liga
em alta temperatura e o risco de fratura torna-se elevado.
Figura 2.13. Carboneto M23C6 precipitado nos contornos de grão (SHANKAR et al., 2001).
Verificou-se até o momento que na maioria dos casos a presença de carbonetos é
prejudicial às ligas de Ni. Contudo, alguns trabalhos têm destacado situações particulares
nas quais a formação de carbonetos pode atuar de forma benéfica. Um exemplo é quanto à
supressão de fases TCPs. Embora seja ainda controverso o real papel da precipitação de
Capítulo II – Revisão Bibliográfica
24
carbonetos sobre a formação de fases TCPs, acredita-se que os carbonetos ao se
combinarem com elementos metálicos durante a solidificação, diminuem a segregação
destes elementos e suprimem a formação de fases TCPs (TIN & POLLOCK, 2003; KONG &
CHEN, 2004).
CHEN et al., (2002) verificaram uma forte tendência de nucleação da fase σ próximo
ou sobre partículas de carbonetos do tipo MC. Esta condição foi atribuída a uma curta faixa
de segregação de elementos como Re, Cr, Mo, W e Co ao redor dos carbonetos, induzindo
a formação localizada de fases σ. Este comportamento foi também observado para a fase P.
YANG et al. (2007) estudaram a relação entre a precipitação de fases TCPs e carbonetos
em ligas de Ni e verificaram que em baixas temperaturas (850 a 950
o
C), a fase σ precipita
na região interdendrítica, mas em temperaturas maiores (1000ºC) ocorre o desaparecimento
da fase σ devido principalmente à formação de carbonetos do tipo M
23
C
6
e M
6
C, os quais
podem combinar em grande quantidade com elementos formadores de fases TCPs como o
W, o Mo e o Cr.
Outro papel importante dos carbonetos em ligas de níquel que será comentado em
detalhes mais a frente é quanto a sua atuação no aumento de resistência à um tipo de falha
denominada fratura por queda de ductilidade (FQD) ou do inglês ductibility-dip cracking
(DDC). Embora seja ainda objeto de extensos estudos, tem sido destacado que a presença
de carbonetos nos contornos de grão de solidificação evitam o seu escorregamento, ou
inclusive aumentam a tortuosidade dos contornos, o que á imprescindível para garantir uma
boa resistência à FQD (RAMIREZ & LIPPOLD, 2004a, 2004b).
Os nitretos estão presentes em virtude de elementos, principalmente o titânio, que
reduzem a possibilidade de aparecimentos de poros durante a soldagem ou fundição da
liga. Quanto ao boro, este geralmente não excede 50-500 ppm nas superligas. É um
ingrediente essencial que vai para os contornos de grão e bloqueia o desprendimento entre
os grãos durante a ruptura em fluência. Boretos são partículas refratárias duras que
possuem forma variando de blocos à aparência de meia-lua (SIMS,1987).
2.6 Soldabilidade
A soldagem é sem dúvida, um dos principais processos de fabricação de
componentes e estruturas, sendo de fundamental importância tecnológica para uma gama
de setores industriais como aeroespacial, aeronáutico, automobilístico, nuclear, químico,
petroquímico, de petróleo e gás, metal-mecânico, dentre outros. Tal entendimento, fez com
que ao longo dos anos uma importante característica tenha sido introduzida junto as
propriedades inerentes à avaliação de um material, a sua soldabilidade.
Capítulo II – Revisão Bibliográfica
25
Podemos definir soldabilidade como a capacidade de um material ser unido sob
determinadas condições de fabricação e/ou reparo, mantendo ou adquirindo propriedades
que os tornem adequados para o serviço. Para avaliar a soldabilidade de uma liga diversas
características processuais e metalúrgicas devem ser consideradas, incluindo dentre outras,
a facilidade de execução do processo de união ou deposição, garantia de boas propriedades
físicas e mecânicas, tendência à formação de trincas durante ou após a soldagem, bem
como a sua durabilidade e resistência à corrosão em condições de serviço (LIPPOLD,
2004).
Em ligas de níquel, algumas de suas propriedades como resistência mecânica em
temperaturas elevadas e resistência à corrosão podem sofrer alterações drásticas devido
aos efeitos de solidificação e dos ciclos térmicos de soldagem, os quais podem causar além
de mudanças microestruturais como precipitação de eutéticos com baixo ponto de fusão,
fases TCPs e carbonetos, o surgimento de tensões residuais que somadas às tensões de
serviço podem culminar com a ruptura/falha do componente ou estrutura. Estes fatores
tornam imprescindível a compreensão dos principais problemas relacionados à soldagem
das ligas de níquel. A seguir serão comentados alguns conceitos básicos de metalurgia da
soldagem para fundamentar alguns dos principais problemas relacionados à soldagem de
ligas de níquel.
2.6.1 Solidificação
O processo de solidificação do metal líquido na poça de fusão consiste de uma
transformação de fase do estado líquido para o sólido, e é dependente de fatores cinéticos e
termodinâmicos. A energia livre de Gibbs tem papel importante para a formação dos cristais
a partir do líquido, visto que a fase de menor valor de energia em uma dada temperatura
será a mais estável, e consequentemente, terá preferência para se formar. A Figura 2.14
apresenta o diagrama de energia livre x temperatura. Observa-se que na temperatura de
fusão, há interceptação da linha de energia livre de Gibbs da fase líquida como a linha de
energia livre de Gibbs da fase sólido. Nesta condição o material encontra-se em equilíbrio e
necessita de uma força motriz para iniciar o processo de solidificação. Caso a temperatura
seja diminuída para valores abaixo da temperatura de fusão, a energia livre do sólido será
menor que a energia livre do líquido, tornando a fase sólida estável. O termo dado a esta
redução de temperatura é superesfriamento térmico.
Quando um metal puro solidifica, a composição do sólido é igual a do líquido, e o
avanço da interface sólido/líquido (S/L) ocorre de forma planar. Contudo, em se tratando de
uma liga com composição nominal C
o
, o processo de solidificação é mais complexo,
envolvendo uma série de fatores. Ao iniciar o processo de solidificação, os primeiros sólidos
Capítulo II – Revisão Bibliográfica
26
a se formarem podem não acomodar tanto soluto quanto o líquido, rejeitando este
excedente de soluto para o interior do líquido durante a solidificação, ou o contrario, o sólido
pode acomodar mais soluto do que o líquido, absorvendo soluto a partir do líquido (KOU,
2003).
Figura 2.14. Diagrama energia livre X temperatura.
Quem governa este comportamento durante a solidificação é o fator de partição ou
coeficiente de segregação no equilíbrio – k – definido como:
L
s
C
C
k
Onde C
S
e C
L
são as composições do sólido e do líquido na interface S/L. O valor de
k varia com a temperatura. Se o valor de k < 1, ambos C
S
e C
L
aumentam com diminuição
de temperatura na interface S/L, e corresponde ao caso em que o sólido rejeita soluto para o
líquido. Caso k > 1, C
S
e C
L
diminuem com a queda de temperatura na interface S/L, como
consequência, o soluto é absorvido pelo sólido.
Em ligas, para que haja solidificação com interface S/L planar, é necessária uma
completa difusão do soluto no sólido e no líquido (Solidificação no equilíbrio). A completa
difusão do soluto no líquido é alcançada quando D
L
t >> l
2
, onde t é o tempo, l é o
comprimento inicial do líquido e D
L
é o coeficiente de difusão do soluto no líquido. O
crescimento planar somente será alcançado caso l seja muito pequeno, o processo de
solidificação seja lento o suficiente para que soluto possa difundir através do líquido, ou
quando o coeficiente de difusão seja extremamente alto. Tal processo é menos comum de
ocorrer na prática, a não ser quando a liga é processada por solidificação direcional.
Eq. 2.5
Capítulo II – Revisão Bibliográfica
27
Diferentemente do que ocorre no equilíbrio, na maioria dos casos há um desequilíbrio
na composição química junto à interface S/L. Na prática, o soluto rejeitado não difunde de
volta para o sólido, visto que o coeficiente de difusão no sólido é muito baixo, e a completa
difusão do soluto no líquido só é possível considerando que haja um forte movimento de
convecção do líquido na poça de fusão, capaz de homogeneizar o soluto no líquido, o que
em geral não é observado. Com base nas equações de Scheil para a segregação de soluto
(Eq. 2.6) é possível determinar as concentrações de soluto no sólido e no líquido.
1
0
)1(
k
ss
fkCC
ou
1
0
k
LL
fCC
Eq. 2.6
Assim, quando o soluto é rejeitado para o líquido devido ao crescimento do sólido, ele
se acumula na frente da interface S/L, formando uma camada limite rica em soluto, cuja
espessura será a razão entre o coeficiente de difusão do soluto no líquido e a taxa de
crescimento do sólido (D
L
/R) durante o regime permanente. A Figura 2.15 mostra
esquematicamente como se dá o processo de solidificação nestas condições. As
concentrações de C
L
e C
S
sobem rapidamente, alcançando um regime permanente quando
atingem C
0
/k e C
0
, respectivamente. Desta forma, existe um gradiente de concentração no
interior da camada que varia de C
0
/k a C
0
, e não se altera à medida que a camada limite
avança para o interior do líquido, visto que a concentração de soluto do líquido à frente da
camada é a mesma do sólido deixado para trás.
Figura 2.15. Solidificação sem difusão no sólido e difusão limitada no líquido. a) Diagrama
de fase. b) Camada limite rica em soluto. (KOU, 2003).
Capítulo II – Revisão Bibliográfica
28
Ao final da solidificação, quando o comprimento do líquido remanescente é
praticamente igual à largura da camada limite, o líquido torna-se rapidamente bem mais
concentrado em soluto, com C
L
e C
S
crescendo acentuadamente, e restando então um perfil
de segregação no sólido no fim da solidificação. O perfil de composição no regime
permanente pode ser determinado matematicamente através da equação 2.7, C
L
é a
concentração de soluto no líquido, C
0
é a concentração de soluto na liga, k é o coeficiente
de segregação no equilíbrio, R é a taxa de crescimento do sólido, D
L
é o coeficiente de
difusão no líquido e Z é a espessura da camada limite.
Z
D
R
L
L
e
C
k
C
CC
0
0
0
Eq. 2.7
Conforme destacado anteriormente, quando uma liga solidifica fora das condições de
equilíbrio, sua interface S/L com crescimento planar poderá não ocorrer, sendo substituída
por outro modo de solidificação. Ao se formar, a camada limite rica em soluto dentro do
líquido só será termodinamicamente estável, caso sua temperatura esteja acima da
temperatura liquidus. Caso a temperatura de algum ponto no interior da camada limite esteja
abaixo, a condição de existência somente de líquido será instável, sendo possível então a
coexistência de sólido e líquido no interior da camada limite. O resultado é a quebra da
interface S/L planar e o surgimento de novas morfologias de interface S/L, como celular,
colunar dendritica e dendritica equiaxial. Esta queda de temperatura é chamada de
superesfriamento constitucional.
Na Figura 2.16 são apresentados o diagrama de fase, bem como os perfis de
temperatura liquidus e composição da camada limite sob superesfriamento constitucional. A
temperatura T ao longo da camada varia desde T
L
a T
S
( T = T
L
- T
S
) e a sua espessura no
regime permanente é D
L
/R. Assim, o gradiente térmico G da camada limite dado por
T/(D
L
/R), representa a inclinação da linha de gradiente térmico G. Para que ocorra
crescimento planar, o gradiente de temperatura deve ser maior ou igual que esse valor, ou
seja, a condição G < T*R/(D
L
) deve ser satisfeita.
Conforme observado, quanto maior for o gradiente térmico e menor for a espessura
da camada limite, mais favorável será o estabelecimento de um crescimento planar na
interface S/L. Quando G < T*R/(D
L
), têm-se então o superesfriamento constitucional. A
Figura 2.17 apresenta a mudança nos modos de solidificação com o aumento do
superesfriamento constitucional. A área cinza entre a curva de distribuição da temperatura
liquidus ao longo da camada limite e a linha de gradiente térmico é a região de
superesfriamento constitucional. Conforme se observa, a morfologia de solidificação na
interface S/L passa de planar para celular, colunar dendrítico e equiaxial dendrítico com o
aumento do nível de superefriamento constitucional.
Capítulo II – Revisão Bibliográfica
29
Figura 2.16. Superesfriamento constitucional. a) Diagrama de fase. b) Perfil de composição
no líquido. c) Perfil de temperatura liquidus no líquido. (KOU, 2003).
Figura 2.17. Mudança dos modos de solidificação na poça de fusão (KOU, 2003).
Capítulo II – Revisão Bibliográfica
30
2.6.2 Desenvolvimento de grãos na zona de fusão
A configuração da poça de fusão em soldagem pode ser comparada à um processo
de fundição, no qual o metal de base é o molde, e os seus grão na linha de fusão atuam
como nucleadores para a formação do sólido. Quando a soldagem ocorre entre materiais
que possuem composição química similar e mesma estrutura cristalina, a solidificação se
desenvolve através do arranjo dos átomos do líquido sobre os grãos do metal de base, e as
células ou dendritas crescem para o interior da poça de fusão seguindo a mesma orientação
cristalográfica dos grãos sobre as quais estas nuclearam, conforme pode ser observado na
Figura 2.18 (KOU, 2003). Este mecanismo de desenvolvimento da solidificação é
denominado crescimento epitaxial (SAVAGE, 1968). Para metais CCC e CFC, a textura de
solidificação, ou seja, a orientação preferencial de crescimento do sólido é a direção <100>,
conhecida como textura de cubo.
Figura 2.18. a) Crescimento epitaxial. b) Crescimento competitivo. (KOU, 2003)
Quando a soldagem ocorre entre materiais com estruturas cristalinas diferentes,
como em alguns casos de soldagem dissimilar, o arranjo dos átomos na linha de fusão
torna-se mais difícil e nem sempre o mecanismo de crescimento epitaxial é possível.
NELSON et al. (1999) estudaram o processo de nucleação na soldagem dissimilar e
verificaram que quando metal de base e metal de solda apresentam estruturas cristalinas
diferentes na temperatura de solidificação, o processo de nucleação ocorre de forma
heterogênea com a formação de cristais no metal de solda sobre sítios na zona
parcialmente fundida com misorientação aleatória em relação aos grãos do substrato.
Capítulo II – Revisão Bibliográfica
31
Destacam ainda que a misorientação ao longo das interfaces podem ou não exibir relações
de orientação preferenciais para estruturas CCC/CFC como Bain, Kurdjimov-Sachs, e
Nishiyama-Wasserman.
2.6.3 Problemas associados à soldagem
Os principais problemas de soldagem de ligas de níquel estão associados com a
formação de trincas e fissuras, perda de resistência mecânica na região da solda,
precipitação ou fragilização e perda da resistência à corrosão, os quais podem ocasionar o
colapso dos componentes de engenharia.
Trincas são definidas como a separação física de um determinado volume de
material, podendo existir ao longo de grandes dimensões e detectáveis a olho nú
(macrotrincas), ou em pequenas extensões, as quais são somente detectáveis com auxílio
de equipamentos (SIMS et al., 1987). A classificação mais usual para o fenômeno de
trincamento é baseada na faixa de temperatura na qual as trincas ocorrem. WU & TSAI
(1999) classificaram as trincas em soldagem em três categorias: trincas a quente, trincas a
morno e trincas a frio.
2.6.3.1 Trinca a quente
Os principais tipos de trincas a quente são as trincas de solidificação na zona fundida
(Figura 2.19a e 2.23c) e as trincas de liquação (Figura 2.19b) que podem ocorrer na zona
afetada pelo calor – ZAC, no metal de base ou ainda em metais de solda depositados
previamente (ROBINSON & SCOTT, 1980). O fenômeno de trinca a quente tem sido
estudado por vários pesquisadores para diversas ligas CFC como aços inoxidáveis
auteníticos, ligas de Al, ligas de Cu e ligas de Ni (NOECKER II & DUPONT, 2007; DUPONT,
1999; DUPONT et al., 1999; TAKALO et al., 1979; KAN & DICKINSON, 1981).
Como visto anteriormente, durante a solidificação da poça de fusão o sólido rejeita
soluto para o líquido e ao final tem-se uma região segregada rica em soluto. Dependendo da
composição da liga e do tipo de soluto rejeitado, podem ser formados eutéticos com baixo
ponto de fusão, os quais molham a superfície dos contornos de grão de solidificação
formando um filme líquido entre os sólidos. Este líquido presente entre as dendritas não
possui resistência aos esforços de tração devido à contração da poça de fusão durante a
solidificação e o resfriamento, causando o descolamento entre as superfícies dos sólidos e,
consequentemente, a trinca. Muitos autores consideram a explicação apresentada acima
como a teoria clássica para trincas de solidificação (KOU, 2003a; KOU 2003b; BORLAND,
1960).
Capítulo II – Revisão Bibliográfica
32
Figura 2.19. a) Trinca de solidificação (SLYVINSKY et al., 2005). b) Trinca de liquação
(YUSHCHENKO et al., 2005). c) Superfície de fratura de uma trinca de solidificação
(MAROEF et al., 2005).
Uma vez que as trincas de solidificação são formadas ao longo dos contornos de
grão de solidificação, estes podem ter papel importantíssimo sobre o fenômeno. Evidencias
mostram que quando a poça de fusão tem geometria “gota-em-queda” (Figura 2.20) e o
crescimento colunar se dá normal à direção de soldagem, ocorre então a formação da linha
de centro da solda (CROSS, 2005; KOU, 2003b), a qual pode ter efeitos prejudiciais ao
comportamento da solda (SAVAGE & ARONSON, 1966).
Figura 2.20. (a) Poça em forma de “gota-em-queda”; (b) Desenho indicando a formação da
linha de centro da solda; (c) Poça com geometria elíptica; (d) Desenho indicando a ausência
da linha de centro. (HUNZIKER et al., 2000).
(a)
(b)
(c)
(a)
(b)
(c)
(d)
Capítulo II – Revisão Bibliográfica
33
Esta região da solda é constituída pelo encontro entre os grãos colunares ao final da
solidificação. Devido ao processo de segregação durante a solidificação, grande parte das
impurezas são acomodadas na linha de centro de solda, resultando na formação de filmes
líquidos ao longo dos contornos de grão, constituídos por eutéticos com ponto de fusão mais
baixo que o da liga. Também no contorno da linha de centro da solda são concentradas
grande parte das tensões de contração (CROSS, 2005). Desta forma, o filme líquido não é
capaz de resistir às condições impostas, e sua ruptura causa o descolamento entre as
superfícies sólidas, resultando na formação da trinca.
Tem sido reportado na literatura que a formação da linha de centro da solda, bem
como a formação de trinca a quente estão associadas à condições de altas velocidades de
soldagem (SHINOZAKI et al., 1999; FONTANA et al., 1999). Entretanto, HUNZIKER et al.
(2000) estudaram a formação do contorno de grão da linha de centro por representarem um
potencial defeito na soldagem de ligas de Ni, e concluíram que a formação da linha de
centro da solda foi muito mais dependente da potência de soldagem (I x V) do que da
velocidade de soldagem.
SLYVINSKY et al. (2005) também verificaram uma forte relação entre a energia de
soldagem por unidade de comprimento e velocidade de soldagem sobre a suscetibilidade à
trinca à quente. Eles apresentam que baixos níveis de energia de soldagem favorecem uma
poça com geometria elíptica, sem formação de linha de centro (Figura 2.20). Verificaram
ainda que com o aumento da velocidade de soldagem houve uma maior proporção de
dendritas equiaxiais, resultantes de uma alta taxa de cristalização que favoreceu uma rápida
solidificação na parte final da poça de fusão, sem qualquer difusão. Tal comportamento
implicou num aumento de resistência à trinca de solidificação com o aumento da velocidade
de soldagem.
DYE et al. (2001) determinaram numérica e experimentalmente a correlação entre os
parâmetros de soldagem e a ocorrência de defeitos na soldagem por fusão da liga Inconel
718. Os autores verificaram que a ocorrência de trincas de liquação é fortemente sensível à
velocidade de soldagem. Já as trincas de solidificação são esperadas para baixas
velocidades de soldagem e altas energias. Eles também determinaram a região ótima para
soldagem na qual não foi observada a presença de defeitos, como pode ser observado na
Figura 2.21.
Capítulo II – Revisão Bibliográfica
34
Figura 2.21. Mapa de soldabilidade para a liga Inconel 718 (DYE et al., 2001).
2.6.3.2 Trinca a frio
Trinca a frio é um tipo de falha que pode ocorrer na soldagem de aços temperáveis,
os quais formam fases com elevada dureza. Embora ligas de níquel não sejam susceptíveis
à este tipo de fenômeno, na soldagem dissimilar com aços C-Mn ou baixa liga tal problema
pode ser desenvolvido. Em geral estas trincas são atribuídas à uma combinação de fatores,
como a presença de martensita com alta dureza e bastante frágil, hidrogênio atômico
dissolvido no metal, níveis de tensões residuais favorável e baixa temperatura.
O hidrogênio pode ser induzido na soldagem por diversas fontes tais como umidade
e/ou compostos orgânicos nos consumíveis (revestimentos ou fluxos), umidade na
superfície do material, presença de tintas, vernizes e outros compostos orgânicos na
superfície a ser soldada, dentre outros. O hidrogênio introduzido no metal fundido pode
migrar para o interior da ZAC. Uma das teorias sobre o mecanismo de formação de trincas a
frio cita que, átomos de hidrogênio migram por difusão e, ao encontrarem outros átomos,
ocorre a formação de moléculas, as quais geram microvazios que concentram tensões e
associada à presença de uma microestrutura dura e frágil e um campo de tensões elevado,
a trinca se propaga (RADAJ, 1992; BAILEY, 1994; BAILEY et al. 1993; EASTERLING,
1983).
Este tipo de fissuração é demasiadamente perigosa, uma vez que as trincas podem
ocorrer várias horas após a soldagem. Na Figura 2.22 é apresentada uma trinca na ZAC do
Capítulo II – Revisão Bibliográfica
35
aço AISI 4340 soldado com eletrodo revestido. Uma vez que esta junta não esteve sob
aplicação de esforços, tem-se que as tensões residuais de soldagem foram as únicas
responsáveis pela formação da trinca.
Figura 2.22. Fissuração à frio em aço baixa liga alta resistência AISI 4340 soldado com
eletrodo revestido (SILVA et al., 2006).
2.6.4 Soldagem de materiais dissimilares
A soldagem de materiais dissimilares tem conquistado um importante espaço dentro
das atividades de construção e reparo de equipamentos para as indústrias nucleares e de
petróleo e gás natural. As características intrínsecas de algumas classes de matérias como
aços inoxidáveis e ligas de Ni – excelente resistência mecânica e à corrosão em alta
temperatura – têm motivado o seu uso crescente, entretanto, seu alto custo inviabiliza sua
aplicação na forma de componentes maciços. Isto posto, torna-se de grande aplicação o
revestimento de equipamentos de forma a minimizar a quantidade de material aplicado e
consequentemente o custo.
Na indústria, os equipamentos são comumente construídos em aço C-Mn ou baixa
liga e revestidos internamente com chapas cladeadas, chapas soldadas (linning) ou mesmo
pela deposição de diversos cordões de solda formando uma camada (weld overlay) (SILVA
et al., 2006). Em geral, os materiais aplicados nestes revestimentos são aços inoxidáveis
austeníticos e ferríticos. Contudo, o crescente aumento da corrosividade dos petróleos
produzidos tem justificado o uso de materiais mais resistentes à corrosão, como ligas de Ni.
Um dos problemas encontrados na soldagem dissimilar entre ligas de Ni e aços C-Mn
e baixa liga é a formação de uma região com alta dureza, localizada preferencialmente na
interface revestimento/substrato, cuja microestrutura é geralmente martensítica, mas a
presença das fases e também têm sido reportadas (KEJELIN et al., 2007). Tal região
tem recebido inúmeras denominações na literatura, tais como “zonas parcialmente diluídas”,
“zonas diluídas intermediárias”, “zonas de transição”, “zonas não misturadas”, “zonas
empobrecidas de metal de adição”, “zonas duras” e “zonas parcialmente misturadas”,
Capítulo II – Revisão Bibliográfica
36
dependendo do autor (KEJELIN et al., 2007; DOODY, 1992; OMAR, 1998; ROWE, 1999;
BAESLACK III et al., 1979; YANG & KOU, 2007; BEAUGRAND et al., 2009).
Trabalhos na literatura têm relatado um significativo aumento de dureza nestas
interfaces (OLDEN, 2003; RAGHAVAN et al.1989). Assim, estas regiões podem constituir
um ponto crítico para a nucleação e crescimento de trincas. ROWE et al. (1999) citam que
estas regiões podem tornar-se sensíveis ao acúmulo de hidrogênio na interface,
promovendo o fenômeno de trincas induzidas por hidrogênio (Figura 2.23). POPE et al.
(2003) reportam que em ensaios de tenacidade à fratura (CTOD) os corpos de prova de
menor tenacidade tiveram a nucleação das trincas iniciadas na zona parcialmente misturada
com microestrutura martensítica e dureza superior a 400HV.
Figura 2.23. Trinca induzida por hidrogênio em metal de solda inoxidável (ROWE et al.,
1999).
2.6.5 Soldagem de revestimento
A obtenção de revestimento através da deposição de múltiplos cordões de solda
dispostos lado a lado de forma a produzir uma ou mais camadas de metal com
características específicas sobre um substrato para proporcionar propriedades desejadas à
superfície que não são inerentes ao metal de base ou restaurar a dimensão originar de uma
peça ou componente constitui uma grande aplicação dos processos de soldagem a arco
voltaico. Inúmeros processos de soldagem têm sido aplicados para tal finalidade, dentre eles
destacam-se o eletrodo revestido, arco submerso, MIG/MAG, arame tubular, TIG com
alimentação de arame, plasma com arco transferido e alimentação de pó, dentre outros
(KANNAN & MURUGAN, 2006; MURUGAN & PARMAR, 1994; KUBENCA & KUBA, 2001;
D’OLIVEIRA et al., 2002; LEVIN et al., 1995).
A soldagem de revestimento, definida internacionalmente como weld overlay, pode
ser classificada de acordo com o objetivo específico do revestimento a ser depositado.
Capítulo II – Revisão Bibliográfica
37
Revestimentos do tipo weld cladding correspondem a deposição de uma ou mais camadas
de material resistente a corrosão, em geral, com espessura mínima de 3 mm (1/8 in).
Quando o recobrimento da superfície é realizado com um material duro e resistente ao
desgaste com o objetivo de reduzir a perda de material por abrasão, erosão, escamação,
cavitação ou outro mecanismo de desgaste o termo aplicado é o hardfacing. O termo usado
para denotar a deposição de um metal de solda sobre a superfície de um metal de base
para restaurar seus requerimentos dimensionais é buildup. Já o termo buttering refere-se a
deposição de uma ou mais camadas de metal de solda sobre as faces de uma junta com o
propósito de assegurar alguns aspectos metalúrgicos antes do preenchimento da junta,
sendo esta uma prática comum na união de materiais dissimilares (AWS, 1997; ASM,
1993e).
A grande diferença entre os processos de união e de revestimento de materiais está
na importância dada ao controle da diluição, a qual pode ser definida como o grau de
mistura entre o metal de base e o metal de solda ou a contribuição do metal base ou
substrato para a formação da zona fundida (Figura 2.32). A diluição (D) pode ser
determinada através da análise da seção transversal do cordão de solda, segundo a
equação D, onde A
Adic
é a área adicionada pela deposição da solda e A
Dil
é a área do metal
de base que fundiu e passou a compor a zona fundida total, conforme ilustrado na Figura 2.
Na soldagem de juntas, emprega-se uma combinação de parâmetros de soldagem
que resulte em boa penetração sem qualquer preocupação com o nível de diluição.
Diferentemente do que se busca na união de materiais, a soldagem de revestimento tem
como preocupação primordial a deposição de cordões com geometria favorável, ou seja,
baixa penetração, alto reforço e largura, resultando num cordão com baixa diluição. O
controle da diluição é primordial para a garantia das propriedades do revestimento,
especialmente resistência à corrosão.
Figura 2.24. Desenho esquemático das características geométricas e diluição para um
cordão de solda.
A
MA
- Área adicionada pelo metal de adição
A
MB
- Área fundida do metal de base
R - Reforço
P - Penetração
L - Largura
L
R
P
Capítulo II – Revisão Bibliográfica
38
100(%)
MAMB
MB
AA
A
D
GITTOS & GOOCH (1996) estudaram a resistência à corrosão por pites de
revestimentos de uma liga de Ni depositadas sobre aço C-Mn pelos processos eletrodo
revestido, MIG/MAG e TIG com adição de arame quente variando os parâmetros para obter
vários níveis de diluição. Os autores verificaram que a resistência à corrosão por pites foi
reduzida com o aumento da diluição. Os resultados conduziram a uma recomendação geral
de que o teor de ferro na solda deve estar abaixo de 5% para garantir uma ótima
performance.
Neste mesmo contexto, Normas Internacionais para construção de equipamentos
voltados para o setor petróleo e gás especificam os teores máximos de ferro em
revestimentos depositados por solda. Segundo a norma ISO 10423 (2003), os teores de
ferro podem ser enquadrados em duas categorias: FE 5, para teores de ferro (% em massa)
igual ou inferiores a 5%; FE 10, para revestimentos que apresentam teores de ferro igual ou
inferior a 10% e superior à 5%. Estas considerações são referentes a revestimentos com a
liga Inconal 625, medidos a 3 mm da superfície original do metal de base.
Quanto à espessura, a Norma Petrobras N1707 que regulamenta o projeto e a
construção de equipamentos com revestimento metálico interno de aços inoxidáveis, níquel
e ligas de níquel, tanto para chapas cladeadas quanto para tiras soldadas (lining) e
deposição de soldas (weld overlay), recomenda uma espessura mínima de 3 mm para
revestimentos depositados por soldagem. A norma exige ainda que a deposição seja
realizada em mais de uma camada para evitar a contaminação por ferro.
Eq. 2.8
Capítulo III – Materiais e Métodos
39
CAPÍTULO III
Materiais e Métodos
3.1 Materiais
Para a realização deste trabalho foram empregados diversos materiais, denominados
de consumíveis de soldagem e classificados em eletrodo, metais de adição, metais de base
e gases de proteção. O eletrodo de tungstênio utilizado no processo TIG foi do tipo toriado,
com diâmetro de 4,0 mm. Os metais de adição de ligas à base de níquel do tipo Ni-Cr-Mo
constituiram o objeto principal de estudo deste trabalho. Foram aplicadas as ligas AWS ER-
NiCrMo–3 (similar à liga UNS N06625 - Inconel 625), AWS ER-NiCrMo–4 (similar à liga UNS
N10276 – Hasteloy C-276) e AWS ER-NiCrMo–14 (similar à liga UNS N06686 – Inconel
686). Todas as ligas foram adquiridas na forma de bobinas com diâmetro de arame de 1,12
mm.
As duas primeiras ligas foram sugeridas pela equipe TMEC do Centro de Pesquisas e
Desenvolvimento Leopoldo Américo M. de Mello – CENPES/PETROBRAS. A terceira liga
(Inconel 686) foi sugerida pela equipe do Engesolda por se tratar de uma liga nova, cuja
elaboração foi baseada na composição da liga Hasteloy C-276 com um acréscimo no teor
de Cr para aumentar a resistência à corrosão generalizada e corrosão por pites
(THORNTON & COOPER, 2004). A composição química dos metais de adição encontra-se
apresentada na Tabela 3.1.
Os metais de base utilizados como substrato para a deposição das ligas de Ni foram
barras de aço ASTM A36 usadas nos testes preliminares e chapas de aço ASTM A516 Gr
60 nas etapas de soldagem de cordão isolado e de revestimentos. O ASTM A36 foi usado
somente para testes por se tratar de um material de baixo custo e bastante disponível no
mercado local. O ASTM A516 Gr 60 foi escolhido por se tratar de um aço usado na
construção de equipamentos na indústria de petróleo e gás natural, os quais são passiveis
de revestimento. Além disso, sua composição química, especialmente o teor de carbono, é
semelhante aos aços API X60 e X65 usados em tubulações. Na Tabela 3.2 são
apresentadas as composições químicas dos metais de base.
Foram usados como gás de proteção o argônio puro e duas misturas à base de
argônio, sendo uma com adição de óxido nítrico (NO) e outra com adição de hélio (He), cuja
composição está apresentada na Tabela 3.3.
Capítulo III – Materiais e Métodos
40
Tabela 3.1. Composição química dos metais de adição fornecida pelos fabricantes.
Item
Composição, peso %
INCONEL 625
(ERNiCrMo-3)
Ni
C
Cr
Mo
W
Fe
Al
Ti
64,43
0,011
22,2
9,13
-
0,19
0,09
0,23
Nb
Mn
Si
Cu
Co
V
P
S
3,53
0,01
0,05
0,01
0,03
-
0,002
0,002
HASTELOY C-276
(ERNiCrMo-4)
Ni
C
Cr
Mo
W
Fe
Al
Ti
56,80
0,002
16,13
16,28
3,38
6,07
-
-
Nb
Mn
Si
Cu
Co
V
P
S
-
0,52
0,03
0,06
0,13
0,17
0,07
0,002
INCONEL 686
(ERNiCrMo-14)
Ni
C
Cr
Mo
W
Fe
Al
Ti
58,22
0,01
20,53
16,39
3,97
0,29
0,26
0,04
Nb
Mn
Si
Cu
Co
V
P
S
-
0,23
0,059
0,01
-
-
0,002
0,001
Tabela 3.2. Composição química dos metais de base.
Item
Composição, peso %
Ni
C
Cr
Mo
Fe
Al
Mn
Si
ASTM A36
0,02
0,23
0,02
-
Bal.
0,03
0,67
0,09
ASTM A516 Gr. 60
0,01
0,15
0,02
0,01
Bal.
0,02
0,95
0,2
Tabela 3.3. Composição dos gases de proteção fornecida pelos fabricantes.
Gás de proteção
Composição
Ar
He
NO
Ar puro
99,99%
-
-
Ar + NO
99,98%
-
0,01%
Ar + He
70%
30%
-
3.2 Equipamentos
3.2.1 Equipamentos para soldagem
Foram utilizadas duas bancadas com diversos equipamentos e acessórios para a
execução da soldagem. A primeira bancada (Figura 3.1) utilizada nos ensaios preliminares
consistiu dos equipamentos listados abaixo.
Capítulo III – Materiais e Métodos
41
Fonte eletrônica multiprocesso para soldagem com corrente máxima de 450 A.
Cabeçote para alimentação automática de arame frio com sistema de refrigeração.
Tocha TIG manual.
Sistema para ajuste e posicionamento da alimentação do arame para soldagem TIG
(Figura 3.2).
Sistema de aquisição de dados dos sinais de tensão e corrente de soldagem operando
em frequência de 9600 Hz.
Alicate amperímetro para calibração do sistema de aquisição com precisão de (1,5%
da leitura).
Sistema de deslocamento automático da tocha.
Figura 3.1. Bancada de experimentos I. Detalhe do conjunto tocha/alimentador de arame.
Na segunda bancada (Figura 3.3) de experimentos foram empregados os
equipamentos e acessórios descritos abaixo.
Fonte eletrônica multiprocesso para soldagem com corrente máxima de 450 A.
Cabeçote para alimentação automática de arame frio com sistema de refrigeração.
Tocha TIG robotizada industrial.
Sistema para ajuste e posicionamento da alimentação do arame para a soldagem TIG
automatizada.
Sistema de aquisição de dados dos sinais de tensão e corrente de soldagem operando
em frequência de 9600 Hz.
Capítulo III – Materiais e Métodos
42
Sistema de monitoramento das condições de alimentação de arame.
Alicate amperímetro para calibração do sistema de aquisição com precisão de (1,5%
da leitura).
Robô industrial para deslocamento automático da tocha de soldagem com bancada
integrada.
Balança digital.
Figura 3.2. Conjunto tocha e sistema para ajuste do arame.
Figura 3.3. Bancada de experimentos II. Robô industrial com sistema de soldagem TIG com
alimentação de arame acoplado.
Tocha de soldagem
Sistema para
ajuste do arame
Capítulo III – Materiais e Métodos
43
3.2.2 Equipamentos para caracterização microestrutural
A seguir são listados os equipamentos utilizados para preparação dos corpos de
provas soldados para análises metalográficas.
Serra de fita.
Equipamento para corte metalográfico Struers.
Lixadeira rotativa Struers.
Politriz automática Struers.
Equipamento para polimento eletrolítico.
Soprador térmico.
Máquina fotográfica digital.
Régua metálica.
Paquímetro digital.
Microscópio óptico Jenaplan/Karl Zeiss.
Microscópio eletrônico de varredura (MEV) Phillips XL 30.
Microscópio eletrônico de varredura (MEV) Jeol JSM 5900 LV.
Microscópio eletrônico de varredura (MEV) Karl Zeiss EVO 40.
Microscópio eletrônico de transmissão (MET) Jeol JEM 2100 ARP.
Sistema de Difração de Elétrons Retroespalhados (EBSD) Oxford.
Difratômetro de raio-X Phillips.
Microdurômetro Shimadzu.
3.2.3 Equipamentos para ensaio de desgaste
Os equipamentos utilizados no ensaio de desgaste abrasivo são apresentados a
seguir.
Abrasômetro Roda de Borracha Horizontal desenvolvido no Laboratório de Tribologia e
Corrosão dos Materiais da Universidade Federal do Espírito Santo (Figura 3.4).
Analisador Tridimensional de Superfície da marca (Figura 3.5).
Balança de precisão.
Aparelho de limpeza ultrasônica.
Capítulo III – Materiais e Métodos
44
Figura 3.4. Equipamento Roda de Borracha Horizontal do Laboratório de Tribologia e
Corrosão dos Materiais da UFES (SCANDIAN & SILVA, 2007).
Figura 3.5. Analisador Tridimensional de Superfície.
3.2.4 Equipamentos para ensaio de arrancamento
Maquina universal de ensaios mecânicos.
Dispositivo para ensaios de arrancamento.
3.2.5 Equipamentos para ensaio de corrosão
Potenciaostato.
Capítulo III – Materiais e Métodos
45
3.3 Metodologia
No presente trabalho foi utilizado o processo de soldagem TIG com alimentação de
arame frio para a deposição de cordões isolados e de camadas de revestimentos. A
metodologia empregada na soldagem consistiu de seis etapas, conforme fluxograma da
Figura 3.6, as quais são detalhadas a seguir. Destaca-se que toda a metodologia aplicada
na presente tese foi elaborada para a busca de condições ótimas de deposição de
revestimentos de ligas de níquel sobre aços C-Mn, estabelecendo como critérios de
aceitação a ausência de defeitos no cordão de solda, as menores razões reforço/largura, e
os menores níveis de diluição, preferencialmente abaixo de 5%, mas considerando-se
aceitável níveis de diluição menores ou iguais a 10 %.
Metodologia
Etapa I
Testes preliminares
Etapa II
Ensaios definitivos -
Cordão isolado
Etapa III
Ensaios definitivos -
Revestimentos
Taxa de fusão
Taxa de
deposição
Eficiência de
deposição
Análise química
(%Fe)
Etapa IV
Caracterização
microestrutural
MO
MEV MET DRX EBSD
Etapa V
Propriedades
mecânicas
Ensaio de
microdureza
Ensaio de
arrancamento
Ensaio de
desgaste
Etapa VI
Resistência à
corrosão
Polarização
cíclica
Elaboração da Tese
Figura 3.6. Fluxograma das etapas para a realização do trabalho.
Capítulo III – Materiais e Métodos
46
3.3.1 Etapa I – Testes preliminares
Os ensaios preliminares constituíram a base para a compreensão dos efeitos que
cada variável do processo TIG com alimentação de arame frio produz no contexto global da
soldagem. A falta de informações tanto sobre o processo quanto sobre sua aplicação em
revestimento com ligas de níquel tornou esta etapa imprescindível. Assim sendo, esta etapa
teve por objetivo explorar as variáveis do processo, avaliando o comportamento dos fatores
de controle sobre as características dos cordões de solda, e definindo os valores que melhor
se aplicam à soldagem de revestimento, tais como comprimento do arco, vazão de gás,
velocidade de soldagem, velocidade de alimentação de arame, níveis de corrente de
soldagem, ângulo de afiação do eletrodo, distância da ponta do arame para a peça (DPAP),
ângulo de alimentação do arame, posição de alimentação do arame em relação ao arco
voltaico, etc. Com a identificação preliminar das condições ótimas de alguns destes
parâmetros é possível reduzir o número de fatores de controle a serem estudados de forma
sistemática nas etapas seguintes.
As soldagens de simples deposição com cordão isolado foram realizadas com o arame
eletrodo ERNiCrMo-3 (Inconel 625) sobre barras chatas de aço carbono ASTM A36 nas
dimensões de 200 x 50 x 6,0 mm. O gás de proteção utilizado foi o argônio puro com vazão
de 15 l/min. Durante as soldagens foram monitoradas as variações de tensão e de corrente
de soldagem através do sistema de aquisição de dados. O tempo de aquisição de cada
ensaio foi de 5 segundos a uma taxa de varredura de 9,6 kHz. O início da aquisição dos
dados de cada ensaio ocorreu no momento em que o arco estivesse mais estabilizado,
aproximadamente 10 segundos após a sua abertura.
A avaliação dos resultados desta etapa consistiu da observação do aspecto visual dos
cordões de solda e da análise da seção transversal dos corpos de prova, após preparação
metalográfica, para realização de macrografias, objetivando a determinação das
características geométricas (reforço, penetração e largura) e dos valores de diluição.
Em cada corpo de prova foi depositado um cordão de solda com comprimento total de
180 mm. Para a análise macrográfica foram realizadas três seções do corpo de prova, no
início, meio e fim, com 10 mm de espessura cada, e descartando-se 15 mm do início e ao
final de cada cordão de solda, conforme Figura 3.7.
Capítulo III – Materiais e Métodos
47
Figura 3.7. Desenho esquemático de extração das amostras
Para determinação das características geométricas e diluição foi utilizado um
programa de análise de imagens. A diluição medida corresponde a contribuição do metal
base sobre a composição final da zona fundida e foi obtida pela Equação 9. A Figura 3.8
mostra as características geométrica medidas (largura – L; reforço – R e penetração – P),
bem como a área adicionada pela deposição do metal de adição (A
MA
) e a área fundida do
metal de base (A
MB
).
100
MAMB
MB
AA
A
D
Figura 3.8. Representação esquemática das dimensões geométricas das seções
transversais dos cordões de solda.
3.3.2 Etapa II – Ensaios definitivos – Cordão isolado
Após os ensaios preliminares, foram definidas as condições de soldagem para
realização dos ensaios definitivos com intuito de analisar a influência dos fatores de controle
sobre a geometria e diluição do cordão de solda através de um programa de tratamento
estatístico.
Eq. 3.1
Direção de soldagem
Perfil geométrico
A
MA.
- Área adicionada pelo metal de adição
A
MB
- Área fundida do metal de base
R - Reforço
P - Penetração
L - Largura
L
R
P
Capítulo III – Materiais e Métodos
48
Para realização desta etapa foi mantida constante: a vazão do gás de proteção em 15
l/min; a velocidade de alimentação em aproximadamente 6 m/min; e o ângulo de
alimentação do arame em 50
0
(Figura 3.9). Foi constatado em testes preliminares que
quando a alimentação é feita na frente do arco em direção ao fim da poça obtém-se
excelentes cordões de solda com boa convexidade, maior largura e ausência de defeitos.
Além disso, o nível de diluição é menor quando comparado as demais condições, conforme
mostrado na Figura 3.10. Por este motivo todas as soldagens foram realizadas com
alimentação de arame à frente da tocha, passando o arame através do arco e sendo
depositado na região de solidificação (parte posterior da poça de fusão).
Figura 3.9. Desenho esquemático do ângulo de alimentação.
Figura 3.10. Configuração do conjunto tocha/guia de alimentação em relação à direção de
soldagem: (a) FS – Frente de solidificação; (b) FF – Frente de fusão.
(a)
(b)
Capítulo III – Materiais e Métodos
49
Os corpos de prova usados nesta etapa foram chapas de aço ASTM A516 Gr.60 com
dimensões de 200 x 50 x 12,5 mm. A liga usada para deposição foi o arame AWS
ERNiCrMo-3 (Inconel 625). O gás de proteção utilizado foi o argônio puro com vazão de 15
l/min. Foi montada uma matriz de experimentos do tipo fatorial completo utilizando corrente
contínua convencional e corrente contínua pulsada, ambas com eletrodo negativo. Antes da
soldagem todas as chapas foram identificadas e passaram por um processo de limpeza
mecânica através de escovação para remoção de camadas de óxido e química com
solvente para remoção de contaminantes.
Os fatores de controle avaliados na etapa de ensaios definitivos com deposição de um
cordão isolado foram o tipo de energia (variando a corrente de soldagem para variar a
energia e mantendo a velocidade constante - TE I ou variando a velocidade de soldagem e
mantendo constante a corrente de soldagem - TE V), a distância ponta do eletrodo a peça
(DPEP), o tipo de tecimento (Figura 3.11) e o nível de energia de soldagem (Tabela 3.4).
Tabela 3.4. Designação dos níveis referente aos fatores de controle.
Fator de controle
Níveis
1
2
3
Técnica da energia (TE)
TE I
TE V
-
Tecimento
Sem tecimento
Tecimento triangular
-
DPEP (mm)
6
10
14
Energia de soldagem
(kJ/cm)
9,6
12,3
14,8
Figura 3.11. Desenho esquemático do movimento descrito no tecimento triangular
A soldagem desta etapa foi subdividida em duas fases. A primeira fase foi realizada
conforme a Tabela 3.5, na qual a distância ponta do arame a peça (DPAP) foi mantida
constante em 3 mm. A segunda fase foi realizada conforme Tabela 3.6, na qual a distância
ponta do eletrodo a peça (DPEP) foi mantida constante em 10 mm e variou-se a DPAP em
1, 2 e 3 mm. A designação dos níveis das Tabelas 3.5 e 3.6 referentes aos fatores de
controle são apresentados na Tabela 3.4.
Direção de soldagem
Amplitude
de
oscilação
Passo
Capítulo III – Materiais e Métodos
50
Tabela 3.5. Designação dos níveis dos fatores de controle para o fatorial completo utilizando
o arame eletrodo ERNiCrMo-3 (Inconel 625) com DPAP constante de 3,0 mm.
Ensaio
Condição
Tipo de
Tecimento
(TC)
DPEP
(mm)
Técnica
da
Energia
(TE)
Energia
- E
(kJ/cm)
Corrente
Eficaz –
Ie (A)
Velocidade
de
soldagem –
Vs (cm/min)
1
CC1
1
1
1
1
223
25
2
CC1T
2
1
1
1
223
25
3
CC2
1
1
1
2
285
25
4
CC2T
2
1
1
2
285
25
5
CC3
1
1
1
3
343
25
6
CC3T
2
1
1
3
343
25
7
CC4
1
1
2
1
285
32
8
CC4T
2
1
2
1
285
32
9
CC5
1
1
2
2
285
25
10
CC5T
2
1
2
2
285
25
11
CC6
1
1
2
3
285
21
12
CC6T
2
1
2
3
285
21
13
CC1
1
2
1
1
223
25
14
CC1T
2
2
1
1
223
25
15
CC2
1
2
1
2
285
25
16
CC2T
2
2
1
2
285
25
17
CC3
1
2
1
3
343
25
18
CC3T
2
2
1
3
343
25
19
CC4
1
2
2
1
285
32
20
CC4T
2
2
2
1
285
32
21
CC5
1
2
2
2
285
25
22
CC5T
2
2
2
2
285
25
23
CC6
1
2
2
3
285
21
24
CC6T
2
2
2
3
285
21
25
CC1
1
3
1
1
223
25
26
CC1T
2
3
1
1
223
25
27
CC2
1
3
1
2
285
25
28
CC2T
2
3
1
2
285
25
29
CC3
1
3
1
3
343
25
30
CC3T
2
3
1
3
343
25
31
CC4
1
3
2
1
285
32
32
CC4T
2
3
2
1
285
32
33
CC5
1
3
2
2
285
25
34
CC5T
2
3
2
2
285
25
35
CC6
1
3
2
3
285
21
36
CC6T
2
3
2
3
285
21
Capítulo III – Materiais e Métodos
51
Tabela 3.6. Designação dos níveis dos fatores de controle para o fatorial completo utilizando
o eletrodo ERNiCrMo-3 com DPEP constante de 10,0 mm.
Ensaio
Condição
Tipo de
Tecimento
DPAP
(mm)
Técnica da
Energia
(TE)
Energia
(kJ/cm)
Corrente
Eficaz
Ie (A)
Velocidade de
soldagem
vs (cm/min)
1
CC3
1
3
1
3
343
25
2
CC3T
2
3
1
3
343
25
3
CC4
1
3
2
1
285
32
4
CC4T
2
3
2
1
285
32
5
CC3
1
2
1
3
343
25
6
CC3T
2
2
1
3
343
25
7
CC4
1
2
2
1
285
32
8
CC4T
2
2
2
1
285
32
9
CC3
1
1
1
3
343
25
10
CC3T
2
1
1
3
343
25
11
CC4
1
1
2
1
285
32
12
CC4T
2
1
2
1
285
32
Para realização dos ensaios em corrente contínua pulsada foram estabelecidos os
parâmetros apresentados na Tabela 3.7. Nesta etapa foram mantidos constantes a corrente
de base (Ib) em 60 A e o tempo de base (Tb) em 0,3 segundos.
A avaliação dos resultados tanto de corrente contínua convencional como de corrente
contínua pulsada consistiu de análise visual do acabamento superficial e análise
macrográfica para determinação da geometria dos cordões de solda e do nível de diluição. A
extração dos corpos de prova seguiu o mesmo procedimento descrito na etapa de Testes
Preliminares. Para avaliar a influência dos fatores de controle sobre as variáveis de resposta
foram realizadas avaliações estatísticas empregando análise de variância (ANOVA) através
do programa de computador Statistica .
Capítulo III – Materiais e Métodos
52
Tabela 3.7. Parâmetros de soldagem utilizando corrente pulsada.
Ensaio
Ief (A)
Ip (A)
tp (s)
Im (A)
Vs (cm/min)
TE
E (kJ/cm)
1
224
330
0,24
180,0
25,0
I
8,1
2
284
330
0,82
257,7
25,0
I
12,3
3
315
330
3,00
305,5
23,7
I
14,4
4
225
390
0,14
165,0
25,0
I
8,1
5
283
390
0,32
230,3
25,0
I
12,2
6
343
390
1,00
313,8
25,0
I
14,8
7
222
450
0,09
150,0
25,0
I
8,0
8
284
450
0,19
211,2
25,0
I
12,3
9
342
450
0,40
282,9
25,0
I
14,8
10
194
390
0,09
136,2
21,0
V
8,3
11
225
390
0,14
165,0
20,0
V
12,2
12
274
390
0,28
219,3
20,0
V
14,8
13
266
390
0,25
210,0
30,0
V
8,0
14
340
390
0,93
309,5
30,0
V
12,3
15
376
390
4,00
367,0
29,0
V
14,0
16
318
390
0,58
277,5
23,0
V
15,0
17
318
390
0,58
277,5
28,0
V
12,3
18
318
390
0,58
277,5
35,0
V
9,8
Onde: Ief – corrente eficaz; Ip – corrente de pico; Ib – corrente de base = 60 A; tb –
tempo de base = 0,3 s; tp – tempo na corrente de pico; Im – corrente média e Vs –
velocidade de soldagem.
3.3.3 Etapa III – Ensaios defitinivos – Revestimentos
Após a determinação das condições de soldagem de cordão isolado através do
método de fatorial completo, foi realizado o planejamento dos experimentos para a
soldagem de revestimento. Empregou-se nesta etapa o Método Taguchi (PHADKE, 1989)
cujo objetivo principal foi proporcionar a análise estatística dos resultados e o levantamento
do efeito de cada fator de controle sobre as respostas analisadas com um reduzido número
de experimentos a serem realizados, considerando um número elevado de fatores de
controle e de seus níveis.
Outra importante característica do Método de Taguchi é a identificação da condição
ótima de ajuste de parâmetros. Com isso foi possível, por exemplo, estabelecer os
parâmetros de soldagem que resultam em menor nível de diluição, ou em maior reforço da
camada, ou ainda na ausência de defeitos. Sendo assim foram realizados também ensaios
de confirmação dos resultados do Método Taguchi. Maiores esclarecimentos sobre o
Método Taguchi serão apresentados ao longo deste trabalho. Contudo, é possível consultar
Capítulo III – Materiais e Métodos
53
também diferentes literaturas sobre o tema (BENYOUNIS & OLABI, 2008; MIRANDA, 1999;
PHADKE, 1989)
A deposição das camadas foi realizada sobre chapas de aço ASTM A516 Gr. 60 com
dimensões de 200 x 150 x 12,5 mm. O comprimento do revestimento foi de 180 mm e a
largura da camada depositada deve ser superior à 55 mm. Para garantir a largura mínima da
camada foram depositados de 4 a 7 cordões dispostos lado a lado, cuja sobreposição deve
ser suficiente para proporcionar um bom acabamento superficial e ausência de defeitos.
Assim como na Etapa II, todas as chapas foram previamente identificadas e passaram por
processo de limpeza superficial. A Figura 3.12 mostra a sequência de deposição para a
formação de uma camada de revestimento e a Figura 3.13 mostra o desenho esquemático
da seção transversal da camada.
Alguns parâmetros foram mantidos os mesmos em relação à etapa anterior, como
mostra a Tabela 3.8. O modo de alimentação de arame à frente da tocha e passando por
dentro do arco foi mantido, bem como o ângulo de alimentação do arame de 50º, a DPAP de
3 mm (arame), a DPEP de 10 mm (eletrodo), o ângulo de afiação do eletrodo de 50º e a
vazão de gás de 15 l/min.
Antes de realizar a deposição das camadas foi escolhida uma condição de soldagem
da etapa anterior e realizados testes para determinar alguns parâmetros de tecimento como
passo (distância entre cordões), amplitude de oscilação e comprimento de onda. Com base
nestes ensaios foi estabelecido como critério o valor do passo correspondente à 2/3 da
largura do 1º cordão de solda depositado. Os demais parâmetros de tecimento são a
amplitude de oscilação – 8 mm e comprimento de onda – 1,2 mm.
Tabela 3.8. Parâmetros mantidos constantes durante a soldagem de revestimento.
Parâmetros
Modo de alimentação
À frente da tocha
Ângulo de alimentação do arame
50º
DPAP
3,0 mm
DPEP
10,0 mm
Ângulo de afiação da ponta do eletrodo
50º
Vazão de gás
15 l/min
Capítulo III – Materiais e Métodos
54
Figura 3.12. Sequência de deposição de camada.
Figura 3.13. Desenho esquemático de sobreposição dos cordões de solda indicando o
passo de sobreposição de 2/3L, onde L é a largura do cordão inicial.
Testes Preliminares mostraram que os menores valores de diluição são alcançados
quando aplicadas as maiores velocidades de alimentação do arame. Alguns trabalhos
encontrados na literatura também destacam este comportamento (DUPONT & MARDER,
1996; BANOVIC et al., 2002). Assim foi considerada para a soldagem de revestimento a
máxima velocidade de alimentação de arame possível que produzisse cordões de solda com
boa qualidade. Estabeleceu-se como parâmetro para determinar a velocidade de
alimentação máxima o limite no qual a alimentação do arame é interrompida devido ao
toque no fundo da poça de fusão. Com base nestas informações foram utilizadas três
velocidades de alimentação de arame para cada nível de aporte térmico aplicado.
ZAC
Metal base
L
2L/3
L
TOTAL
Capítulo III – Materiais e Métodos
55
Para a aplicação do Método Taguchi foi utilizada uma matriz de experimentos L18,
conforme apresentado na Tabela 3.9. Foram avaliados cinco fatores de controle: técnica da
energia de soldagem (TE); nível de energia de soldagem (E); metal de adição (L); gás de
proteção (G) e tipo de tecimento (T). Sendo a variação destes fatores em dois ou três níveis.
A designação dos níveis dos fatores de controle são apresentados na Tabela 3.10.
Tabela 3.9. Parâmetros de soldagem referente à planilha L18 gerada pelo Método Taguchi.
Ensaio
TE
E
L
G
T
Corrente Eficaz
Ie (A)
Velocidade de soldagem
Vs (cm/min)
1
1
1
1
1
1
335
25
2
1
1
2
2
2
25
3
1
1
3
3
3
25
4
1
2
1
1
2
21
5
1
2
2
2
3
21
6
1
2
3
3
1
21
7
1
3
1
2
1
17
8
1
3
2
3
2
17
9
1
3
3
1
3
17
10
2
1
1
3
3
285
21
11
2
1
2
1
1
285
12
2
1
3
2
2
285
13
2
2
1
2
3
335
14
2
2
2
3
1
335
15
2
2
3
1
2
335
16
2
3
1
3
2
385
17
2
3
2
1
3
385
18
2
3
3
2
1
385
Tabela 3.10. Designação dos fatores de controle para o Método Taguchi
Fatores de controle
Níveis
1
2
3
Técnica da energia (TE)
TE V
TE I
-
Energia de soldagem (E)
Baixa
Média
Alta
Liga (L)
Inconel 625
Hasteloy C-276
Inconel 686
Gás deProteção (G)
Ar puro
Ar + NO
Ar + He
Tecimento (T)
Espiral
Triangular
Duplo 8
Quanto ao tipo de tecimento, como será visto no Capítulo de Resultados, o seu uso
reduz consideravelmente a diluição e aumenta a área recoberta, sendo importante para
aplicações de revestimentos. Visando avaliar os efeitos associados à trajetória descrita no
Capítulo III – Materiais e Métodos
56
tecimento sobre as características geométricas e diluição, foram selecionados três tipos de
tecimentos: espiral, triangular, duplo 8, cuja trajetória é ilustrada na Figura 3.14.
Figura 3.14. Desenho ilustrando a trajetória descrita para cada tipo de tecimento aplicado no
Método Taguchi.
Após a deposição por soldagem das camadas, as chapas foram fotografadas,
escovadas, pesadas e submetidas a ensaio de líquido penetrante para verificar a possível
formação de trincas superficiais. No entanto, não foram observados estes tipos de trincas
em nenhum dos revestimentos. Em seguida, os corpos de prova foram marcados e cortados
para a obtenção de amostras para caracterização microestrutural e microdureza, ensaio de
arrancamento, ensaio de desgaste, e ensaios de corrosão eletroquímica, conforme desenho
apresentado na Figura 3.15.
Figura 3.15. Desenho esquemático da posição nas quais foram removidas as amostras para
a realização dos diversos ensaios.
Resistência ao desgaste
Arrancamento
MET, Corrosão eletroquímica
e EBSD
Extração de
precipitados
DRX
Microscopia ótica, MEV e microdureza
(a) Espiral
(b) Triangular
(c) Duplo 8
Capítulo III – Materiais e Métodos
57
3.3.4 Etapa IV – Caracterização microestrutural
3.3.4.1 Preparação de amostras
O procedimento de macrografia para determinação das características geométricas
dos cordões de solda das etapas de Testes Preliminares e Ensaios Definitivos – Cordão
Isolado consistiu de lixamento utilizando uma lixadeira rotativa e lixas com granulação de
220, 320, 400, 600 e 1200, seguido de polimento mecânico com pasta de diamante de 3 m.
Para destacar o cordão de solda procedeu-se um ataque químico por imersão com o
reagente Nital 5%.
A caracterização microestrutural foi realizada somente para a etapa de revestimentos.
Amostras foram extraídas das chapas revestidas, sendo a análise realizada na seção
transversal, e em alguns casos na seção longitudinal e no topo da camada. A preparação
consistiu de lixamento até a granulação de 1200. Após a etapa de lixamento foi realizado o
polimento mecânico com pasta de diamante nas granulações de 3, 1 e ¼ m.
Em virtude da soldagem ser dissimilar houve a necessidade de utilização de reagentes
para ataque distintos para cada material. O metal de base constituído de aço C-Mn e aço
baixa liga foi atacado quimicamente por imersão utilizando o reagente Nital 2%. O metal de
solda (revestimentos de ligas de níquel) foi atacado eletroliticamente utilizando uma solução
contendo 10% de ácido crômico diluído em água deionizada (% em peso). Empregou-se
uma tensão de 2,5 V e tempo de ataque de 20 segundos.
3.3.4.2 Microscopia ótica e eletrônica
A caracterização por microscopia ótica (MO) utilizou um microscópio Jenaplan/Karl
Zeiss com câmera digital acoplada e sistema de aquisição de imagem. As análises por
microscopia eletrônica de varredura (MEV) utilizou um equipamento Phillips XL 30 acoplado
com sistema de análise de energia dispersiva de raio-X EDAX e sistema de difração de
elétrons retroespalhados (elétrons back-scattering diffraction – EBSD) Oxford Instruments.
Também foram realizadas análises de microscopia eletrônica de varredura nos laboratórios
de microscopia da UFES (MEV Karl Zeiss EVO 40) e do Laboratório Nacional de Luz
Síncrotron – LNLS (MEV Jeol JSM 5900 LV), que gentilmente disponibilizaram seus
equipamentos para a realização de análises de EDS em função da indisponibilidade
temporária do equipamento do LACAM-UFC.
Análises quantitativas foram realizadas a partir das micrografias obtidas por MEV para
determinação do percentual de precipitados no metal de solda. Estas análises foram feitas
utilizando-se dois programas de análise de imagens comerciais e o programa Segmentação
Via Rede Neural Artificial – SVRNA desenvolvido por ALBUQUERQUE et al., 2007, cujo
Capítulo III – Materiais e Métodos
58
grande diferencial é o uso de sistemas de Visão Artificial que apresentam grandes
vantagens em relação ao método de segmentação manual tradicionalmente usado em
programas de análise de imagem. Estas vantagens proporcionam uma maior precisão das
medidas, menor interferência do operador e maior rapidez nas análises.
Uma amostra de cada liga foi selecionada para análise por microscopia eletrônica de
transmissão (MET). As análises foram realizadas no Laboratório Nacional de Luz Sincrótron
– LNL, em Campinas-SP. Utilizou-se um microscópio eletrônico de Transmissão JEOL TEM-
JEM 2100 ARP com canhão de LaB
6
, operando em 200 kV. O microscópio é equipado com
sistema de microanálise por energia dispersiva de raio-X (EDX) capaz de realizar medidas
pontuais no modo TEM, além de varredura linear (line scan) e mapeamento químico no
modo STEM (Scanning transmition electron microscopy).
3.3.4.3 Difração de elétrons retroespalhados
A técnica de análise por difração de elétrons retroespalhados (do inglês EBSD) foi
utilizada para avaliar a mudança na orientação cristalográfica na interface revestimento
substrato. Para as análises de EBSD, amostras foram retiradas das chapas revestidas e
embutidas em resina com pó de cobre. A preparação da superfície seguiu o procedimento
convencional de preparação metalográfica descrita anteriormente, até o polimento com
pasta de diamante de 1 m, seguido de um polimento químico/mecânico com sílica coloidal
durante 4 horas. As análises foram realizadas no microscópio eletrônico de varredura XL 30
Phillips com câmera de EBSD Oxford acoplada.
3.3.4.4 Difração de raios-X
As medidas de difração foram feitas num difratômetro Phillips X’Pert. A aquisição dos
dados foi feita pelo pacote de softwares pertencentes ao equipamento (X’Pert Data Colletor,
X’Pert Graphics and Identify e X’Pert Organizer). Os parâmetros utilizados para as medidas
foram: tubo de cobalto (Co), intervalo de varredura entre os ângulos 20º e 120º, passo de
0,02
o
e tempo por passo 3 s.
As amostras para esta análise foram retiradas do revestimento, conforme a Figura
3.15. Estas amostras foram novamente seccionadas para separar o aço C-Mn da liga de
níquel. Posteriormente, a porção do metal de solda (liga de níquel) foi lixada em ambos os
lados para remover quaisquer impurezas e óxidos e em seguida foram lavadas com água
destilada. Estas amostras contendo somente a liga de níquel foram submetidas à um
processo de extração de precipitados através da dissolução da matriz de níquel por um
processo eletroquímico usando com eletrólito uma solução alcoólica com 10% de ácido
clorídrico e uma densidade de corrente de 0,1 A/cm2, conforme descrito pela norma ASTM
E963-00 (ASTM, 2010).
Capítulo III – Materiais e Métodos
59
Para ajuste dos picos foi utilizado um programa de tratamento de dados de difração,
sendo este responsável por determinar a posição angular exata dos picos da matriz , bem
como dos precipitadas. Neste trabalho, o programa utilizado para tal fim foi o X’pert High
Score Phillips. A base de dados utilizada para determinar os picos das fases foram os
bancos de dados do ICDD (International Center for Diffraction Data).
3.3.5 Etapa V – Avaliação das Propriedades Mecânicas
3.3.5.1 Ensaio de microdureza
Foram levantados os perfis de microdureza Vickers das camadas. A análise consistiu
de varreduras verticais, compreendendo a região da zona fundida (ZF), zona afetada pelo
calor (ZAC) e metal de base, bem como varreduras horizontais abrangendo os vários
cordões de solda visando verificar qualquer variação de dureza ao longo da camada
causada pelo efeito de múltiplos ciclos térmicos de soldagem, conforme desenho
esquemático apresentado na Figura 3.16. A carga aplicada foi de 0,981 N (100 gf) por um
tempo de impressão de 15 segundos, conforme recomendado pela norma ASTM E 384-99
(ASTM, 1999).
Figura 3.16. Desenho ilustrando a posição onde foram realizadas as impressões de
microdureza.
3.3.5.2 Ensaio de arrancamento
As propriedades mecânicas do revestimento foram verificadas pelo ensaio de
arrancamento, que é detalhado na norma A 265-03 (ASTM, 2009). A norma destina-se a
qualificação de revestimentos a base de ligas de níquel e indica que pelo menos um ensaio
de arrancamento ou três ensaios de dobramentos são requeridos. O ensaio de
arrancamento consiste na aplicação de carga compressiva em um corpo de prova, no qual,
está separado por dois blocos, que efetuam um apoio adequado e geram um cisalhamento
em um ressalto. O ressalto é o revestimento e o restante do corpo de prova é o metal de
base. A liga do revestimento deve ser removida até gerar um passe de acabamento no
metal base. A carga resistida pelo ressalto não deve ser inferior a 140 MPa. As dimensões e
especificações de folga estão indicadas na Figura 3.17. A espessura estipulada para o corpo
Perfiz de microdureza
ZAC
1º Cordão
Último Cordão
Metal base
Metal de solda
Capítulo III – Materiais e Métodos
60
de prova foi de 10 mm para o metal base e 3 mm para o ressalto. A partir disto foi então
construído um dispositivo, indicado na Figura 3.18. Os ensaios foram então realizados em
uma máquina universal de ensaio de tração, com o dispositivo e o corpo de prova dispostos
entre dois pratos.
Figura 3.17. Desenho esquemático de um ensaio de arrancamento, segundo norma ASTM A
265-03 (ASTM, 2003).
Figura 3.18. Dispositivo para ensaio de arrancamento juntamente com um corpo de prova
ensaiado.
Capítulo III – Materiais e Métodos
61
3.3.5.3 Ensaios de desgaste
Para avaliar a resistência ao desgaste dos revestimentos utilizou-se o Abrasômetro
Roda de Borracha Horizontal do Laboratório de Tribologia e Corrosão dos Materiais
(TRICORRMAT) da Universidade Federal do Espírito Santo (UFES). A escolha deste ensaio
se deve ao fato de que durante o escoamento do petróleo nos dutos, certa quantidade de
areia e cascalho é carreada juntamente com o óleo, causando desgaste abrasivo. No
entanto, é importante destacar que o referido ensaio visa principalmente comparar o
comportamento entre as ligas, dada a dificuldade em representar o real processo de
desgaste abrasivo no interior dos dutos.
Os parâmetros utilizados nos ensaios de desgaste abrasivo foram:
amostras extraídas do revestimento retificadas (rugosidade abaixo de 0,8 µm), com
dimensões de 75 x 25 x 10 mm, seguindo a norma ASTM G-65 (ASTM, 2004);
carga Normal de 50,07 N, que corresponde ao peso do braço articulado (44N) mais o
peso da anilha número 8 que é de 6,07 N;
velocidade de deslizamento de 1,0 m/s, que corresponde a uma frequência no
inversor de 27,7 Hz;
tempo de ensaio de 30 min, totalizando uma distância percorrida de ensaio de 1800
m;
fluxo de abrasivo na calha entre 1,7 e 1,9 g/s e fluxo de abrasivo na interface roda de
borracha/revestimento entre 0,7 e 0,8 g/s;
roda de Borracha com dureza 60 ± 2 Shore e perímetro de 717 mm;
partículas abrasivas – Areia Normal Brasileira do IPT (Instituto de Pesquisa
Tecnológica), NBR-7214, de granulometria entre 0,30-0,60 mm (50 mesh).
A caracterização do micromecanismo de desgaste dos revestimentos foi realizado
através de análise em MEV. Para mensurar a topografia dos corpos de prova após os
ensaios, foi utilizado um Analisador Tridimensional de Superfície da marca Taylor Hobson
(Figura 3.5). A avaliação da taxa de desgaste abrasivo a partir da diferença de massa dos
corpos de prova antes e após o ensaio foi realizada utilizando-se uma balança de precisão.
Para garantir a limpeza dos corpos de prova durante as pesagens, antes e após os ensaios,
foi utilizado um aparelho de limpeza ultrasônica.
Capítulo III – Materiais e Métodos
62
3.3.6 Etapa VI – Avaliação da resistência à corrosão
3.3.6.1 Ensaio de polarização eletroquímica
Os ensaios de polarização eletroquímica foram realizados com o potenciostato,
utilizando-se uma célula eletroquímica convencional com três eletrodos, de corpo de vidro e
com capacidade de aproximadamente 100 ml de solução. Foram utilizados um eletrodo de
referência (ER) de prata/cloreto de prata, (Ag/AgCl) e um contra eletrodo (CE) de platina. O
eletrodo de trabalho (ET) foi retirado da superfície do revestimento. O ET foi embutido em
resina acrílica e posteriormente lixado e polido com pasta de diamante de 1 m. A interface
entre a amostra e a resina foi recoberta com um esmalte para evitar a penetração do
eletrólito na cavidade. A área exposta do eletrodo de trabalho foi medida para cada amostra.
A solução de trabalho utilizada em todos os ensaios foi uma solução aquosa com 3,56% de
NaCl, mantida em temperatura ambiente de 25ºC. Antes de cada medida, o eletrodo de
trabalho lavado com água destilada e secado com ar quente. Os ensaios de polarização
foram iniciados após 5 minutos da imersão da amostra na solução de trabalho. O potencial
foi variado entre -4 mV abaixo do potencial de circuito aberto até o potencial correspondente
a densidade de corrente de 1 mA/cm
2
com uma velocidade de varredura de 2 mV/s.
Capítulo IV – Resultados e Discussão I – Fatorial Completo
63
CAPÍTULO IV
Resultados e Discussão I
4.1 Ensaios definitivos – Cordão isolado
Neste capítulo serão apresentados e discutidos os resultados obtidos na etapa de
ensaios definitivos com a deposição de cordão isolado. A avaliação dos resultados obtidos
baseou-se na análise quantitativa do efeito das diversas variáveis estudadas sobre as
características geométricas do cordão de solda e do nível de diluição, de forma a prover
informações suficientes para basear a escolha dos melhores parâmetros para a etapa
seguinte que objetiva a deposição de camadas, e além de demandar ainda alguma
avaliação em termos de processo, também leva em conta uma avaliação de caráter
metalúrgico.
As condições adequadas que resultam em uma camada de revestimento com boa
qualidade são aquelas que tendem a minimizar os níveis de diluição (D), menores valores
de razão entre o reforço e largura (R/L), e consequentemente, baixos valores para o produto
diluição (D) versus índice de convexidade (R/L). Estes três fatores foram então tomados
como critério para a avaliação dos resultados, visto que a diluição está diretamente
relacionada à alterações na composição química, e por conseguinte, nas características
metalúrgicas, enquanto que a razão reforço/largura tem relação com a convexidade do
cordão de solda, a qual implica em fatores geométricos da camada como planicidade da
superfície (irregularidades) e presença de defeitos, especialmente falta de fusão.
Inicialmente serão apresentados e discutidos os resultados das soldagens realizadas
variando-se a distância ponta do eletrodo peça (DPEP) e a aplicação ou não de tecimento,
todas para três níveis de correntes eficazes e três velocidades de soldagem, sendo a
distância da ponta do arame à peça (DPAP) mantida constante em 3 mm. Posteriormente
foram tomados dois níveis de corrente eficaz e dois níveis de velocidades de soldagem para
avaliação sistemática da variação da (DPAP), mantendo-se constante a DPEP em 10 mm.
4.2 Soldagem com Corrente Contínua Convencional
Inicialmente foram realizadas as soldagens em corrente contínua convencional
mantendo-se constante a DPAP e variando-se os valores de corrente eficaz, velocidade de
soldagem, uso ou não de tecimento. Conforme serão observados, algumas das condições
Capítulo IV – Resultados e Discussão I – Fatorial Completo
64
de soldagem da planilha de experimentos não conseguirão coalescência com o metal de
base, sendo os valores de penetração e diluição considerados somente para permitir a
análise estatística de variância. A Tabela 4.1 apresenta os resultados das características
geométricas e de diluição do cordão de solda.
Tabela 4.1. Resultado das soldagens do fatorial completo com corrente contínua
convencional.
Ens.
Cond.
Tec.
Pos.
DPEP
(mm)
E
(kJ/cm)
TE
D
(%)
Média.
D (%)
Ref.
(mm)
Larg.
(mm)
Pen.
(mm)
Ref.
/Larg.
D*(Ref.
/Larg.)
1
CC1
1
Inicio
6
1
I
4,9
5,4
4,7
3,9
0,5
1,2
5,9
1
CC1
1
Meio
6
1
I
4,4
4,5
4,5
0,4
1,0
4,5
1
CC1
1
Fim
6
1
I
6,7
4,4
3,8
0,7
1,2
7,8
2
CC1
2
Inicio
6
1
I
1,7
1,5
3,9
9,0
0,1
0,4
0,7
2
CC1
2
Meio
6
1
I
1,7
3,9
8,0
0,1
0,5
0,8
2
CC1
2
Fim
6
1
I
1,2
3,9
8,2
0,1
0,5
0,6
3
CC2
1
Inicio
6
2
I
14,7
13,1
4,3
6,2
1,3
0,7
10,3
3
CC2
1
Meio
6
2
I
13,2
4,1
6,8
1,1
0,6
8,0
3
CC2
1
Fim
6
2
I
11,4
4,3
6,1
1,1
0,7
8,0
4
CC2
2
Inicio
6
2
I
8,5
8,3
3,5
8,7
0,4
0,4
3,4
4
CC2
2
Meio
6
2
I
8,7
3,7
7,9
0,5
0,5
4,1
4
CC2
2
Fim
6
2
I
7,6
3,5
8,1
0,4
0,4
3,3
5
CC3
1
Inicio
6
3
I
29,4
28,8
3,5
10,3
1,9
0,3
9,8
5
CC3
1
Meio
6
3
I
28,4
3,1
10,0
1,7
0,3
8,8
5
CC3
1
Fim
6
3
I
28,5
3,1
10,7
1,6
0,3
8,4
6
CC3
2
Inicio
6
3
I
20,2
18,9
3,0
11,9
0,8
0,2
5,1
6
CC3
2
Meio
6
3
I
19,8
2,8
11,8
0,7
0,2
4,7
6
CC3
2
Fim
6
3
I
16,6
3,0
11,7
0,6
0,3
4,3
7
CC4
1
Inicio
6
1
V
20,8
19,1
3,4
6,1
1,5
0,6
11,8
7
CC4
1
Meio
6
1
V
18,0
3,6
5,8
1,4
0,6
11,3
7
CC4
1
Fim
6
1
V
18,5
3,1
5,9
1,3
0,5
9,6
8
CC4
2
Inicio
6
1
V
13,7
12,6
3,2
7,5
0,6
0,4
5,9
8
CC4
2
Meio
6
1
V
11,2
3,4
6,4
0,6
0,5
5,9
8
CC4
2
Fim
6
1
V
13,0
3,2
6,8
0,6
0,5
6,2
9
CC2
1
Inicio
6
2
V
14,8
13,1
4,3
6,2
1,3
0,7
10,2
9
CC2
1
Meio
6
2
V
13,2
4,1
6,8
1,1
0,6
8,0
9
CC2
1
Fim
6
2
V
11,4
4,3
6,1
1,1
0,7
8,0
10
CC2
2
Inicio
6
2
V
8,5
8,3
3,5
8,7
0,4
0,4
3,4
10
CC2
2
Meio
6
2
V
8,7
3,7
7,9
0,5
0,5
4,1
10
CC2
2
Fim
6
2
V
7,6
3,5
8,1
0,4
0,4
3,3
11
CC5
1
Inicio
6
3
V
19,2
17,0
4,0
8,2
1,4
0,5
9,3
11
CC5
1
Meio
6
3
V
16,6
4,3
7,4
1,5
0,6
9,6
11
CC5
1
Fim
6
3
V
15,2
4,5
8,0
1,4
0,6
8,5
Capítulo IV – Resultados e Discussão I – Fatorial Completo
65
Continuação da Tabela 4.1
Ens.
Cond.
Tec.
Pos.
DPEP
(mm)
E
(kJ/cm)
TE
D
(%)
Média.
D (%)
Ref.
(mm)
Larg.
(mm)
Pen.
(mm)
Ref.
/Larg.
D*(Ref.
/Larg.)
12
CC5
2
Inicio
6
3
V
10,8
11,8
3,4
10,4
0,5
0,3
3,6
12
CC5
2
Meio
6
3
V
12,5
3,4
10,9
0,6
0,3
3,9
12
CC5
2
Fim
6
3
V
12,2
3,3
11,5
0,6
0,3
3,5
13*
CC1
1
Inicio
10
1
I
0,01
0,01
5,0
6,5
0,01
0,8
0,01
13*
CC1
1
Meio
10
1
I
0,01
5,0
6,5
0,01
0,8
0,01
13*
CC1
1
Fim
10
1
I
0,01
5,0
6,5
0,01
0,8
0,01
14*
CC1
2
Inicio
10
1
I
0,01
0,01
3,6
7,9
0,01
0,5
0,01
14*
CC1
2
Meio
10
1
I
0,01
3,6
7,9
0,01
0,5
0,01
14*
CC1
2
Fim
10
1
I
0,01
3,6
7,9
0,01
0,5
0,01
15
CC2
1
Inicio
10
2
I
9,1
8,4
4,4
5,6
0,6
0,8
7,1
15
CC2
1
Meio
10
2
I
8,6
3,9
7,1
0,6
0,5
4,7
15
CC2
1
Fim
10
2
I
7,5
4,0
7,1
0,6
0,6
4,2
16
CC2
2
Inicio
10
2
I
4,0
3,8
3,5
9,7
0,3
0,4
1,4
16
CC2
2
Meio
10
2
I
3,6
3,9
7,2
0,2
0,5
2,0
16
CC2
2
Fim
10
2
I
3,7
3,7
7,7
0,2
0,5
1,8
17
CC3
1
Inicio
10
3
I
23,3
24,3
3,3
10,7
1,2
0,3
7,2
17
CC3
1
Meio
10
3
I
23,7
3,2
10,9
1,7
0,3
7,0
17
CC3
1
Fim
10
3
I
25,8
3,1
10,6
1,5
0,3
7,5
18
CC3
2
Inicio
10
3
I
14,7
13,8
2,8
12,0
0,5
0,2
3,4
18
CC3
2
Meio
10
3
I
13,9
2,9
11,8
0,5
0,2
3,4
18
CC3
2
Fim
10
3
I
12,8
2,8
11,7
0,4
0,2
3,1
19
CC4
1
Inicio
10
1
V
5,3
4,7
3,5
5,4
0,4
0,6
3,5
19
CC4
1
Meio
10
1
V
4,8
3,5
5,6
0,4
0,6
3,0
19
CC4
1
Fim
10
1
V
3,9
3,8
6,0
0,3
0,6
2,4
20
CC4
2
Inicio
10
1
V
2,6
3,1
3,4
7,0
0,1
0,5
1,3
20
CC4
2
Meio
10
1
V
2,8
3,6
7,2
0,1
0,5
1,4
20
CC4
2
Fim
10
1
V
3,9
3,3
6,4
0,2
0,5
2,0
21
CC2
1
Inicio
10
2
V
9,1
8,4
4,4
5,6
0,6
0,8
7,1
21
CC2
1
Meio
10
2
V
8,6
3,9
7,1
0,6
0,6
4,7
21
CC2
1
Fim
10
2
V
7,5
4,0
7,1
0,6
0,6
4,2
22
CC2
2
Inicio
10
2
V
4,0
3,8
3,5
9,8
0,3
0,4
1,4
22
CC2
2
Meio
10
2
V
3,6
3,9
7,2
0,2
0,5
2,0
22
CC2
2
Fim
10
2
V
3,7
3,7
7,7
0,2
0,5
1,8
23
CC5
1
Inicio
10
3
V
9,4
6,7
4,2
8,0
0,8
0,5
5,0
23
CC5
1
Meio
10
3
V
4,4
4,2
6,7
0,4
0,6
2,8
23
CC5
1
Fim
10
3
V
6,4
4,4
6,8
0,6
0,6
4,1
24
CC5
2
Inicio
10
3
V
2,5
3,0
3,5
10,6
0,2
0,3
0,8
24
CC5
2
Meio
10
3
V
4,0
3,5
11,5
0,3
0,3
1,2
24
CC5
2
Fim
10
3
V
2,5
3,5
10,5
0,2
0,3
0,8
25*
CC1
1
Inicio
14
1
I
0,01
0,01
4,0
3,0
0,01
1,3
0,01
25*
CC1
1
Meio
14
1
I
0,01
4,0
3,0
0,01
1,3
0,01
25*
CC1
1
Fim
14
1
I
0,01
4,0
3,0
0,01
1,3
0,01
Capítulo IV – Resultados e Discussão I – Fatorial Completo
66
Continuação da Tabela 4.1
Ens.
Cond.
Tec.
Pos.
DPEP
(mm)
E
(kJ/cm)
TE
D
(%)
Média.
D (%)
Ref.
(mm)
Larg.
(mm)
Pen.
(mm)
Ref.
/Larg.
D*(Ref.
/Larg.)
26*
CC1
2
Inicio
14
1
I
0,01
0,01
3,0
8,0
0,01
0,4
0,4
26*
CC1
2
Meio
14
1
I
0,01
3,0
8,0
0,01
0,4
0,4
26*
CC1
2
Fim
14
1
I
0,01
3,0
8,0
0,01
0,4
0,4
27
CC2
1
Inicio
14
2
I
9,1
9,6
3,8
6,1
0,7
0,6
5,8
27
CC2
1
Meio
14
2
I
10,6
4,0
5,8
0,8
0,7
7,3
27
CC2
1
Fim
14
2
I
9,0
4,2
5,5
0,7
0,8
6,9
28
CC2
2
Inicio
14
2
I
3,9
2,3
2,9
8,0
0,3
0,4
1,4
28
CC2
2
Meio
14
2
I
1,6
3,1
5,7
0,1
0,5
0,9
28
CC2
2
Fim
14
2
I
1,4
3,5
9,6
0,1
0,4
0,5
29
CC3
1
Inicio
14
3
I
19,5
21,8
3,6
8,1
1,1
0,4
8,5
29
CC3
1
Meio
14
3
I
23,4
3,3
9,9
1,3
0,3
7,7
29
CC3
1
Fim
14
3
I
22,5
3,3
9,7
1,2
0,3
7,6
30
CC3
2
Inicio
14
3
I
9,4
13,1
2,8
10,2
0,5
0,3
2,6
30
CC3
2
Meio
14
3
I
16,9
3,1
11,5
0,9
0,3
4,5
30
CC3
2
Fim
14
3
I
12,9
2,8
11,0
0,6
0,3
3,3
31*
CC4
1
Inicio
14
1
V
0,01
0,01
4,0
3,0
0,01
1,3
0,01
31*
CC4
1
Meio
14
1
V
0,01
4,0
3,0
0,01
1,3
0,01
31*
CC4
1
Fim
14
1
V
0,01
4,0
3,0
0,01
1,3
0,01
32*
CC4
2
Inicio
14
1
V
0,01
0,01
3,0
8,0
0,01
0,4
0,4
32*
CC4
2
Meio
14
1
V
0,01
3,0
8,0
0,01
0,4
0,4
32*
CC4
2
Fim
14
1
V
0,01
3,0
8,0
0,01
0,4
0,4
33
CC2
1
Inicio
14
2
V
9,1
9,6
3,9
6,1
0,7
0,6
5,8
33
CC2
1
Meio
14
2
V
10,6
4,0
5,8
0,8
0,7
7,3
33
CC2
1
Fim
14
2
V
9,0
4,2
5,5
0,7
0,8
6,9
34
CC2
2
Inicio
14
2
V
3,9
2,3
3,0
8,0
0,3
0,4
1,4
34
CC2
2
Meio
14
2
V
1,6
3,1
5,7
0,1
0,5
0,9
34
CC2
2
Fim
14
2
V
1,4
3,5
9,6
0,1
0,4
0,5
35
CC5
1
Inicio
14
3
V
7,8
7,5
4,9
4,4
0,9
1,1
8,6
35
CC5
1
Meio
14
3
V
7,1
4,9
4,1
0,8
1,2
8,5
35
CC5
1
Fim
14
3
V
7,5
4,6
4,7
0,8
1,0
7,3
36
CC5
2
Inicio
14
3
V
2,6
3,1
3,6
10,2
0,1
0,3
0,9
36
CC5
2
Meio
14
3
V
3,5
3,4
10,7
0,1
0,3
1,1
36
CC5
2
Fim
14
3
V
3,2
3,3
10,2
0,1
0,3
1,0
(
*
)
Ensaios que não conseguiram coalescência (não soldaram). Ens. – nº do ensaio; Cond. – condição;
Tec. – tecimento; Pos. – posição de onde foi retirado a amostra; DPEP – distância da ponta do
eletrodo a peça; E – Energia; TE – técnica da energia; D – diluição; Media D. – média da diluição;
Ref.- reforço; Larg.- largura; Pen.- penetração; D*(R/L) – produto da diluição (D) pela razão entre o
reforço e largura (R/L).
Da Figura 4.1 até a Figura 4.4 são apresentadas as seções transversais dos cordões
de solda variando-se a DPEP de 6, 10 e 14, respectivamente, com e sem aplicação de
tecimento. Com base nestas macrografias é possível observar que as amostras soldadas
Capítulo IV – Resultados e Discussão I – Fatorial Completo
67
com DPEP de 6 mm sem o uso de tecimento apresentam elevados níveis de penetração
especialmente concentrados no centro do cordão. Observa-se ainda o mesmo
comportamento em algumas amostras soldadas com maiores DPEPs.
Este efeito de penetração acentuada no centro do cordão de solda é causado por uma
maior densidade de corrente sobre a região central da poça de fusão devido à constrição do
arco. Essa maior densidade de corrente na região anódica do arco gera uma grande
intensidade de forças eletromagnéticas que fazem com que o escoamento do metal líquido
se dê da borda da poça para o centro, e no centro o escoamento do fluido segue para baixo,
penetrando para o interior do material (KOU, 2003; TANAKA et al. 2004). Associado à isso,
existe ainda o efeito da pressão do arco sobre a superfície da poça. Este movimento
convectivo da poça de fusão causa este perfil de cordão, o qual aumenta a penetração e,
como será visto, a diluição.
Para as amostras soldadas com DPEP de 10 mm foi possível observar uma
significativa redução no efeito taça, o qual foi observado para a maioria das amostras
soldadas. Tal comportamento pode ser atribuído ao aumento do comprimento do arco que,
consequentemente, causa também o aumento da largura do arco para uma mesma
corrente, com isso a densidade de corrente é reduzida, resultando numa menor
concentração das forças eletromagnéticas no centro da poça de fusão. Associado a isso, a
área de contato do arco com a peça aumenta com a elevação da DPEP, provocando uma
redução da pressão do arco pelo aumento da área. Além disso, com o aumento do
comprimento do arco devido à maior DPEP, tem-se uma menor densidade de fluxo de calor
para a região anódica, mesmo considerando o aumento da energia pelo aumento da tensão
do arco (TANAKA et al., 2007).
Quanto às amostras soldadas com DPEP de 14 mm, verificou-se ainda uma maior
penetração na região central do cordão de solda, mas bem mais suave do que o
apresentado para as amostras soldadas com 6 mm de DPEP.
A Figura 4.4 apresenta a seção transversal dos cordões de solda para DPEP de 14
mm. É possível observar a falta de fusão nas bordas dos cordões para as amostras CC2 e
CC5. Também foi verificada uma excessiva convexidade do cordão de solda para
praticamente todas as amostras soldadas sem tecimento. Ressalta-se ainda a não
realização das soldagens em baixa energia para esta condição de DPEP. Embora nestas
condições as soldas tenham apresentando baixo nível de diluição, a geometria dos cordões
para a DPEP de 14 mm não é considerada interessante para a deposição de revestimentos,
visto que sua alta convexidade associada a possibilidade de falta de fusão podem acarretar
na formação de defeitos entre os passes.
Capítulo IV – Resultados e Discussão I – Fatorial Completo
68
Sem Tecimento
Com Tecimento
Amostras CC1 (E = 9,6 kJ/cm - TE I)
Amostras CC2 = Amostra CC5 (E = 12,3 kJ/cm – TE I = TE V)
Amostras CC3 (E = 14,8 kJ/cm – TE I)
Amostras CC4 (E = 9,6 kJ/cm – TE V)
Figura 4.1. Seção transversal das amostras soldadas na condição CC1, CC2, CC3 e CC4
com DPEP de 6 mm.
Capítulo IV – Resultados e Discussão I – Fatorial Completo
69
Sem Tecimento
Com Tecimento
Amostras CC6 (E = 14,8 kJ/cm – TE V)
Figura 4.2. Seção transversal das amostras soldadas na condição CC6 com DPEP de 6 mm.
Uma informação importante obtida através da observação da seção transversal dos
cordões de solda foi a constatação da redução da penetração com o uso do tecimento. Tal
comportamento pode ser atribuído ao fato do movimento da tocha e, consequentemente, do
conjunto arco/poça causar uma maior distribuição de calor sobre o substrato, além de evitar
a concentração das forças eletromagnéticas no centro da poça.
Os resultados das análises de características geométricas serão apresentados
graficamente a seguir. A avaliação consistiu da determinação da influência dos fatores de
controle sobre as variáveis de resposta através de análise de variância. Para níveis de
significância “α” menores que 0,05, têm-se um indicativo de que os fatores de controle
influenciam estatisticamente o comportamento das variáveis de resposta, com um grau de
confiabilidade de 95%.
Capítulo IV – Resultados e Discussão I – Fatorial Completo
70
Sem Tecimento
Com Tecimento
Amostras CC2 = Amostra CC5 (E = 12,3 kJ/cm – TE I = TE V)
Amostras CC3 (E = 14,8 kJ/cm – TE I)
Amostras CC4 (E = 9,6 kJ/cm – TE V)
Amostras CC6 (E = 14,8 kJ/cm – TE V)
Figura 4.3. Seção transversal das amostras soldadas nas condições CC3, CC4, CC5 e CC6
com DPEP de 10 mm.
Capítulo IV – Resultados e Discussão I – Fatorial Completo
71
Sem Tecimento
Com Tecimento
Amostras CC2 = Amostra CC5 (E = 12,3 kJ/cm – TE I = TE V)
Amostras CC3 (E = 14,8 kJ/cm – TE I)
Amostras CC6 (E = 14,8 kJ/cm – TE V)
Figura 4.4. Seção transversal das amostras soldadas nas condições CC2, CC3 e CC6 com
DPEP de 14 mm; a) sem tecimento; b) com tecimento.
4.3 Influência da energia de soldagem sobre a geometria do cordão de solda
Os resultados da análise de variância indicaram que a energia de soldagem exerce
papel importante no comportamento das características geométricas das soldas. Tal
afirmação é baseada nos valores dos níveis de significância (Tabela 4.2), os quais foram
inferiores a 5% para todas as variáveis resposta avaliadas, indicando que a energia afeta
estatisticamente os parâmetros avaliados.
Capítulo IV – Resultados e Discussão I – Fatorial Completo
72
Tabela 4.2. Influência da energia sobre as variáveis de resposta.
Variáveis de Resposta
Nível de Significância “α”
Reforço
0,000
Largura
0,000
Penetração
0,000
Diluição
0,000
Reforço / Largura
0,000
Diluição*(Reforço/Largura)
0,000
Na Figura 4.5 é apresentada a variação do reforço em função da energia de soldagem.
Constata-se que embora a análise de variância tenha mostrado que a energia de soldagem
tem influencia estatisticamente significativa sobre o reforço, na prática tais alterações não
são tão relevantes, especialmente quando a energia é aumentada de 9,6 para 12,3 kJ/cm.
Quanto à pequena redução do reforço da solda para a energia de 14,8 kJ/cm, tal
comportamento pode ser atribuído à maior oferta de calor proveniente do arco para a fusão
do arame, uma vez que a alimentação de arame é mantida constante. Esta maior
quantidade de calor diminui a viscosidade do metal líquido, tornando a poça mais fluida,
aumentando a sua molhabilidade e, consequentemente, reduzindo o reforço e aumentando
a largura.
A Figura 4.6 apresenta o comportamento da largura do cordão em função do nível de
energia de soldagem aplicada. Verifica-se que com o aumento da energia de soldagem há
um aumento na largura do cordão. Tal comportamento é completamente justificado, uma
vez que o aumento da energia de soldagem conduz a um acréscimo no aporte térmico
fornecido para a formação da poça de fusão, o qual resulta no seu crescimento, tornando-a
mais larga (DU et al., 2009).
A penetração e a diluição apresentaram um comportamento bastante semelhante,
conforme observado nas Figura 4.8 e Figura 4.9. É possível observar nestas figuras um
significativo crescimento da penetração e da diluição com o aumento da energia. A mesma
justificativa apresentada para a largura se aplica neste caso. Além disso, tanto a penetração
quanto a diluição estão diretamente relacionadas com a dinâmica do fluxo de calor e com a
natureza do movimento do metal líquido na poça de fusão (DAVID et al. 2003; DEBROY &
DAVID, 1995; DAVID & VITEK, 1989).
No contexto da soldagem a arco elétrico, o movimento convectivo da poça de fusão é
governado principalmente por quatro processos (DAVID et al. 2003). O primeiro deles é o
efeito de flutuabilidade (buoyancy), o qual é originado pela variação espacial da densidade
do metal líquido devido ao gradiente térmico no interior da poça (Figura 4.7). Tal variação
resulta num movimento convectivo do metal líquido. Segundo KOU (2003) as forças devido
Capítulo IV – Resultados e Discussão I – Fatorial Completo
73
à variação de densidade do metal líquido muitas vezes são insignificantes quando
comparadas às forças eletromagnéticas, podendo ser desprezadas.
Figura 4.5. Influência da energia de soldagem sobre o reforço do cordão de solda.
Figura 4.6. Influência da energia de soldagem sobre a largura do cordão de solda.
Capítulo IV – Resultados e Discussão I – Fatorial Completo
74
O efeito eletromagnético é caracterizado pela atuação de forças eletromagnéticas ou
forças de Lorentz, as quais são resultantes da passagem de corrente através do arco. De
fato, a corrente de soldagem exerce um papel fundamental no movimento convectivo da
poça de fusão, sendo em alguns casos a principal força motriz para o escoamento do metal
líquido (KOU, 2003). DAVID & DEBROY (1992) destacam que a passagem de elevados
níveis de corrente através da poça de fusão tem grande influência sobre a convecção
(Figura 4.7a e b).
Além das forças eletromagnéticas, KOU (2003) destaca que a incidência do jato de
plasma pode também influenciar o movimento da poça de fusão. O movimento do jato de
plasma do centro do arco em direção à borda em alta velocidade sobre a superfície da poça
de fusão causa o surgimento de tensões cisalhantes na superfície, fazendo com que haja
um fluxo de metal líquido do centro para a extremidade da poça (Figura 4.7c e d).
Dentre os processos convectivos, somente as forças eletromagnéticas conduzem ao
movimento de convecção que causa o aumento de penetração e, por conseguinte, de
diluição (TSAI & KOU, 1990; KOU & SUN, 1985). A tensão superficial, em geral, atua de
forma contrária, aumentando a largura e reduzindo a penetração (Figura 4.7e e f ). Contudo,
o sentido de convecção pode ser alterado por mudanças na composição química da poça de
fusão, quer através da aplicação de fluxos ativos na superfície do metal (LECONTE et al.,
2007; LECONTE et al., 2006; MODENESI et al., 2000), quer pela adição de pequenas
quantidades de gases ativos no gás de proteção (LU et al., 2009; RODRIGUES &
LOUREIRO, 2005; LU et al., 2004a).
O quarto processo é causado pela variação espacial da tensão superficial devido aos
gradientes térmicos e de composição química na superfície da poça de fusão (Figura 4.7g e
h). Estes gradientes promovem o surgimento de forças de tensão superficial, que ocasionam
o movimento convectivo do metal líquido, sendo este denominado de escoamento de
Marangoni (Figura 4.7c e d) (DAVID & DEBROY, 1992).
Sendo assim, o aumento da penetração e, concomitantemente, da diluição com o
aumento da energia de soldagem pode ser atribuído primeiramente a uma maior quantidade
de calor fornecida ao sistema que por si só já conduz a um aumento do volume de metal
fundido. Uma vez que a velocidade de alimentação de arame é constante, parte do calor
excedente passa a atuar na fusão do substrato. Por fim, destaca-se o importante papel do
aumento da corrente de soldagem, o qual tem efeito direto sobre as características
geométricas do cordão de solda, visto que a corrente de soldagem interfere na ação das
forças eletromagnéticas que atuam sobre o mecanismo de convecção da poça de fusão.
Capítulo IV – Resultados e Discussão I – Fatorial Completo
75
Figura 4.7. (a) Forças eletromagnéticas; (b) movimento convectivo devido às forças
eletromagnéticas; (c) arraste aerodinâmico; (d) movimento convectivo devido ao jato de
plasma; (e) tensão superficial; (f) movimento convectivo devido à tensão superficial; (g)
efeito de flutuabilidade; (h) movimento convectivo devido à variação de densidade.
Fluxo de corrente
Forças de arraste
aerodinâmico
Tensões cisalhantes
superficiais
Movimento convectivo devido à
ação do jato de plasma
Movimento convectivo devido à
ação de forças eletromagnéticas
Variação da tensão
superficial com a
temperatura
Tensões cisalhantes induzidas pelo
gradiente de tensão superficial
Movimento convectivo devido ao
gradiente de tensão superficial
Variação da
densidade do
metal líquido
Efeito de flutuabilidade
(buoyancy)
Movimento convectivo devido à
variação de densidade
a
b
b
b
a
T
b
a
T
(a)
(b)
(c)
(d)
(e)
(f)
(g)
(h)
Forças
eletromagnéticas
Capítulo IV – Resultados e Discussão I – Fatorial Completo
76
Figura 4.8. Influência da energia de soldagem sobre a penetração do cordão de solda.
Figura 4.9. Influência da energia de soldagem sobre a diluição.
Após avaliar individualmente o efeito da variação da energia de soldagem sobre o
reforço e a largura do cordão de solda, foi procedida a análise da razão reforço/largura
(R/L), a qual é apresentada na Figura 4.10. É possível observar que o aumento da energia
causa uma pronunciada redução da razão R/L. A queda nos valores da razão R/L pode ser
atribuída aos efeitos combinados de aumento da largura e diminuição do reforço,
Capítulo IV – Resultados e Discussão I – Fatorial Completo
77
especialmente para o mais alto nível de energia. Conforme já apontado, a redução deste
parâmetro (R/L) traz benefícios para a soldagem de revestimento, visto que o mesmo
denota indiretamente uma menor convexidade do cordão de solda, o que reduz a
possibilidade de defeitos na soldagem multipasse.
O produto da diluição D pela razão R/L – D R/L – apresentado na Figura 4.11
também é outro importante parâmetro a ser considerado na avaliação de soldas de
revestimento. Quanto menor este parâmetro, melhores são as características do cordão de
solda para obtenção de um bom revestimento. Isto significa que bons parâmetros de
soldagem são aqueles que aliam um baixo nível de diluição, boas características
geométricas e produtividade. Avaliando somente sob o prisma dos dois primeiros fatores,
baseado no produto D R/L, a melhor condição de ajuste é obtida para o menor nível de
energia de soldagem. No entanto, deve-se avaliar se a dimensão do cordão de solda é
economicamente viável para ser aplicada na deposição de revestimentos.
Figura 4.10. Influência da energia na razão reforço/largura (R/L).
Capítulo IV – Resultados e Discussão I – Fatorial Completo
78
Figura 4.11. Influência da energia sobre o produto da diluição pela razão reforço/largura
(R/L).
4.4 Influência da técnica da energia sobre a geometria do cordão de solda
Conforme destacado anteriormente, a técnica da energia foi dividida em dois grupo:
TE I - A técnica TE I corresponde à mudança no nível de energia através da alteração
da corrente de soldagem, mantendo fixa a velocidade de soldagem.
TE V - A técnica TE V corresponde à alteração no nível de energia através da variação
da velocidade de soldagem, mantendo constante a corrente de soldagem.
Os resultados da análise de variância são apresentados na Tabela 4.3. Observa-se
que os níveis de significância “α” calculados a partir de ANOVA foram todos inferiores a
0,05. Com base nestes resultados, pode-se considerar que todas as variáveis respostas
sofreram influência da técnica de energia.
Na Figura 4.12 são apresentados os efeitos da variação da energia de soldagem sobre
o reforço do cordão de solda, considerando-se as duas técnicas de energia. É possível
observar através da figura que há um aumento no reforço da solda com aumento da energia
empregando a técnica TE V (alterando a velocidade de soldagem). Contudo, para a técnica
TE I (alteração da corrente eficaz) o comportamento quanto à variação do reforço da solda
ocorre de maneira inversa, com a redução do reforço para sucessivos aumentos de energia
de soldagem.
Capítulo IV – Resultados e Discussão I – Fatorial Completo
79
Tabela 4.3. Influência da técnica da energia sobre as variáveis de resposta.
Variáveis de Resposta
Nível de Significância “α”
Reforço
0,000
Largura
0,000
Penetração
0,000
Diluição
0,000
Reforço / Largura
0,000
Diluição*(Reforço/Largura)
0,000
O crescente aumento do reforço observado para a variação da energia de soldagem
através da técnica TE V tem seu comportamento baseado no efeito da influencia da
velocidade de soldagem sobre a taxa de deposição de material por unidade de
comprimento. Para um mesmo comprimento de cordão de solda, grandes velocidades de
deslocamento implicam em menores tempos para a deposição de material,
consequentemente, tem-se cordões menores, com menor reforço. No entanto, baixas
velocidades de soldagem acarretam num maior tempo de arco sobre um dado ponto,
proporcionando uma maior deposição de material. Este aumento na deposição de metal
colabora para o aumento de volume do cordão de solda, resultando tanto num aumento do
reforço quanto de largura, como será visto na Figura 4.13.
Já o comportamento oposto do reforço para a variação de energia de soldagem pela
mudança no nível de corrente pode ser atribuído a diversos fatores. Primeiro, o aumento da
corrente de soldagem promove o aumento da dimensão (diâmetro) do arco, o qual se
estende sobre uma maior área sobre a chapa. Com uma poça mais extensa, o metal líquido
tende a se espalhar mais, reduzindo o reforço. O segundo é que o aumento da corrente
afeta diretamente a temperatura do arco, proporcionando um acréscimo de calor ao sistema
(DU et al., 2009). Este aumento na quantidade de calor promove um maior aquecimento da
poça e do metal adicionado, fazendo com que o metal líquido na poça se torne mais fluido e
aumentando, consequentemente, a molhabilidade do cordão. Isso faz com que haja um
maior espalhamento do metal líquido sobre a superfície do substrato, conduzindo a uma
redução no reforço e um aumento da largura do cordão de solda.
Além disso, o aumento da corrente de soldagem promove o crescimento da pressão
do arco sobre a superfície da poça de fusão (FAN & SHI, 1996). Esta maior pressão pode
ocasionar a conformação do cordão de solda, de forma a aumentar sua largura e reduzir o
reforço. Outra observação importante é que as forças eletromagnéticas e as forças
cisalhantes oriundas do jato de plasma também aumentam com o crescimento da corrente
(DU et al., 2009; FAN & SHI, 1996). Estes dois fatores conforme apresentado anteriormente,
atuam no mecanismo de convecção da poça. Especialmente o cisalhamento provocado pelo
Capítulo IV – Resultados e Discussão I – Fatorial Completo
80
escoamento do gás de plasma sobre a superfície da poça, pode ocasionar o arraste do
líquido do topo da poça para a borda, favorecendo a diminuição do reforço, como mostra a
Figura 4.12.
Figura 4.12. Influência da técnica da energia sobre o reforço do cordão de solda.
O comportamento da largura do cordão de solda devido à variação da energia de
soldagem para ambas as técnicas empregadas foi similar, seguindo uma tendência de
crescimento com o aumento da energia, como pode ser observado na Figura 4.13. Para a
soldagem com níveis de energia baixo e intermediário, os valores de largura observados
para ambas as técnicas foram bastante semelhantes. Já para o maior nível de energia de
soldagem, pode-se verificar um aumento mais pronunciado da largura do cordão de solda,
especialmente quando o aumento da energia é produzido pela variação da corrente. Além
das explicações dadas anteriormente, novamente deve ser destacado que o aumento da
largura, no caso do TE I, é bastante influenciado pelo aumento do diâmetro do arco,
enquanto que para TE V, o aumento da largura é afetado principalmente pelo aumento no
volume de metal adicionado à poça, em função do aumento da taxa de deposição por
unidade de comprimento (Figura 4.14).
A seguir são apresentados os resultados da análise de variância para o efeito da
técnica de energia sobre a penetração do cordão de solda. Conforme apresentado na Figura
4.15, é possível observar que para a variação da energia de soldagem pela aplicação da
Capítulo IV – Resultados e Discussão I – Fatorial Completo
81
técnica TE V, a penetração seguiu uma leve tendência de aumento da penetração com o
aumento da energia de soldagem. No entanto, quando a variação da energia é obtida
através da mudança no nível de corrente (TE I), verifica-se um significativo efeito sobre a
penetração.
Figura 4.13. Influência da técnica da energia sobre a largura do cordão de solda.
Um importante efeito do aumento da corrente de soldagem sobre as características do
arco é o aumento do diâmetro do arco, que por sua vez, causa um aumento da área de
contato do arco com o substrato, a qual causa uma maior área fundida e uma maior
distribuição do metal líquido sobre esta área, reduzindo o reforço e aumentando a largura
(Figura 4.14). Neste ponto, é importante destacar que o metal líquido na poça atua como
uma barreira entre o calor do arco e o substrato. Embora ocorra a transferência de calor por
condução devido ao volume de metal de adição fundido, a quantidade destinada ao
substrato é bem menor se comparado à incidência direta do arco sobre o substrato, sem
adição de material. Caso o reforço seja reduzido, esta barreira torna-se menos efetiva e uma
maior quantidade de calor pode ser transferida diretamente do arco para o substrato,
fundindo-o mais. Como consequência desta maior fusão do substrato, tem-se um aumento
da penetração e, é claro, da diluição.
Além disso, o aumento da corrente de soldagem além de promover o aumento do
diâmetro do arco, causa também o aumento da temperatura do arco, da tensão do arco, da
intensidade das forças eletromagnéticas, da pressão do arco, da velocidade de jato de
Capítulo IV – Resultados e Discussão I – Fatorial Completo
82
plasma, dentre outros fatores (DU et al., 2009). Uma maior temperatura do arco e,
consequentemente, maior energia fornecida, promove o aumento do volume da poça de
fusão, resultando num aumento da largura e da penetração (mantendo constante a
velocidade de alimentação).
Onde:
Diâmetro do arco - D > d
Reforço - R > r
Largura - L > l
Penetração - P > p
Figura 4.14. Efeito do aumento da corrente sobre a dimensão do arco e seu reflexo na
geometria do cordão de solda. (a) Corrente de soldagem baixa (I
baixa
). (b) Corrente de
soldagem alta (I
alta
).
Quanto ao aumento da pressão do arco e das forças eletromagnéticas, ambos os
fatores contribuem para que o movimento convectivo no metal líquido na poça de fusão
ocorra da região mais quente da poça (centro da superfície) para o fundo da mesma. Isso
faz com que haja um maior aporte de calor para o interior da poça, aumentando assim a
penetração e a diluição (TSAI & KOU, 1990; KOU & SUN, 1985).
O mesmo não ocorre para a técnica TE V, cujo aumento da penetração se dá
principalmente devido ao maior tempo de permanência do arco por unidade de
comprimento. Como pode ser observado na Figura 4.15, a variação da penetração com a
variação do nível de energia é bem menor, quando comparada com a técnica TE I. Neste
caso, o aumento da penetração é menor visto que o maior tempo de permanência aumenta
a energia, mas em contrapartida, aumenta a quantidade de material depositado que irá atuar
como barreira entre o arco e o substrato.
Uma vez que a diluição depende principalmente do nível de penetração da poça de
fusão no substrato, o seu comportamento foi semelhante ao verificado para a penetração.
Conforme apresentado na Figura 4.16, o efeito da TE sobre a diluição seguiu a mesma
característica apresentada pela penetração, com um significativo crescimento com o
aumento da energia para a técnica TE I, e uma leve tendência de crescimento com o
aumento da energia para a técnica TE V.
d
l
R
p
D
L
P
r
I
baixa
I
alta
(a)
(b)
Capítulo IV – Resultados e Discussão I – Fatorial Completo
83
Resultado semelhante foi reportado por MAGALHÃES (2008) o qual avaliou o efeito
dos parâmetros do processo MIG/MAG sobre o comportamento do cordão de solda e
verificou que o efeito de alteração da energia de soldagem através da variação da corrente
(TE I) foi significativamente maior do que a variação da velocidade de soldagem (TE V),
quanto ao comportamento da penetração e da diluição.
Figura 4.15. Influência da técnica da energia sobre a penetração.
Os mesmos argumentos apresentados para justificar o aumento da penetração podem
ser aplicados para correlacionar o efeito da variação de energia de soldagem sobre a
diluição, em função da técnica de energia empregada. Assim é possível aumentar a energia
de soldagem sem aumentar consideravelmente a diluição, desde que a corrente permaneça
constante em um nível adequado. De fato, a corrente de soldagem tem efeito marcante
sobre os fenômenos físicos que ocorrem tanto no arco quanto na poça de fusão, sendo
então seu papel sobre as características geométricas do cordão de solda muito mais
relevantes quando comparada à velocidade de soldagem.
Uma importante informação advinda do estudo da técnica de energia é quanto ao seu
efeito sob o ponto de vista metalúrgico. Segundo mostrado na Figura 4.16, as diferentes
TE’s empregadas proporcionam níveis distintos de diluição para o metal de solda para
diferentes quantidades de energia. Isso demonstra que é possível aumentar a
produção/produtividade do processo de revestimento com o aumento da energia de
soldagem, sem implicar em significativo aumento de diluição e ainda com um pequeno
Capítulo IV – Resultados e Discussão I – Fatorial Completo
84
incremento no reforço, somente através da escolha adequada da variável a ser ajustada
para o aumento da energia, no caso, a velocidade de soldagem.
Figura 4.16. Influência da técnica da energia sobre a diluição.
A avaliação do efeito da TE sobre a razão reforço/largura (Figura 4.17) mostra que a
alteração da energia de soldagem devido à mudança no nível de corrente (TE I) é muito
mais efetiva na variação deste parâmetro do que a técnica TE V. Para a técnica TE V
observa-se uma pequena tendência de queda da relação R/L com o aumento da energia. No
entanto, para a técnica TE I tem-se uma significativa queda nos valores de R/L. Conforme
visto anteriormente, a largura dos cordões quando usada a técnica TE I, aumenta com o
aumento da energia de soldagem enquanto que o reforço diminui. Isto resulta numa grande
variação da razão R/L, conforme apresentado.
Segundo os resultados da razão R/L, a melhor condição destinada à soldagem de
múltiplos passes para a formação da camada seria a condição de máxima energia com a
técnica TE I. No entanto, quando considerado também os resultados de diluição, tal
condição torna-se inadequada. Na Figura 4.18 é possível observar o efeito da técnica da
energia sobre o produto da diluição (D) pela razão reforço/largura (R/L). O comportamento
do produto DR/L para a condição de baixo nível de energia de soldagem indica que o uso
de menores níveis de corrente proporciona a deposição de cordões com alta razão reforço
largura, mas que apresentam baixo nível de diluição. Esta condição pode acarretar em um
Capítulo IV – Resultados e Discussão I – Fatorial Completo
85
revestimento com baixa diluição, porém com maior possibilidade de defeitos na região entre
passes.
Figura 4.17. Influência da técnica da energia sobre a razão reforço/largura.
Figura 4.18. Influência da técnica da energia sobre o produto da diluição pela razão
reforço/largura.
Capítulo IV – Resultados e Discussão I – Fatorial Completo
86
Já para a condição de máxima energia, verifica-se que o produto DR/L é menor
quando aplicado através da técnica TE V, cuja diluição é bem inferior quando comparada à
técnica TE I, mesmo considerando que a razão R/L não é tão baixa para a técnica TE V
quanto para TE I. Estes resultados sugerem que o uso de energia mais alta pela diminuição
da velocidade de soldagem (TE V) torna-se mais interessante para o balanço entre diluição
e razão R/L, podendo resultar em cordões com razão R/L satisfatória e diluição inferior à
10%. A confirmação de tal comportamento será verificada na próxima etapa que constitui a
soldagem de revestimentos.
4.5 Influência da DPEP sobre a geometria do cordão de solda.
Na etapa de testes preliminares foi verificado que a variação da DPEP altera o nível de
diluição do cordão de solda. Devido a este fato, foi realizado um estudo mais sistemático do
efeito da DPEP sobre as diversas características geométricas do cordão de solda. Com
base nos resultados de ANOVA verificou-se que dentre as variáveis resposta analisadas
somente o reforço não sofreu influência da DPEP, apresentando nível de significância “α”
acima de 0,05, como pode ser observado na Tabela 4.4.
Tabela 4.4. Influência da DPEP sobre os fatores de controle.
Variáveis de Resposta
Nível de Significância “α”
Reforço
0,759
Largura
0,007
Penetração
0,000
Diluição
0,000
Reforço / Largura
0,002
Diluição*(Reforço/Largura)
0,000
O comportamento observado para a largura da solda em função do aumento da DPEP
(Figura 4.19), a qual apresenta uma singela variação em função da DPEP, embora seja
estatisticamente significativo ( < 0,05) não se mostra relevante na prática. Uma observação
interessante é que com o aumento da DPEP de 6 para 10 mm a largura do cordão de solda
tende a aumentar, enquanto que de 10 para 14 mm a largura tende a diminuir.
A princípio esperava-se que o aumento da DPEP provocasse um aumento da largura
do arco e, consequentemente, do cordão de solda. De fato, o aumento da DPEP leva ao
aumento da área do arco sobre a peça, diminuindo a densidade do fluxo de calor na região
anódica (TANAKA et al., 2007). A redução da densidade de corrente causa uma queda na
temperatura desta região, fazendo com que haja uma menor quantidade de calor para fundir
Capítulo IV – Resultados e Discussão I – Fatorial Completo
87
o substrato. Associado a isso, tem-se o efeito da fusão do arame que conduz a formação de
uma barreira para a ação do arco sobre o substrato. Estes dois fatores podem ser os
responsáveis pela redução da largura e convexidade excessiva apresentada nos ensaios
com 14 mm de comprimento de arco.
Figura 4.19. Influência da DPEP sobre a largura do cordão de solda.
Contudo, não se deve esquecer a influência que a alimentação de material pode
proporcionar. Com o arco mais baixo, o arame entra no arco mais próximo da região
catódica, aquecendo mais o arame e produzindo um metal líquido mais fluido. Esta maior
fluidez pode proporcionar um melhor espalhamento do metal líquido sobre o substrato. Já
com o arco mais alto o arame entra numa região do arco mais fria. Esta menor quantidade
de calor para proporcionar a fusão do arame, diminui a sua fluidez, fazendo com que ele
espalhe menos e mantendo, de uma forma geral, pouca variação na largura do cordão.
Embora a variação do comprimento do arco (DPEP) não tenha influenciado de forma
relevante o reforço e a largura do cordão de solda, seu efeito sobre o comportamento da
penetração e da diluição foi bastante expressivo. Na Figura 4.20 é apresentado o efeito da
DPEP sobre a penetração do cordão de solda. Observa-se uma significativa redução da
penetração com o aumento da DPEP. Vários fatores podem atuar de forma conjunta para
proporcionar tal efeito.
Capítulo IV – Resultados e Discussão I – Fatorial Completo
88
Primeiramente, o aumento da DPEP promove o aumento do diâmetro do arco e da
área de contato deste com o substrato, resultando na diminuição da densidade de corrente
sobre a região anódica. Este aumento da área anódica e redução da densidade de corrente
melhora a distribuição do fluxo de calor e reduz a pressão exercida pelo arco sobre a poça
(especialmente sobre a região central), o que pode explicar em parte a redução da
penetração (FAN & SHI, 1996; YOKOYA & MATSUNAWA, 1993).
Figura 4.20. Influência da DPEP sobre a penetração.
Outra observação é quanto ao aumento da tensão com o aumento da DPEP. Embora
a tensão do arco aumente com o aumento da DPEP (AWS, 2004; DU et al. 2009) e isto
tenha reflexos no aumento da potência (considerando o mesmo valor de corrente) há
evidências de que o aumento do fluxo de calor para o anodo permanece praticamente
inalterado (TANAKA et al., 2007).
DU et al. (2009) estudaram o efeito de parâmetros como corrente de soldagem e
comprimento do arco sobre o fluxo de calor e de fluido na soldagem TIG via simulação
computacional. Seus resultados mostraram que variando o comprimento do arco entre 3, 5 e
8 mm, ocorre um aumento na temperatura da região anódica. Entretanto, quando
aumentado para 10 mm a temperatura cai para valores próximos aos obtidos para 3 e 5 mm.
Já a área anódica sempre aumenta com o aumento do comprimento do arco.
Capítulo IV – Resultados e Discussão I – Fatorial Completo
89
Com o aumento da DPEP ocorre também um aumento na velocidade do jato de
plasma sobre a superfície da poça de fusão, visto que haverá um maior comprimento para o
gás ser acelerado. Conforme já discutido, o fluxo de gás do jato de plasma em alta
velocidade sobre a superfície da poça induz um processo forçado de convecção do metal
líquido, devido ao surgimento de tensões cisalhantes superficiais e forças aerodinâmicas de
arraste que deslocam o metal líquido do centro para a borda da poça.
Vários autores têm reportado que o mecanismo convectivo devido à ação de forças de
arraste devido ao fluxo de gás do jato de plasma, bem como forças de Marangoni devido ao
gradiente de tensão superficial podem governar o processo convectivo da poça de fusão
(TANAKA et al., 2003; YOKOYA & MATSUNAWA, 1993). Em ambos os processos, o metal
da região mais quente da poça é deslocado para a borda, removendo razoável quantidade
de calor do centro da poça e transferindo-o para os lados. Esta forte convecção causa o
aumento da largura e redução da penetração, tornando a poça mais rasa.
Contudo, é importante destacar que tais estudos foram conduzidos para soldagem
autógena com baixos níveis de corrente de soldagem (150 a 200 A), inclusive inferiores ao
menor nível aplicado neste trabalho. Sendo assim, é possível que para altos níveis de
corrente de soldagem o efeito da pressão do arco e de forças eletromagnéticas seja
significativo, conforme destacado por KOU (2003), fazendo com que haja um complexo
mecanismo de movimentação da poça, e justificando a forma de taça apresentada por
algumas condições de soldagem com 14 mm de DPEP.
É obvio que o comportamento da profundidade da poça de fusão é bastante complexo,
não podendo ser explicado isoladamente por um único fator. Na verdade, considera-se no
presente trabalho que o efeito da DPEP sobre a penetração é reflexo da ação conjunta dos
diversos fatores destacados anteriormente.
Com relação à diluição, comportamento semelhante ao da penetração fora verificado,
como ilustra a Figura 4.21. É possível observar uma significativa queda nos valores de
diluição com o aumento da DPEP. Este resultado é importante, pois demonstra que a
diluição pode ser reduzida a valores abaixo de 10% com o aumento da DPEP de 6 para 10
mm. Os mesmos fatores usados para justificar a redução da penetração podem ser
aplicados neste caso.
Embora haja ainda uma queda na diluição com o aumento da DPEP de 10 para 14
mm, tal redução não justifica sua aplicação na prática, uma vez que os cordões obtidos para
a soldagem com DPEP de 14 mm apresentaram grande convexidade e ainda falta de fusão
nas bordas para algumas condições.
Capítulo IV – Resultados e Discussão I – Fatorial Completo
90
Para avaliar de forma indireta a convexidade em função da variação da DPEP são
apresentados os resultados da razão reforço/largura (R/L) (Figura 4.22). É possível observar
que não há uma influência forte na razão R/L com a alteração da DPEP. No entanto,
constata-se uma pequena tendência de queda desta variável resposta para a condição de
DPEP intermediária.
A avaliação do produto diluição versus razão reforço/largura (DR/L) é apresentada na
Figura 4.23. Observa-se uma expressiva queda do produto DR/L com o aumento da
DPEP,de 6 para 10 mm o qual já era esperado visto que a diluição foi fortemente
influenciada pela DPEP, enquanto que para a razão R/L não foi observado efeito relevante.
O resultado demonstra claramente que com o aumento da DPEP de 6 para 10 é possível
melhorar significativamente a geometria do cordão de solda, de forma a torná-la a mais
adequada para aplicações de revestimento. No entanto, com o aumento continuado de 10
para 14 mm não houve reflexos relevantes.
Figura 4.21. Influência da DPEP sobre a diluição.
Capítulo IV – Resultados e Discussão I – Fatorial Completo
91
Figura 4.22. Influência da DPEP sobre a razão reforço/largura.
Figura 4.23. Influência da DPEP sobre o produto da diluição pela razão reforço/largura.
4.6 Influência do tecimento sobre a geometria do cordão de solda;
Uma das variáveis estudadas neste trabalho e que possui muito pouca informação
sobre sua influência no comportamento da poça de fusão e consequentemente, no resultado
final da geometria do cordão é o tecimento. O Welding Handbook (AWS, 2004) apresenta o
Capítulo IV – Resultados e Discussão I – Fatorial Completo
92
tecimento ou oscilação do arco como uma alternativa para aumentar a largura dos cordões
na soldagem TIG. No entanto, conforme será apresentado a seguir, tal técnica pode agregar
muitos outros benefícios, especialmente para aplicações de revestimento.
Os resultados da análise de variância considerando o efeito do tecimento sobre as
características geométricas da solda são apresentados na Tabela 4.5. É possível observar
que todas as variáveis respostas analisadas foram afetadas significativamente pelo uso do
tecimento. O comportamento individualizado de cada variável resposta será apresentado a
seguir.
Tabela 4.5. Influência do tecimento sobre as variáveis de resposta.
Variáveis de Resposta
Nível de Significância “α”
Reforço
0,000
Largura
0,000
Penetração
0,000
Diluição
0,000
Reforço / Largura
0,000
Diluição*(Reforço/Largura)
0,000
Inicialmente é apresentado o efeito do tecimento sobre o reforço do cordão de solda
(Figura 4.24). Observa-se uma redução média de cerca de 17% na altura do reforço com o
uso do tecimento. Esta redução no reforço não é considerada atrativa quando avaliada
isoladamente pelo prisma da soldagem de revestimento, porém, quando associada a outros
resultados como a redução da penetração e diluição e o aumento da largura, o balanço final
torna-se positivo. Esta redução no reforço é justamente causada pelo movimento relativo
descrito pelo arco durante sua trajetória, resultando numa maior largura e distribuindo o
metal líquido sobre esta maior área superficial.
Capítulo IV – Resultados e Discussão I – Fatorial Completo
93
Figura 4.24. Influência do tecimento sobre o reforço do cordão de solda.
Efeito mais significativo foi observado para a análise da largura do cordão, conforme
mostrado na Figura 4.25. Com a aplicação do tecimento foi possível aumentar
significativamente a largura do cordão de solda, conforme previsto pela literatura (AWS,
2004). O aumento médio da largura de aproximadamente 6,5 mm para 9,0 mm representa
um ganho de quase 28% em termos de largura. Este resultado demonstra o primeiro
benefício do uso do tecimento para a soldagem de revestimento, o qual reduz a quantidade
de passes a serem depositados e, consequentemente, o tempo para execução do
revestimento.
Capítulo IV – Resultados e Discussão I – Fatorial Completo
94
Figura 4.25. Influência do tecimento sobre a largura do cordão de solda.
Outro efeito benéfico do uso do tecimento para aplicações de revestimento foi
observado para a penetração, conforme ilustra a Figura 4.26. Uma destacável redução da
penetração média foi verificada para a soldagem com tecimento, caindo de 0,8 mm para 0,3
mm. Isso corresponde a uma redução de mais de 65% no valor da penetração com o uso do
tecimento. A explicação para este comportamento quanto à penetração se deve ao fato de
que com o tecimento, a velocidade de deslocamento do arco sobre a amostra aumenta,
mesmo mantendo a mesma velocidade de soldagem. Isto resulta numa melhor distribuição
do calor e menor tempo de atuação do arco sobre um determinado ponto da amostra,
reduzindo o reforço. Esta melhor distribuição de calor sobre a amostra elimina inclusive o
perfil em taça observado em boa parte dos cordões de solda para a soldagem sem o uso do
tecimento.
Ao contribuir para a diminuição da penetração, o tecimento auxilia também na redução
do nível de diluição do cordão de solda. A Figura 4.27 exibe o efeito do tecimento sobre a
diluição. É possível perceber uma significativa redução da diluição média, inclusive
transpondo-a de um nível considerado inaceitável (11%) segundo o estabelecido nos
objetivos deste trabalho, que é de 10%, para níveis extremamente baixos da ordem de 6%.
Isso representa uma redução de cerca de 45% nos valores médios de diluição.
Capítulo IV – Resultados e Discussão I – Fatorial Completo
95
Figura 4.26. Influência do tecimento sobre a penetração.
Figura 4.27. Influência do tecimento sobre a diluição.
A redução destas duas variáveis respostas – penetração e diluição – representa talvez
a mais importante contribuição realizada pelo uso do tecimento na soldagem de ligas de
níquel para aplicações de revestimento. Muito embora a redução do reforço e aumento da
largura também convergem para resultados positivos, conforme será destacado a seguir.
Capítulo IV – Resultados e Discussão I – Fatorial Completo
96
Como fora verificado, o uso do tecimento reduz um pouco o reforço e aumenta
consideravelmente a largura dos cordões de solda, sendo assim, a razão reforço/largura
(Figura 4.28) é alterada significativamente. Esta redução da razão R/L com o uso do
tecimento indica que o grau de convexidade do cordão de solda é baixo, indicando uma
excelente condição para a soldagem de revestimentos, por minimizar a possibilidade de
defeitos entre os passes. Já para a condição sem o uso do tecimento os cordões
apresentam uma elevada razão R/L, indicando que o grau de convexidade é excessivo, o
que dificulta a adequada sobreposição dos passes.
Com o produto DR/L não foi diferente. Verificou-se novamente um excelente efeito do
uso do tecimento com relação à este parâmetro. Todas estas informações demonstram que
a aplicação da técnica de tecimento é um importante parâmetro operacional que melhora as
condições geométricas do cordão de solda, inclusive reduzindo a diluição do metal de solda
que é um parâmetro imprescindível para aplicações de revestimento. Além disso, não se
tem informação sobre a ação da agitação da poça de fusão devida o tecimento sobre as
características microestruturais, nem tão pouco suas implicações sobre o comportamento
mecânico e de resistência à corrosão. Tais aspectos também devem ser investigados no
presente trabalho.
Figura 4.28. Influência do tecimento sobre a razão reforço/largura.
Capítulo IV – Resultados e Discussão I – Fatorial Completo
97
Figura 4.29. Efeito do Tecimento sobre o produto da diluição pela razão reforço/largura.
4.7 Influência da distância da ponta do arame a peça (DPAP)
Uma variável do processo de soldagem TIG com alimentação de arame que pode
influenciar o comportamento da geometria do cordão de solda é a posição de entrada do
arame no conjunto arco/poça ou distância da ponta do arame a peça (DPAP), como já fora
destacado nos Teste Preliminares. Em função destas observações iniciais foi proposta na
presente etapa a realização de um estudo sistemático para avaliar a real influência da DPAP
sobre a geometria do cordão.
A Tabela 4.6 apresenta os parâmetros de soldagem utilizados e os resultados de
reforço, largura, penetração e diluição. No presente estudo, a DPEP foi mantida constante
em 10 mm. Foram aplicados dois níveis de energia, sendo estes os valores máximos e
mínimos aplicados no item 5.2. A DPAP foi aplicada em três níveis (1, 2 e 3 mm). Também
foi avaliado o uso do tecimento e a técnica de energia.
A Figura 4.30 e a Figura 4.31 mostram a seção transversal das amostras soldadas
para os diferentes níveis de DPAP, para os níveis de energia baixa e alta, respectivamente.
Para o menor nível de energia aplicado, não foi possível verificar alterações perceptíveis
quanto à variação da DPAP.
Capítulo IV – Resultados e Discussão I – Fatorial Completo
98
Tabela 4.6. Resultado das soldagens com variação da DPAP.
Ens.
Cond.
Tec.
Pos.
DPAP
(mm)
E
(kJ/cm)
TE
Dil. (%)
Méd. D(%)
Ref.
(mm)
Larg.
(mm)
Pen.
(mm)
Ref.
/Larg.
D*(Ref.
/Larg.)
1
CC3
1
Inicio
3
3
I
23,3
24,3
3,3
10,7
1,2
0,3
7,2
1
CC3
1
Meio
3
3
I
23,7
3,2
10,9
1,7
0,2
6,9
1
CC3
1
Fim
3
3
I
25,8
3,1
10,6
1,5
0,3
7,5
2
CC3T
2
Inicio
3
3
I
14,7
13,8
2,8
12,1
0,4
0,2
3,4
2
CC3T
2
Meio
3
3
I
13,9
2,9
11,8
0,4
0,2
3,4
2
CC3T
2
Fim
3
3
I
12,8
2,8
11,7
0,4
0,2
3,1
3
CC4
1
Inicio
3
1
V
5,3
4,7
3,5
5,5
0,4
0,6
3,5
3
CC4
1
Meio
3
1
V
4,8
3,5
5,5
0,3
0,6
3,0
3
CC4
1
Fim
3
1
V
3,9
3,8
6,0
0,3
0,6
2,4
4
CC4T
2
Inicio
3
1
V
2,6
3,1
3,4
7,0
0,1
0,5
1,3
4
CC4T
2
Meio
3
1
V
2,8
3,6
7,2
0,1
0,5
1,4
4
CC4T
2
Fim
3
1
V
3,9
3,3
6,4
0,2
0,5
2,0
5
CC3
1
Inicio
2
3
I
18,9
21,5
3,4
9,4
1,2
0,4
6,8
5
CC3
1
Meio
2
3
I
22,2
3,3
9,8
1,3
0,3
7,6
5
CC3
1
Fim
2
3
I
23,3
3,2
9,9
1,3
0,3
7,6
6
CC3T
2
Inicio
2
3
I
12,4
18,6
3,1
10,9
0,6
0,3
3,6
6
CC3T
2
Meio
2
3
I
21,2
2,9
11,4
0,7
0,2
5,3
6
CC3T
2
Fim
2
3
I
22,1
2,8
11,1
0,8
0,2
5,5
7
CC4
1
Inicio
2
1
V
8,9
7,5
4,0
4,7
0,6
0,8
7,5
7
CC4
1
Meio
2
1
V
6,8
4,0
5,0
0,4
0,8
5,4
7
CC4
1
Fim
2
1
V
6,8
4,0
3,5
0,5
1,1
7,6
8
CC4T
2
Inicio
2
1
V
3,2
3,9
3,2
8,2
0,1
0,4
1,2
8
CC4T
2
Meio
2
1
V
5,5
2,9
8,7
0,2
0,3
1,8
8
CC4T
2
Fim
2
1
V
3,0
3,3
7,5
0,1
0,4
1,3
9
CC3
1
Inicio
1
3
I
19,5
17,3
3,5
8,7
1,3
0,4
7,7
9
CC3
1
Meio
1
3
I
16,0
3,3
8,6
0,6
0,4
6,1
9
CC3
1
Fim
1
3
I
16,5
3,4
9,6
0,7
0,3
5,8
10
CC3T
2
Inicio
1
3
I
15,9
17,8
3,0
10,7
0,6
0,3
4,5
10
CC3T
2
Meio
1
3
I
17,0
2,9
11,0
0,6
0,3
4,5
10
CC3T
2
Fim
1
3
I
20,4
2,9
11,1
0,7
0,3
5,3
11
CC4
1
Inicio
1
1
V
9,4
9,7
3,7
5,0
0,6
0,7
7,0
11
CC4
1
Meio
1
1
V
10,5
3,9
4,9
0,6
0,8
8,5
11
CC4
1
Fim
1
1
V
9,3
3,7
4,7
0,6
0,8
7,4
12
CC4T
2
Inicio
1
1
V
2,5
2,0
3,2
7,9
0,1
0,4
1,0
12
CC4T
2
Meio
1
1
V
1,6
3,2
7,7
0,7
0,4
0,7
12
CC4T
2
Fim
1
1
V
1,8
3,3
7,3
0,1
0,4
0,8
Onde Ens. – nº do ensaio; Cond. – condição; Tec. – tipo de tecimento; Pos. – posição
de onde foi retirado o corpo de prova; DPAP – distância da ponta do arame a peça; E –
Energia; TE – técnica da energia; Dil. – diluição; Med. D. – média da diluição; Ref.- reforço;
Larg.- largura; Pen- penetração.
Capítulo IV – Resultados e Discussão I – Fatorial Completo
99
Sem Tecimento
Com Tecimento
Amostras CC4 – DPAP=3mm
Amostras CC4 –DPAP=2 mm
Amostras CC4 – DPAP=1 mm
Figura 4.30. Seção transversal cordões de solda com diferentes DPAPs utilizando energia
de 9,6 kJ/cm.
Capítulo IV – Resultados e Discussão I – Fatorial Completo
100
Sem Tecimento
Com Tecimento
Amostras CC3 – DPAP=3mm
Amostras CC3 – DPAP=2 mm
Amostras CC3 – DPAP=1 mm
Figura 4.31. Seção transversal cordões de solda com diferentes DPAPs utilizando energia
de 12,8 kJ/cm.
Para a soldagem com mais alto nível de energia com tecimento, há indícios de
redução da diluição com o aumento da DPAP. Observa-se também que para a condição
sem tecimento o cordão de solda apresenta uma grande penetração no centro para altas
DPAP (2 e 3 mm), destacando o efeito taça para a forma do cordão. Com a diminuição da
DPAP (Figura 4.31) o efeito taça é atenuado até praticamente desaparecer para a soldagem
Capítulo IV – Resultados e Discussão I – Fatorial Completo
101
com DPAP de 1 mm. Com base na análise de variância (Tabela 4.7), a DPAP apresenta
efeito estatisticamente significante para a largura, razão R/L e produto DR/L. As demais
variáveis de resposta (reforço, penetração e diluição) não sofreram influência significativa
através da variação da DPAP.
O efeito da variação da DPAP sobre a largura do cordão de solda é apresentado na
Figura 4.32. Como pode ser verificado, há uma tendência de crescimento da largura com o
aumento DPAP. Embora tenha sido identificado como estatisticamente significativa a
variação da razão R/L em função da DPAP, a Figura 4.33 mostra que as mudanças na
referida variável resposta não é, em termos práticos, considerada relevante.
Tabela 4.7. Influência da DPAP sobre os fatores de controle.
Variáveis de Resposta
Nível de Significância “α”
Reforço
0,306
Largura
0,000
Penetração
0,810
Diluição
0,224
Reforço / Largura
0,033
Diluição*(Reforço/Largura)
0,000
Figura 4.32. Influência da DPAP sobre a largura do cordão de solda.
No entanto, quando adicionado o parâmetro diluição, verifica-se uma redução no
produto DR/L quando a DPEP é aumentada de 1 ou 2 mm para 3 mm, conforme
Capítulo IV – Resultados e Discussão I – Fatorial Completo
102
apresentado na Figura 4.34. Tal resultado indica a DPAP de 3 mm como a melhor opção no
balanço diluição e geometria do cordão (R/L) para aplicações de revestimento.
Figura 4.33. Influência da DPAP sobre a razão reforço/largura.
Figura 4.34. Influência da DPAP sobre o produto da diluição pela razão reforço/largura.
Capítulo IV – Resultados e Discussão I – Fatorial Completo
103
4.8 Soldagem com corrente contínua pulsada
As soldagens com corrente pulsada foram realizadas com base nos parâmetros
apresentados na Tabela 3.7 onde se busca realizar a soldagem com as mesmas energias
empregadas na corrente contínua convencional, porém com nível de corrente média menor
quando comparado com a corrente contínua.
Durante as soldagens foi encontrada bastante instabilidade no processo resultando em
cordões com péssimo acabamento superficial, sem continuidade, com bastantes respingos.
Algumas destas soldagens podem ser visualizadas na Figura 4.35. Atribui-se a dificuldade
encontrada na soldagem em corrente pulsada à própria concepção da corrente pulsada para
a obtenção de correntes médias mais baixas com controle da poça de fusão. A alteração
brusca do nível de corrente ocasiona certos inconvenientes relacionados à alimentação do
arame.
No momento em que a corrente de base é usada, a fusão do arame praticamente não
ocorre e o volume da poça é reduzido. Sem calor suficiente para fundir o arame
(considerando a corrente de base) o mesmo se choca com o fundo da poça fundida,
interrompendo momentaneamente a alimentação de arame, o que reduz a taxa de
deposição. Já quando a corrente sobe para o valor de pico, ocorre uma forte intensidade de
corrente e, consequentemente, de calor, gerando uma grande instabilidade na poça e o
corte de pedaços de arames não fundidos, resultando grande quantidade de respingos e
péssimo acabamento superficial.
Uma solução para a soldagem com corrente pulsada seria aumentar o tempo de pico.
Esta solução não seria justificada devido ao fato de se aproximar demais de uma condição
de soldagem com corrente contínua convencional, deixando assim a corrente pulsada sem
justificativa de uso. Outra opção seria a pulsação da alimentação do arame na mesma
frequência da pulsação da corrente. Assim, a alimentação se adequaria ao nível de corrente
e os problemas citados anteriormente poderiam ser minimizados. No entanto, nesta
condição ocorreria uma queda na produtividade, visto que no momento em que a corrente
de base estivesse atuando no arco, a taxa de fusão e de deposição seria reduzida. Dessa
forma a soldagem de corrente pulsada com alimentação automática de arame frio pelo
processo de soldagem TIG não foi satisfatória quando se considera as exigências da
soldagem de revestimento.
Capítulo IV – Resultados e Discussão I – Fatorial Completo
104
Figura 4.35. Amostras soldadas utilizando corrente pulsada.
Capítulo V – Resultados e Discussão II – Método Taguchi
105
CAPÍTULO V
Resultados e Discussão II
5. Ensaios definitivos – Revestimentos
5.1 Planejamento experimental pela técnica de Taguchi
A qualidade de um revestimento obtida através da deposição de camadas sobre
um substrato está, em geral, relacionada com a correta sobreposição dos cordões e a
minimização da diluição, especialmente na soldagem dissimilar de ligas que devem
apresentar alta resistência à corrosão (PALANI et al., 2006). Infelizmente, a grande
quantidade de parâmetros a serem avaliados na busca de condições que possibilitem
uma boa camada de revestimento com geometria da solda requerida e boa qualidade
constituem um problema comum para os fabricantes de equipamentos e estruturas
soldadas.
Para superar este problema e tornar menos oneroso o processo de avaliação
das condições operacionais em soldagem, vários métodos estatísticos de projeto de
experimentos têm sido desenvolvidos para otimização dos parâmetros de entrada em
função de uma ou mais características do produto/processo que se deseja alcançar
(BENYOUNIS & OLABI, 2008; KIM et al. 2003). Dentre os vários métodos de projeto
de experimentos, o método Taguchi tem se destacado nos últimos anos no cenário
industrial, sendo aplicado no controle e otimização de processos de fabricação como
fundição, furação, torneamento, eletrodeposição, dentre outros (SYRCOS, 2003;
GHANI et al., 2004; YANG & TARNG, 1998; ROSA et al., 2009). Em especial na área
de soldagem, o método Taguchi tem sido aplicado não só no estudo das
características geométricas, mas também na otimização das propriedades mecânicas
(JUANG & TARNG, 2002; PAN et al., 2004; ANAWA & OLABI, 2006).
O método Taguchi é uma poderosa ferramenta capaz de indicar os parâmetros
ótimos de um processo industrial que resultem na maximização de uma determinada
propriedade/característica, como por exemplo, qualidade do produto (PALANI et al.,
2006). Este método utiliza um arranjo ortogonal planejado especialmente para cada
condição a ser avaliada, tornando possível estudar os efeitos dos parâmetros com um
reduzido número de experimentos. Antes de ser iniciada a análise dos resultados
serão tecidos alguns comentários sobre o método Taguchi.
Capítulo V – Resultados e Discussão II – Método Taguchi
106
5.2 Escolha dos fatores de controle
O capítulo anterior apresentou uma avaliação sistemática das principais variáveis do
processo TIG com alimentação de arame frio que podem influenciar nas características dos
revestimentos. Tal avaliação foi realizada aplicando-se a técnica do fatorial completo. Com
base nestes resultados, foi possível verificar que tanto a técnica da energia quanto o nível
de energia alteraram significativamente as características geométricas e de diluição dos
cordões de solda depositados, necessitando por tanto, de uma avaliação mais detalhada
quanto aos seus efeitos sobre a soldagem de revestimento propriamente dita.
O tecimento, conforme resultados anteriores, também apresentou influência sobre as
características geométricas e diluição, representando um importante fator de controle. Por
este motivo, serão estudados nesta etapa três diferentes tipos de tecimento. Além disso,
este é um fator que deve ser investigado mais profundamente, uma vez que as informações
existentes na literatura sobre sua influência nas características geométricas da solda são
deveras escassas.
Outras variáveis que tiveram efeito moderado ou cujos resultados anteriores indicaram
valores ótimos para a aplicação em estudo foram mantidas fixas na presente etapa. A DPEP
de 10 mm foi escolhida por resultar em baixos níveis de diluição, melhor produto D×R/L, e
não apresentar a formação de defeitos como falta de fusão. Optou-se por fixar a DPAP em 3
mm por também apresentar uma boa relação entre geometria e diluição, muito embora não
tenha sido verificado na análise de ANOVA para a diluição um nível de significância que
resultassem em um grau de confiabilidade de 95%.
Quanto à velocidade de alimentação de arame, verificou-se nos estudos preliminares
que esta é diretamente proporcional ao nível de corrente de soldagem, não devendo ser
selecionada como variável independente. Além disso, no Capítulo de Testes Preliminares foi
verificado que a melhor condição em relação à redução da diluição é alcançada quando
aplicada a máxima velocidade de alimentação.
Visando também avaliar o comportamento dos materiais de consumo (arame e gás de
proteção) sobre as características operacionais e metalúrgicas, foram avaliados também
três tipos de ligas de níquel (Inconel 625, Hastelloy C276 e Inconel 686) e três gases de
proteção (argônio puro, mistura de argônio e hélio, e mistura de argônio com NO), conforme
apresentado no Capítulo III – Materiais e Métodos.
Capítulo V – Resultados e Discussão II – Método Taguchi
107
5.3 Seleção do arranjo ortogonal
A seleção do arranjo ortogonal mais adequado para viabilizar o estudo de todas estas
variáveis com seus diversos níveis leva em conta o número de fatores de controle a serem
avaliados, o número de níveis de cada fator e possíveis interações entre os fatores, sendo
todos estes associados ao grau de liberdade total dos experimentos (PHADKE, 1989;
MIRANDA, 2003). Além disso, deve ser considerada a dificuldade em se realizar os
experimentos. Os graus de liberdade correspondem a quantidade de comparações
independentes que pode ser realizada dentro do universo de dados disponíveis. O número
de graus de liberdade de um fator é definido como o número de níveis do fator menos um
(n
0
. de níveis do fator – 1).
Para a correta escolha do arranjo ortogonal, deve-se garantir que os graus de
liberdade do arranjo sejam maior ou pelo menos igual aos graus de liberdade dos
parâmetros estudados (fatores de controle). Visto que no presente estudo foram
selecionados cinco fatores de controle, sendo um com dois níveis (TE) e os demais (E, G, L,
T) com três níveis, e pretende-se avaliar somente os efeitos principais, sem qualquer efeito
de interações, tem-se então um total de 10 graus de liberdade.
Com base somente no grau de liberdade, deve-se escolher um arranjo que permita
realizar pelo menos 10 experimentos, para que seja possível estimar o efeito de cada fator.
No entanto, analisando os arranjos possíveis verifica-se que os arranjos L12 e L16 que são
os arranjos que atenderiam inicialmente as necessidades quanto aos graus de liberdade dos
experimentos, somente permitem o uso de fatores de controle com dois níveis. Devido a
isso, optou-se por um arranjo ortogonal do tipo L18 (Tabela 5.1) a qual apresenta uma
coluna com dois níveis e sete colunas com três níveis, permitindo assim o estudo de todos
os fatores de controle escolhidos, além de atender as exigências quanto aos graus de
liberdade dos experimentos e proporcionar menor erro experimental devido ao maior
número de experimentos.
Os parâmetros de soldagem aplicados em cada ensaio do arranjo ortogonal estão
apresentados na Tabela 5.2. Nesta Tabela será possível observar um aumento de 2 a 4 V
na tensão eficaz para as condições soldadas com a mistura Ar + He como gás de proteção.
Em virtude deste comportamento, os níveis de energia de soldagem sofreram um aumento
de 2 a 3 kJ/cm para as condições nas quais se empregou a mistura Ar + He. Por este
motivo, preferiu-se estabelecer como comparativo os termos E
baixa
, E
média
e E
alta
, ao invés de
valores absolutos.
Capítulo V – Resultados e Discussão II – Método Taguchi
108
Tabela 5.1. Designação dos fatores de controle para o método taguchi
Fatores de controle
Níveis
1 2 3
Técnica da energia (TE) TE V TE I -
Energia de soldagem (E) E
Baixa
E
Média
E
Alta
Liga (L)
Inconel 625
Hasteloy C276 Inconel 686
Gás de proteção (G)
Argônio Argônio + NO
Argônio + helio
Tipo de tecimento (T)
Espiral Triangular
Duplo 8
Tabela 5.2. Parâmetros de soldagem aplicados em cada passe para deposição da camada.
Ensaio Cordão I
ef
(A) U
ef
(V) V
s
(cm/min) E (kJ/cm) V
alim
(m/min)
T1* 1 - - - - -
T2
1
334,2
21,7
25
17,4
6,0
2
333,9 21,1 16,9
3
334,2 20,7 16,6
4
334,2 21,1 16,9
5
334,3 20,6 16,5
6
334,3 20,8 16,7
7
334,3 20,5 16,4
T3
1
335,3 24,9
25
20,0
8,5
2
335,5 24,0 19,3
3
335,5 23,8 19,2
4
335,6 23,5 18,9
5
335,6 23,5 18,9
6
335,5 23,9 19,2
T4
1
334,2 20,6
21
19.7
7,0
2
334,3 20,3 19.4
3
334,4 20,4 19.5
4
334,4 20,2 19.3
5
334,3 20,1 19.2
6
334,3 20,1 19.2
7
334,3 20,0 19.1
T5
1
334,6 21,3
21
20.4
7,0
2
334,4 20,9 20.0
3
334,3 20,9 20.0
4
334,4 21,0 20.1
5
334,4 20,4 19.5
6
334,3 20,5 19.6
T6
1
336,7 23,8
21
22.9
9,5
2
336,6 23,0 22.1
3
336,7 22,7 21.8
4
337,1 22,8 22.0
5
337,5 22,4 21.6
Capítulo V – Resultados e Discussão II – Método Taguchi
109
Continuação da Tabela 5.2
T7**
1
334.6 21
17
24.8
8,0
2
334.6 20.7 24.4
3
334.6 20.1 23.7
4
334.6 20.4 24.1
5
334.6 20.2 23.9
T8
1
335,1 22,8
17
27.0
11,0
2
335,2 21,7 25.7
3
335,6 22,1 26.2
4
335,6 21,3 25.2
5
335,6 21,1 25.0
6
335,2 21,7 25.7
T9
1
334,2 20,6
17
24.3
8,0
2
334,3 20,1 23.7
3
334,3 20,0 23.6
4
334,4 20,1 23.7
5
334,3 20,0 23.6
6
334,3 19,7 23.2
T10
1
285,5 21,7
21
17.7
8,5
2
287,1 21,0 17.2
3
286,5 21,9 17.9
4
286,1 21,7 17.7
5
285,5 21,3 17.4
6
285,2 21,5 17.5
7
284,8 21,4 17.4
T11* 1
‐ ‐ ‐ ‐
-
T12* 1
‐ ‐ ‐ ‐
-
T13
1
333,4 21,5
21
20.5
7,0
2
333,8 20,5 19.6
3
333,5 20,9 19.9
4
333,4 21,1 20.1
5
333,3 21,2 20.2
6
333,3 20,8 19.8
T14
1
335,4 24,3
21
23.3
9,5
2
335,5 23,5 22.5
3
335,4 23,4 22.4
4
335,4 23,4 22.4
5
335,4 23,3 22.3
T15
1
333,2 21,0
21
20.0
7,0
2
333,3 20,3 19.3
3
333,2 20,7 19.7
4
333,2 20,6 19.6
5
333,3 20,5 19.5
6
333,2 20,2 19.2
T16
1
386,4 23,3
21
25.7
11,0
2
388,3 23,7 26.3
3
386,3 23,3 25.7
4
386,2 23,3 25.7
Capítulo V – Resultados e Discussão II – Método Taguchi
110
Continuação da Tabela 5.2
T17
1
384,7 21,8
21
24.0
8,5
2
384,7 21,3 23.4
3
384,8 21,5 23.6
4
384,8 21,2 23.3
5
384,9 21,1 23.2
6
384,7 21,8 24.0
T18
1
383,8 21,6
21
23.7
8,5
2
383,7 21,1 23.1
3
383,6 21,5 23.6
4
383,7 21,1 23.1
5
383,6 20,9 22.9
6
383,0 20,8 22.8
7
383,8 21,6 23.7
Observações: *Ensaios que não soldaram. **Ensaio soldou, mas apresentou defeitos
entre os cordões de solda.
5.4 Determinação da razão sinal/ruído (η)
No método Taguchi, a característica de qualidade que se pretende analisar é medida
através da determinação da razão sinal/ruído (S/N – sinal/noise), também denominada de η.
Nesta razão o termo sinal corresponde ao valor médio da característica estudada e o ruído
refere-se ao quadrado do desvio padrão σ
2
(variância).
Os resultados são otimizados de acordo com a categoria na qual a característica da
qualidade melhor se adéqua, podendo ser: menor-melhor (Eq. 5.1), maior-melhor (Eq. 5.2) e
nominal-melhor (Eq. 5.3), conforme as equações apresentadas a seguir (PHADKE, 1989).
No caso de revestimentos, tem-se como objetivo produzir uma camada com baixa
penetração que resulte num baixo nível de diluição, com ausência de defeitos e com a maior
largura e reforço possíveis para aumentar a produtividade. Obviamente que não será
possível otimizar todas as características de qualidade, ou variáveis resposta, listadas,
sendo necessário então avaliar qual ou quais destas são primordiais para a aplicação que
se deseja.
Capítulo V – Resultados e Discussão II – Método Taguchi
111
⎟
⎟
⎠
⎞
⎜
⎜
⎝
⎛
=
⎟
⎟
⎠
⎞
⎜
⎜
⎝
⎛
−=
⎟
⎠
⎞
⎜
⎝
⎛
−=
∑
∑
=
=
2
2
10
1
2
10
1
2
10
log10
11
log10
1
log10
σ
µ
η
η
η
n
i
i
n
i
i
yn
y
n
Onde: µ é a média dos dados observados, σ é o desvio padrão dos dados observados,
n é o número de observações e y
i
é o valor do dado observado para a i-ésima característica
de qualidade.
Considerando as características de qualidade: diluição, penetração e defeitos; tem-se
que tais variáveis resposta devem ser classificadas na categoria menor-melhor, haja vista os
requisitos exigidos para revestimentos – baixa diluição; baixa razão R/L e ausência de
defeitos. No entanto, o reforço e a largura devem ser agrupados na categoria maior melhor,
visto que quanto maior o reforço, maior será a espessura da camada depositada e,
consequentemente, menor será a necessidade de deposição de múltiplas camadas. Na
verdade, como critério de aceitação geral para revestimentos, o reforço mínimo é de 3 mm,
considerando a aplicação de revestimentos em uma única camada e sem a necessidade de
usinagem posterior para uniformizar o acabamento superficial. No entanto, para aplicações
em que a solda deverá sofrer um processo de fabricação posterior para uniformizar a
superfície, existirá então a necessidade de maiores valores de reforço. Já com relação à
largura, quanto maior for esta característica de qualidade maior será a área recoberta em
um passe e, consequentemente, menor o tempo para revestir uma determinada área, desde
que não comprometa demasiadamente a espessura do reforço. A seguir serão
apresentados os resultados da matriz experimentos L18 aplicada neste trabalho.
5.5 Avaliação do acabamento superficial
A primeira avaliação realizada nos corpos de prova definitivos da soldagem dissimilar
entre o metal de base ASTM A516 Gr. 60 e a liga de níquel AWS ER NiCrMo-3 (Inconel 625)
foi fundamentada na qualidade de sobreposição entre os cordões de solda. Embora esta
avaliação tenha sido de caráter subjetivo, sua execução permitiu avaliar o nível do
acabamento superficial resultante da camada depositada. As Figuras 5.1 a 5.5 mostram a
(Menor melhor) Eq. 5.1
(Maior melhor) Eq. 5.2
(Nominal melhor) Eq. 5.3
Capítulo V – Resultados e Discussão II – Método Taguchi
112
superfície dos cordões de solda para as quatro condições de soldagem aplicadas nesta
etapa.
De uma forma geral, todas as condições de soldagem empregadas apresentaram
excelente acabamento superficial. As exceções foram as condições T1, T7, T11 e T 12, as
quais não foram capazes de realizar a deposição da camada. Tal resultado foi considerado
positivo e reforça as possibilidades de aplicação da maioria destas condições de soldagem
em aplicações de revestimento.
Conforme já destacado, nem todas as condições de soldagem empregadas no projeto
de experimentos robusto (análise de Taguchi) apresentaram-se aptas para a realização de
camadas. A amostra T1 (Figura 5.1), soldada com a liga Inconel 625, gás de proteção Ar
puro, tecimento espiral, e baixo aporte térmico, cujos parâmetros de soldagem encontram-se
na Tabela 5.2, não foi capaz de promover a correta sobreposição da camada. Verificou-se
que logo após iniciar a soldagem do segundo cordão, houve uma grande oscilação do arco
com o tecimento, cujo resultado foi um desvio do arco, o qual não conseguiu em alguns
pontos deslocar-se continuamente ao longo da oscilação (tecimento) durante a execução da
soldagem, mas sim permanecendo em alguns momentos somente sobre o cordão anterior
ou sobre a peça.
Tal comportamento resultou no aspecto do cordão de solda mostrado na Figura 5.1.
Nesta figura é possível observar inicialmente alguns defeitos causados pela permanência do
arco sobre a peça, o qual não conseguiu sobrepor o cordão e preencher a região entre
passes. Mais ao final do processo uma porção na qual a deposição ocorreu exclusivamente
sobre o cordão de solda anterior também foi observada. Vale salientar que os parâmetros de
tecimento e o passo de sobreposição aplicados em todas as condições de soldagem
avaliadas na etapa da análise de Taguchi foram iguais, sendo o passo de 2/3 da largura do
cordão inicial, escolhido com base em análises anteriores, conforme estudo exploratório.
Os corpos de prova soldados com as condições T2 a T6 conseguiram formar com
sucesso a camada, não sendo observada nenhuma falha ou defeito, e apresentando um
excelente acabamento superficial (Figura 5.2). A amostra soldada com a condição T7 não foi
capaz de promover a formação da camada. Como pode ser observado na Figura 5.3,
inúmeros defeitos foram formados durante a soldagem. Diferentemente do que ocorreu com
a amostra T1, nesta condição (T7) o comportamento do arco para formação de defeitos
caracterizou-se por sua permanência somente sobre a superfície da chapa, não
conseguindo em alguns momentos preencher com o metal líquido a região entre passes,
resultando assim nos defeitos observados.
Uma questão intrigante na soldagem de camada com a técnica de energia TE V
(Tabela 5.2), no qual a corrente de soldagem permanece constante e a energia de soldagem
Capítulo V – Resultados e Discussão II – Método Taguchi
113
é variada pela mudança de velocidade de soldagem, é que a ocorrência de defeitos foi
observada para as condições de baixa energia de soldagem (T1) e alta energia (T7). Dois
fatores de controle são inerentes às condições T1 e T7, e podem estar associados à causa
dos defeitos. A primeira é que ambas as condições foram soldadas com tecimento espiral. A
segunda observação é que tanto T1 quanto T7, usam gases de proteção com menor tensão
de ionização do arco (Ar puro e Ar+NO). Contudo, uma terceira condição soldada agora com
TE I, apresentou problemas na soldagem com o tecimento espiral, sendo a condição T11.
Figura 5.1. Acabamento superficial da amostra soldada com a condição T1.
Figura 5.2. Acabamento superficial da amostra soldada com a condição T2.
Capítulo V – Resultados e Discussão II – Método Taguchi
114
Uma terceira condição na soldagem com TE I (soldada com nível de energia
intermediário) também utilizou o tecimento espiral (T6), porém, o gás de proteção utilizado
foi a mistura Ar+He, a qual apresenta um maior potencial de ionização, aumentando o calor
no arco e resultando num metal líquido mais quente, com melhor fluidez, menor tensão
superficial, o que melhora a molhabilidade. Com isso, pode-se verificar que os efeitos
benéficos associados à adição do hélio no gás de proteção eliminam a possibilidade de
defeitos superficiais, tornando a condição com tecimento espiral viável do ponto de vista de
defeitos. Destaca-se também que os demais tipos de tecimento (triangular e duplo 8) não
apresentaram problemas quando soldados com o Ar puro ou Ar + NO.
Os resultados quanto à técnica de energia TE V (variando o nível de corrente) são
apresentados a seguir. Na soldagem com baixo aporte térmico, duas das três condições
avaliadas não conseguiram produzir a camada. A condição T10, cujo tecimento foi o duplo 8
e o gás de proteção usado foi a mistura Ar+He, foi a única condição de baixa energia capaz
de executar a deposição da camada. Novamente pode ser destacado o papel do gás de
proteção na melhoria das propriedades do metal líquido, o qual tem sido extremamente
benéfico do ponto de vista de deposição e eliminação de defeitos superficiais.
Figura 5.3. Acabamento superficial da amostra soldada com a condição T7.
Destaca-se na Figura 5.4, o aspecto superficial do cordão de solda para a condição
T11. Como pode ser observado, as condições de soldagem não foram suficientes para
fusão do metal de base e coalescência do metal líquido proveniente da fusão do arame e
consequente formação do cordão de solda.
Capítulo V – Resultados e Discussão II – Método Taguchi
115
Alguns fatores podem ser decisivos para justificar tal comportamento. Atribui-se tal
efeito ao baixo nível de corrente empregado, o qual não fora suficientemente alto para fundir
o arame e a peça. Além disso, o gás de proteção usado nesta condição foi Ar puro, que
proporciona um arco com menor energia ou mais “frio”. Outro fator que pode estar
associado é o tipo de tecimento, no caso, espiral, cujo efeito sobre a formação de defeitos já
foi identificado anteriormente para as condições TE I.
Figura 5.4. Acabamento superficial da amostra soldada com a condição T11.
Todos estes fatores podem atuar em conjunto, prejudicando a soldagem. O baixo nível
de corrente de soldagem juntamente com o arco mais frio devido ao uso do Ar permite a
fusão do arame, mas não do metal de base. A menor quantidade de calor na soldagem com
argônio puro, faz com que as gotas de metal líquido tenham alta tensão superficial, não
permitindo o molhamento sobre a chapa, nem a continuidade do cordão de solda.
Quanto ao tecimento espiral, este por sua vez, tem como característica uma grande
movimentação da poça de fusão, deslocando-a constantemente para a parte fria da chapa,
fazendo com que haja uma maior perda de calor, se comparado aos tecimentos triangular e
duplo 8, cujo deslocamento à frente é menor ou há inclusive um retrocesso parcial da poça
de fusão, evitando perdas excessivas de calor.
A condição T12 também não conseguiu a deposição da camada sobre o substrato de
aço carbono. Diferentemente do observado para a amostra T11, na soldagem com a
condição T12 houve a completa coalescencia entre o metal de adição e o metal de base,
formando inicialmente um cordão com bom acabamento. Contudo, na sobreposição de
passes, assim como observado para os cordões T1 e T7, houve a formação de um cordão
Capítulo V – Resultados e Discussão II – Método Taguchi
116
descontínuo com a deposição de metal sobre a chapa e sobre a borda do cordão anterior,
mas sem promover o preenchimento na região entre passes (Figura 5.5). Novamente, o
baixo aporte térmico deve ser o principal responsável pela presença de defeitos neste caso.
O gás de proteção utilizado nesta condição (Ar + NO) também deve favorecer a
promoção dos defeitos, haja vista que este também proporciona um arco com menor
energia, com isso a “resistência” do arco é menor, refletindo assim, em um menor calor do
arco. Contudo, destaca-se que em relação ao Ar puro houve uma evolução, visto que a
condição T12 foi capaz de promover a soldagem de pelo menos 3 cordões enquanto que na
soldagem com Ar puro (T11) não foi possível nem a formação completa de um cordão de
solda. Isto pode ser devido a presença em pequena quantidade de gás ativo (óxido nítrico -
NO), o qual deve atuar na diminuição da tensão superficial. Este comportamento de redução
da tensão superficial pela presença de gás ativo em aços tem sido reportado na literatura.
Efeito semelhante deve ocorrer para o níquel. Quanto ao tecimento na condição T12
(triangular), este é menos prejudicial para a perda de calor, pois o arco avança menos,
concentrando mais o calor.
Figura 5.5. Acabamento superficial da amostra soldada com a condição T12.
As demais camadas soldadas com as condições de energia de soldagem média (T13
a T15) e energia de soldagem alta (T16 a T18) não apresentaram defeitos superficiais. A
ausência de defeitos superficiais para estas condições foi atribuída ao maior nível de
corrente de soldagem empregada, a qual aumenta a potência e, consequentemente, a
energia de soldagem, favorecendo principalmente uma melhor fusão do arame e um metal
Capítulo V – Resultados e Discussão II – Método Taguchi
117
líquido mais quente, com menor viscosidade e tensão superficial, o que facilita a
molhabilidade, a formação e a sobreposição dos cordões de solda.
5.6 Determinação das características geométricas
A seguir, são apresentados os resultados da avaliação das características geométricas
obtidas através da seção transversal das camadas depositadas. Estes resultados são
fundamentais para estabelecer comparações entre as condições aplicadas, bem como
critérios de aceitação.
As macrografias da seção transversal dos corpos de prova estão apresentadas na
Figura 5.6. Os resultados da avaliação da geometria das camadas, diluição e defeitos são
apresentados na Tabela 5.3, bem como os fatores de controle e seus níveis. É importante
destacar que o resultado de diluição para a amostra T11 não é real, mas sim um valor médio
das diluições das amostras que não apresentaram defeitos. Tal medida foi tomada para
completar a tabela de experimentos da análise de Taguchi, tornando o ruído causado por
esta condição menos efetivo sobre a resposta da análise de Taguchi. As amostras T1, T7 e
T12, embora não tenham conseguido formar completamente a camada, tiveram os valores
de geometria determinados.
Condição T1
Condição T2
Condição T3
Capítulo V – Resultados e Discussão II – Método Taguchi
118
Condição T4
Condição T5
Condição T6
Condição T7
Condição T8
Condição T9
Condição T10
Capítulo V – Resultados e Discussão II – Método Taguchi
119
Condição T12
Condição T13
Condição T14
Condição T15
Condição T16
Condição T17
Condição T18
Figura 5.6. Seção transversal das camadas soldadas no Método Taguchi.
Além das características geométricas, outra característica da qualidade a ser
considerada na análise das camadas depositadas, é a ausência de defeitos na região entre
Capítulo V – Resultados e Discussão II – Método Taguchi
120
passes. Recentemente, alguns trabalhos têm sido encontrados na literatura apresentando
estudos sobre a aplicação de revestimentos por diversos processos, no entanto, tais
trabalhos avaliam somente as características geométricas e diluição através da deposição
de apenas um cordão de solda (LV et al., 2008; SIVA et al., 2008; PALANI & MURUGAN,
2007; TU et al., 2006).
É obvio que o estudo das condições operacionais através da deposição de um
cordão de solda é capaz de fornecer grande quantidade de informação com relação à
diluição, penetração, largura e reforço, além de reduzir o tempo e a quantidade de
experimentos. Contudo, é importante destacar que a soldagem multipasses para a formação
da camada também deve ser considerada para o estudo, especialmente para se verificar as
condições de sobreposição que garantam um bom acabamento superficial. No caso da
soldagem TIG com alimentação de arame frio, a instabilidade que pode ocorrer devido ao
fato da alimentação do arame ser independente do arco voltaico, e a influência da
quantidade de calor usada para a fusão do arame alterar as características físicas do metal
líquido, tornam ainda mais importante a avaliação através da deposição de camadas.
O Ensaio T1, embora tenha depositado somente dois cordões de solda, apresentou
grande instabilidade, a qual resultou tanto em defeitos superficiais quanto na formação de
grandes defeitos entre passes. Assim, foram atribuídos 6 defeitos a este ensaios, que
correspondem a provável quantidade de interseções que haveriam entre os passes e,
portanto, correspondem a estimativa de defeitos que deveriam ser observados na análise da
seção transversal, já que não foi possível soldar esta condição até o fim em virtude de sua
baixa qualidade. Para as demais condições que não soldaram adequadamente - T7, T11 e
T12 – também foram atribuídos 6 defeitos, sendo que a condição T7, a qual optou-se por
soldar até atingir a largura necessária, comprovou as suspeitas, apresentando defeitos em
todas as regiões entre passes.
Dentre as condições que conseguiram depositar sem promover defeitos superficiais,
verificou-se que o ensaio T4 apresentou defeitos em todas as regiões entre passes,
conforme destacado na Figura 5.7.
A Figura 5.8 e a Figura 5.9 apresentam a seção transversal das amostras T8 e T9.
Ambas foram soldadas com alta energia para a técnica TE V. Além destas a condição T7,
que não soldou, também compõe o grupo TE V com alta energia. Em comum, todas
apresentaram alta instabilidade e formação de defeitos, indicando que o uso de alta energia
para a técnica TE V não é uma condição favorável à deposição de camada.
A condição T10 também apresentou defeitos entre passes, como pode ser observado
na Figura 5.10. Uma observação quanto ao grupo de ensaios que esta amostra está
vinculada, é que as demais amostras do grupo (T11 e T12) não conseguiram executar a
Capítulo V – Resultados e Discussão II – Método Taguchi
121
deposição adequada da camada, com defeitos superficiais ou até mesmo sem conseguir a
coalescência entre o metal de adição e o substrato (T11).
Figura 5.7. Detalhe dos defeitos entre passes para a amostra T4.
Figura 5.8. Detalhe dos defeitos entre passes para a amostra T8.
A amostra T15 apresentada na Figura 5.11 apresentou apenas dois defeitos na região
entre passes. Contudo, para aplicações em que se necessita alta confiabilidade a ausência
total de defeitos deve ser considerada fundamental para garantia da integridade estrutural
dos equipamentos e dutos. A condição T18 embora tenha alcançado excelentes níveis de
diluição, abaixo de 5%, não conseguiu bons resultados com relação à presença de defeitos,
conforme mostrado na Figura 5.12. A quantidade de defeitos em cada condição da matriz de
experimentos está apresentada na Tabela 5.3.
Capítulo V – Resultados e Discussão II – Método Taguchi
122
Figura 5.9. Detalhe dos defeitos entre passes para a amostra T9.
Figura 5.10. Detalhe dos defeitos entre passes para a amostra T10.
Figura 5.11. Detalhe dos defeitos entre passes para a amostra T15.
Capítulo V – Resultados e Discussão II – Método Taguchi
123
Figura 5.12. Detalhe dos defeitos entre passes para a amostra T18.
Tabela 5.3. Resultados dos ensaios da planilha L18 utilizando o Método Taguchi.
Ensaio TE E L G T R L/P P D R/L D*(R/L) Defeitos
T1* 1 1 1 1 1 3,2 9,3 0,3 5,3 0,3 1,8
6
T2 1 1 2 2 2 2,9 8,6 0,6 13,9 0,3 4,6
0
T3 1 1 3 3 3 3,2 9,5 1,1 22,0 0,3 7,5
0
T4 1 2 1 1 2 4,1 8,5 0,6 7,7 0,5 3,7
6
T5 1 2 2 2 3 3,2 9,8 0,5 8,6 0,3 2,8
0
T6 1 2 3 3 1 3,8 12,1 0,5 8,7 0,3 2,7
0
T7** 1 3 1 2 1 4,5 11,2 0,3 4,6 0,4 1,8
6
T8 1 3 2 3 2 5,2 12,1 1,2 12,5 0,4 5,3
3
T9 1 3 3 1 3 4,6 10,0 0,5 7,0 0,5 3,2
5
T10 2 1 1 3 3 5,0 8,5 0,9 9,1 0,6 5,4
6
T11** 2 1 2 1 1 3,9 8,3 0,7 10,0 0,5 4,7
6
T12** 2 1 3 2 2 3,3 8,6 0,6 9,8 0,4 3,8
6
T13 2 2 1 2 3 3,6 9,0 0,6 10,4 0,4 4,1
0
T14 2 2 2 3 1 4,0 11,8 0,3 7,4 0,3 2,5
0
T15 2 2 3 1 2 3,5 9,4 0,6 9,4 0,4 3,5
2
T16 2 3 1 3 2 4,1 13,5 1,0 15,4 0,3 4,6
0
T17 2 3 2 1 3 3,7 10,8 1,0 14,0 0,3 4,8
0
T18 2 3 3 2 1 4,3 9,7 0,3 4,2 0,4 1,8
5
Onde: TE – Técnica da energia; E – Nível de energia; L – Liga de níquel; G – Gás de
proteção; T – Tecimento; R – reforço; L/P – Largura/n
o
de passes; P – Penetração; D –
Diluição; R/L – Razão reforço/largura (L/P); D×R/L – Produto diluição/razão R/L. *O valor de
diluição para a condição T11 corresponde à media entre os demais valores. **Condições
que não soldaram ou apresentaram defeitos.
5.7 Avaliação das características geométricas
5.7.1 Diluição
Primeiramente, serão avaliados os resultados da análise de Taguchi para a diluição,
visto que tal variável resposta é de suma importância para garantir boas características
Capítulo V – Resultados e Discussão II – Método Taguchi
124
metalúrgicas ao revestimento e assim proporcionar excelente desempenho em serviço. A
avaliação foi realizada por meio da análise dos valores da razão sinal/ruído (η) obtidos pela
variável resposta utilizando, no caso da diluição, a função menor-melhor. Os gráficos de
Taguchi foram construídos com base nos valores de η para cada fator de controle em cada
nível aplicado, assim, independente do tipo de equação utilizada, os melhores parâmetros
serão sempre aqueles de máximo valor de η. Os valores de η para cada condição da
matriz experimentos estão apresentados na Tabela 5.4.
Tabela 5.4. Valores de η para a diluição.
Ensaio TE E L G T
η
T1* 1 1 1 1 1
-14,49
T2 1 1 2 2 2 -22,86
T3 1 1 3 3 3 -26,85
T4 1 2 1 1 2 -17,73
T5 1 2 2 2 3 -18,69
T6 1 2 3 3 1 -18,79
T7** 1 3 1 2 1
-13,26
T8 1 3 2 3 2 -21,94
T9 1 3 3 1 3 -16,90
T10 2 1 1 3 3 -19,18
T11** 2 1 2 1 1
-20,00
T12** 2 1 3 2 2
-19,82
T13 2 2 1 2 3 -20,34
T14 2 2 2 3 1 -17,38
T15 2 2 3 1 2 -19,46
T16 2 3 1 3 2 -23,75
T17 2 3 2 1 3 -22,92
T18 2 3 3 2 1 -12,46
*O valor de diluição para a condição T1 corresponde à media entre os demais valores.
**Condições que não soldaram ou apresentaram defeitos.
Na Figura 5.13 são apresentados os efeitos dos fatores de controle sobre a diluição,
cuja equação empregada foi a menor-melhor. É possível observar que o primeiro fator de
controle (Técnica da energia - TE) não exerceu forte influência sobre o nível de diluição,
embora apresente uma tendência de otimização para a técnica TE V (Nível 1), cuja variação
da energia é conseguida pela mudança da velocidade de soldagem. Com relação aos níveis
de energia (E), verifica-se que embora o valor de η para tais resultados não tenham
ultrapassado a linha do intervalo de confiança, que demonstra que o efeito do fator de
controle sobre a variável resposta não é relevante, ainda assim, é possível verificar uma
tendência de redução da diluição com o aumento da energia de soldagem. Conforme
Capítulo V – Resultados e Discussão II – Método Taguchi
125
mostrado na Figura 5.13, o uso de energias médias e altas foi mais efetivo para a redução
da diluição quando comparado com energia baixa.
Uma explicação para este comportamento pode estar associado ao volume de metal
depositado em cada nível de energia. Níveis de energias médios e altos têm maior
capacidade de fusão, permitindo o aumento da velocidade de alimentação, o que resulta em
grandes volumes de metais depositados, promovendo um alto reforço. Para o nível de
energia intermediário, o volume de metal líquido da poça de fusão depositado através da
fusão do arame atua como uma barreira à ação do arco sobre o substrato, ocasionando uma
redução na penetração, a qual resulta em menores níveis de diluição. No entanto, para o
nível de energia mais elevado, embora o reforço continue atuando positivamente como
barreira protetora contra a ação direta do arco, o calor produzido é excessivo, o que
ocasiona uma maior fusão do metal de base e, consequentemente, aumenta a penetração.
Contudo, mesmo com o aumento da penetração, o balanço final entre a área adicionada
pela deposição do metal de adição e a área fundida do metal de base, acaba resultando
num baixo nível de diluição, como será visto à frente. Já no caso do nível de energia mais
baixo, o reforço pode não ser suficientemente alto para promover uma boa proteção,
proporcionando uma maior fusão do substrato e, consequentemente, maior diluição.
Figura 5.13. Gráfico de Taguchi para a diluição.
Quanto ao tipo de liga de níquel empregada, tem-se uma percepção clara do aumento
da diluição para a liga 2 (Hasteloy C276) quando comparada às demais ligas estudadas
(Figura 5.13). Em termos de maximização do η ou minimização da diluição, tem-se que a
liga 1 (Inconel 625) foi a que apresentou melhores resultados. Embora todas as ligas sejam
Capítulo V – Resultados e Discussão II – Método Taguchi
126
à base de níquel, e a literatura apresente propriedades físicas muito semelhantes para
todas, é possível que algumas características das ligas no estado líquido como viscosidade,
fluidez, tensão superficial, dentre outras, tenham diferenças em função da composição
química, que justifiquem tal comportamento.
Outro fator de controle que, embora não tenha apresentado influência estatisticamente
significativa, apresentou efeito relevante sobre a diluição na prática foram os gases de
proteção utilizados. Na Figura 5.13, observa-se uma tendência de aumento do η com o uso
da mistura Ar + NO, seguido por um menor efeito do Ar
puro
. No entanto, com o uso da
mistura Ar + He, verifica-se uma redução do valor de η em relação ao η médio. A adição de
NO ao gás ativo, mostrou ser benéfica à soldagem com ligas de níquel, devido à sua
atuação na diminuição da tensão superficial e aumento da molhabilidade da poça de fusão.
A adição de elementos secundários pode atuar também no modo de convecção
Marangoni da poça de fusão. LU et al. (2004a, 2004b) demonstraram que o oxigênio pode
atuar na mudança do mecanismo de conveção da poça de fusão. Os autores verificaram
que pequenas adições de O
2
ou CO
2
ao argônio, acima de 0,2% em volume, podem causar
a absorção de oxigênio pelo metal líquido de aço inoxidável em teores acima de 100 ppm, e
esta absorção altera o movimento convectivo da poça de fusão do centro para borda que
passa a ser do centro para o fundo da poça, aumentando assim a penetração. Outros
trabalhos reportam que a faixa de oxigênio absorvido a partir da qual a convecção
Marangoni é afetada é entre 150 e 350 ppm (TAIMATSU et al., 1992).
É provável que mesmo em pequena quantidade, a dissociação das moléculas de NO
em nitrogênio e oxigênio monoatômico, cause a interação destes elementos com a
superfície da poça de fusão, reduzindo a tensão superficial. Como a pressão parcial destes
gases secundários é bem diminuta, as suas absorções por parte do volume total de metal
líquido torna-se insignificante e se restringem à região superficial (DEBROY & PALMER,
1996). No caso em questão, os teores de oxigênio são bem inferiores aos citados por LU et
al. (2004a, 2004b) para causar a modificação do movimento convectivo da poça, o que seria
desastroso para a aplicação a que se destina o trabalho. No entanto, em pequena
quantidade como verificado, a adição tanto do nitrogênio quando do oxigênio na forma de
NO, embora estatisticamente não significativa, foi de grande relevância prática para a
soldagem de revestimento com ligas à base de níquel.
Além das alterações na tensão superficial e movimento convectivo da poça, a adição
de nitrogênio ao argônio promove o aumento da temperatura no anodo (TANAKA et al.,
2008). No presente trabalho, acredita-se que tal efeito ocorra em quantidade muito pequena
devido ao percentual reduzido de gás ativo introduzido na mistura, e acabe não elevando
significativamente a temperatura do arco.
Capítulo V – Resultados e Discussão II – Método Taguchi
127
Com relação ao tipo de tecimento aplicado, este foi o único fator que afetou a diluição
de forma estatisticamente significativa (Tabela 5.5), e com forte efeito sobre o
comportamento da diluição, conforme mostrado na Figura 5.13. Para este fator de controle,
verifica-se que o tecimento tipo 1 (espiral) foi o que melhor se aplicou para a redução do
nível de diluição, enquanto que para os tecimentos triangular e duplo 8, não se verificou
variação alguma em termos de valor de η. Considerando como variável resposta somente a
diluição, poderia-se considerar o tecimento 1 (espiral) como o melhor a ser aplicado para a
soldagem de revestimentos. Contudo, é importante destacar que tal fator de controle pode
ter sido contaminado por ruídos externos, uma vez que algumas condições nas quais foram
aplicados o tecimento espiral (T1, T7 e T11) não foram capazes de depositar a camada de
revestimento satisfatoriamente, mas tiveram algumas de suas características geométricas
inseridas na matriz experimentos para viabilizar a análise de Taguchi. Desta forma, outras
características (variáveis respostas) devem ser consideradas antes de se determinar a
condição ótima pelo método de Taguchi, conforme será discutido no decorrer deste capítulo.
A análise de variância indicou que a técnica de energia (TE) bem como o nível (E)
tiveram uma pequena participação sobre o comportamento da diluição, correspondendo a
0,49 e 8,73% da contribuição total para a otimização desta característica de qualidade. Em
função da baixa contribuição, estes fatores de controle foram considerados com efeito
desprezível sobre a diluição. Desta forma, os ensaios que foram empregados para avaliar os
dois níveis de TE e os três níveis de E serão considerados repetição dos demais fatores de
controle. Este procedimento é de comum aplicação em planejamentos estatísticos que
apresentam reduzido número de experimentos por concepção de otimização e é
denominado de “pooling” do erro nesta análise (PHADKE, 1989). Os consumíveis aplicados
tiveram efeito moderado sobre a diluição, conforme indicado na Tabela 5.5. O principal fator
de controle que afetou a diluição foi o tecimento, sendo este responsável por mais de 55%
da contribuição dentre os fatores. Conforme pode ser visto na Tabela 5.5, este parâmetro foi
o único dos fatores de controle analisados que afetou estatisticamente a diluição.
Com base nas contribuições de cada nível, dentro dos diversos fatores de controle, foi
possível determinar a condição ótima para a diluição. Segundo o gráfico de Taguchi, a
condição otimizada é composta pela sequência de níveis 1-3-1-2-1, que corresponde à
condição 7, que não soldou (Tabela 5.6). Entretanto, conforme já comentado, o uso do
aporte térmico mais alto, a principio, não causou impacto significativo sobre a diluição
quando comparado à energia no nível médio.
Além disso, o tecimento espiral embora tenha se destacado como redutor da diluição,
sua instabilidade e favorecimento à formação de defeitos torna-o inadequado em aplicações
na qual a energia envolvida é baixa. Assim, pretende-se analisar também uma condição
Capítulo V – Resultados e Discussão II – Método Taguchi
128
alternativa composta pelos níveis 1-2-1-2-3, na qual serão aplicados o nível intermediário de
energia (E
MÉDIO
) e o tecimento duplo 8.
Tabela 5.5. Análise de variância dos fatores de controle sobre a diluição.
Efeito
Análise de variância
Média = -19,3 ∴ σ = 3,7
*Efeito dos fatores utilizados para o pooling do erro
SQ Gl QM F
α
Contribuição (%)
TE* 0,82 - - - - 0,49
E* 14,51 - - - - 8,73
L 19,32 2 9,66 1,33 0,302 11,62
G 39,09 2 19,55 2,70 0,111 23,52
T 92,48 2 42,24 6,40
0,014
55,64
Erro residual 79,47 11 7,22
Onde: SQ = Soma dos quadrados dos fatores; gl = graus de liberdade; QM =
Quadrado médio; F = Fator F; α = nível de significância.
Tabela 5.6. Condição ótima – diluição.
Fator
Razão S/N (η) esperada para a condição otimizada
Média = -19,3 ∴ σ = 3,7
*Efeito excluído do modelo para o pooling
Nível do fator
Variação
causada
Erro padrão
TE 1 0,21
E 3 0,72
L 1 1,14 1,10
G 2 1,36 1,10
T 1 3,20 1,10
η
ot
previsto
-13,56
5.7.2 Penetração
Os valores de η para a penetração foram determinados e encontram-se disponíveis na
Tabela 5.7. O comportamento da penetração do cordão de solda seguiu praticamente o
mesmo comportamento da diluição (Figura 5.14). Novamente, verifica-se que a técnica da
energia praticamente não apresenta alteração no valor do η, não apresentando efeito direto
sobre a redução da penetração.
Com relação à energia de soldagem, verificou-se que a otimização do η para a
penetração foi conseguida para o uso de energias intermediárias. Já para o uso de energias
baixas e altas houve uma diminuição do η. O aumento da penetração para energias altas
pode ser justificado pelo maior aporte térmico, que conduz a um aumento da porção de
Capítulo V – Resultados e Discussão II – Método Taguchi
129
metal base fundido e, consequentemente, maior penetração. Embora seja conhecido que a
redução da penetração contribua para diminuir a diluição, uma vez que se tem uma menor
fusão do substrato, o uso de energia elevadas com alta taxa de fusão pode ainda ter a
diluição reduzida pelo aumento da altura do reforço e, consequentemente,da área
adicionada.
Tabela 5.7. Valores de η para a penetração.
Ensaio TE E L G T
η
T1* 1 1 1 1 1
10,46
T2 1 1 2 2 2 4,58
T3 1 1 3 3 3 -1,14
T4 1 2 1 1 2 3,74
T5 1 2 2 2 3 5,35
T6 1 2 3 3 1 6,19
T7** 1 3 1 2 1
10,75
T8 1 3 2 3 2 -1,51
T9 1 3 3 1 3 5,51
T10 2 1 1 3 3 0,54
T11** 2 1 2 1 1
3,74
T12** 2 1 3 2 2
4,88
T13 2 2 1 2 3 4,73
T14 2 2 2 3 1 11,70
T15 2 2 3 1 2 4,58
T16 2 3 1 3 2 -0,26
T17 2 3 2 1 3 -0,26
T18 2 3 3 2 1 11,37
*O valor de penetração para a condição T11 corresponde à media entre os demais
valores. **Condições que não soldaram ou apresentaram defeitos.
Figura 5.14. Gráfico de Taguchi para a penetração.
Capítulo V – Resultados e Discussão II – Método Taguchi
130
Dentre as ligas estudadas, novamente verifica-se que a liga L2 (Hasteloy C276) tende
a contribuir negativamente para a redução da penetração. Conforme já citado anteriormente,
tal liga apresentou durante a execução dos ensaios de soldagem da matriz experimentos do
Taguchi uma melhor molhabilidade da poça de fusão sobre o substrato. Contudo, esta
observação até o momento foi apenas aparente e de caráter intuitivo, necessitando ainda de
um estudo mais aprofundado para explicar tal comportamento. Para as demais ligas (Inconel
625 e 686) não foram verificadas alterações nos valores de η que justificassem a escolha de
uma ou outra como melhor opção.
Em termos de gás de proteção, os resultados da análise de Taguchi indicam que o
efeito do gás tem influência significativa na penetração (Tabela 5.8). Na Figura 5.14 é
observado que os níveis deste fator de controle encontrem-se no limiar do intervalo de
confiança, demonstrando haver uma forte influencia do fator sobre a penetração. Com base
na Figura 5.14, observa-se que a mistura com Ar+NO foi a que se mostrou mais adequada
para promover a redução da diluição. Já a mistura com hélio conduziu aos maiores níveis de
penetração.
O tecimento novamente foi o fator de controle que mais influenciou a penetração, mas
seu efeito deve ser avaliado com cautela, pois o mesmo tipo de tecimento que promove
redução da penetração e diluição, foi responsável pela formação de defeitos, sendo provável
a contaminação deste fator de controle. Analisando de forma pura o tecimento, verifica-se
que o tipo espiral foi o que alcançou maior valor de η dentre os tipos de tecimento avaliados.
Quanto aos tipos triangular e duplo, estes não apresentaram variação quanto à
maximização do η.
Os resultados da análise de variância indicaram que os fatores TE, E e L praticamente
não contribuiram para a redução da penetração, conforme Tabela 5.8, sendo os fatores TE e
L usados para o pooling. Para o gás de proteção e o tecimento, verificou-se que ambos
afetam a penetração com boa confiabilidade, contabilizando 23 e 67,8% de contribuição,
respectivamente.
De uma forma geral, verificou-se que as melhores condições para minimizar a
penetração são similares às condições em que se obtém a redução da diluição. Isso
demonstra que a redução da penetração tem um papel bastante efetivo na diminuição do
nível de diluição entre a liga e o substrato.
Os resultados apontaram a sequência fator/nível 1-2-3-2-1 como sendo a condição
ótima para minimizar a penetração da solda. Embora a penetração tenha sido avaliada, não
se pretende realizar os ensaios de confirmação para esta variável resposta, uma vez que a
busca por uma baixa penetração se reflete na prática em se alcançar o menor nível de
Capítulo V – Resultados e Discussão II – Método Taguchi
131
diluição, o qual já será avaliado em condições muito semelhantes à ótima para a
penetração.
Tabela 5.8. Análise de variância dos fatores de controle sobre a penetração.
Efeito
Análise de variância
Média = 4,72 ∴ σ = 4,25
*Efeito dos fatores utilizados para o pooling do erro
SQ Gl QM F
α
Contribuição (%)
TE* 0,47 - - - - 0,2
E 16,45 2 8,22 1,36 0,296 6,6
L* 5,74 - - - - 2,3
G 57,04 2 28,52 4,72
0,033
23,0
T 167,74 2 83,87 13,89
0,000
67,8
Erro residual 66,41 11 6,04
Tabela 5.9. Condição ótima – penetração.
Fator
Razão S/N (η) esperada para a condição otimizada
Média = 4,72 ∴ σ = 4,25
*Efeito excluído do modelo para o pooling
Nível do fator
Variação
causada
Erro padrão
TE* 1 0,16 -
E 2 1,32 1,00
L* 3 0,51 -
G 2 2,22 1,00
T 1 4,31 1,00
η esperado
12,59
5.7.3 Reforço
Os resultados da análise de Taguchi considerando o reforço da solda como variável
resposta estão apresentados na Figura 5.15 e os valores de η para as condições avaliadas
são apresentadas na Tabela 5.10. Salienta-se que para esta variável resposta a equação
utilizada para o cálculo do η foi a da categoria maior melhor, uma vez que existe a
necessidade de uma espessura mínima da camada resistente à corrosão, e que para
algumas aplicações, além da espessura mínima resistente pode existir ainda a necessidade
de sobremetal para futuras operações de acabamento. Nesta figura é possível observar que
a técnica da energia não influenciou de forma significativa o reforço.
Quanto a energia de soldagem, verifica-se que esta influencia significativamente o
comportamento do reforço do revestimento. Neste caso, deve ser destacado o efeito
combinado da energia de soldagem com a velocidade de alimentação do arame (V
alim
).
Observa-se claramente que o aumento da energia atuou decisivamente para o aumento do
Capítulo V – Resultados e Discussão II – Método Taguchi
132
reforço. Este comportamento se deve ao fato de que com o aumento da energia existe uma
maior quantidade de calor disponível para fundir o arame, permitindo aumentar também a
V
alim
de forma a alcançar maiores taxas de deposição. Como consequência deste aumento
da taxa de deposição, ocorre um aumento do volume de material depositado por unidade de
comprimento, que resulta no aumento do reforço do cordão de solda.
Figura 5.15. Gráfico de Taguchi para o reforço.
Este aumento do reforço com o acréscimo da energia de soldagem, resultou no
aumento da área adicionada. Este comportamento se refletiu em benefícios com respeito à
mistura entre a liga depositada e o substrato (diluição). Recordando os resultados de
diluição e penetração, observou-se que a otimização da diluição com o uso do maior nível
de energia de soldagem foi de certa forma ocasionado pelo aumento significativo da
quantidade de material depositado, visto que a penetração também aumentou e,
consequentemente, a área fundida do metal de base também sofreu um aumento. Contudo,
no balanço entre o comportamento do reforço e da penetração, o resultado observado foi
uma minimização do η da diluição para a condição com mais alto nível de energia, ou seja,
redução da diluição. Já para a condição de mais baixa energia, a quantidade de material
depositado é menor, o reforço é pequeno e, embora a quantidade de calor produzida pelo
arco seja menor quando comparada aos demais níveis de energia, a proteção exercida pela
deposição do material não se mostrou efetiva para proteger o substrato da ação do arco,
resultando no aumento da diluição e da penetração, como mostrado anteriormente.
Quanto as ligas estudadas, verificou-se uma tendência de otimização desta variável
resposta com o uso da liga L1 (Inconel 625). O gás de proteção que mais adequou-se para
Capítulo V – Resultados e Discussão II – Método Taguchi
133
o aumento do reforço foi a mistura com Ar + He, visto que o hélio proporciona a mistura um
maior poder calorífico, necessitando de um maior fornecimento de arame e, como resultado,
uma maior taxa de deposição. Já o tecimento não apresentou uma forte influencia sobre os
resultados do reforço.
Tabela 5.10. Valores de η para o reforço.
Ensaio TE E L G T
η
T1* 1 1 1 1 1
10,07
T2 1 1 2 2 2 9,19
T3 1 1 3 3 3 10,23
T4 1 2 1 1 2 12,25
T5 1 2 2 2 3 10,16
T6 1 2 3 3 1 11,57
T7** 1 3 1 2 1
13,06
T8 1 3 2 3 2 14,26
T9 1 3 3 1 3 13,29
T10 2 1 1 3 3 14,00
T11** 2 1 2 1 1
11,82
T12** 2 1 3 2 2
10,44
T13 2 2 1 2 3 11,05
T14 2 2 2 3 1 12,04
T15 2 2 3 1 2 10,98
T16 2 3 1 3 2 12,19
T17 2 3 2 1 3 11,39
T18 2 3 3 2 1 12,60
*O valor de reforço para a condição T11 corresponde à media entre os demais valores.
**Condições que não soldaram ou apresentaram defeitos.
A Tabela 5.11 apresenta a análise de variância para os fatores de controle avaliados.
A técnica de energia TE e o tecimento, por apresentarem efeito pouco expressivo sobre o
comportamento do reforço tiveram seus graus de liberdade utilizados no pooling do erro.
Dentre os demais fatores de controle, verifica-se que somente a energia de soldagem teve
efeito estatisticamente significativo, correspondendo por mais de 73% do efeito dos
parâmetros analisados sobre o comportamento do reforço. Depois deste fator, o que mais
afetou o reforço foi o gás de proteção, que embora não tenha tido nível de significância
maior que 95%, ainda assim correspondeu a mais de 33% do efeito. Entretanto, conforme já
comentado, o tipo de gás atua de forma importante no comportamento do arco,
especialmente sobre o aumento do calor produzido, tendo efeito prático relevante, mesmo
quando estatisticamente insignificante. Com base nos resultados verificou-se que a
condição otimizada para o reforço foi composta pela sequência de níveis 2-3-1-3-1,
conforme destacado na Tabela 5.12.
Capítulo V – Resultados e Discussão II – Método Taguchi
134
Tabela 5.11. Análise de variância dos fatores de controle sobre o reforço.
Efeito
Análise de variância
Média = 11,70 ∴ σ = 1,41
*Efeito dos fatores utilizados para o pooling do erro
SS Gl MS F
α
Contribuição (%)
TE* 0,32 - - - - 2,11
E 11,33 2 5,66 3,90
0,05
73,78
L 1,47 2 0,73 0,51 0,61 9,60
G 5,10 2 2,55 1,76 0,22 33,20
T* 0,29 - - -
-
1,87
Erro residual 15,96 11 1,45
Tabela 5.12. Condição ótima – Reforço.
Fator
Razão S/N (η) esperada para a condição otimizada
Média = 11,70 ∴ σ = 1,41
*Efeito excluído do modelo para o pooling
Nível Effect size Erro
TE* 2 0,13 -
E 3 1,10 0,49
L 1 0,40 0,49
G 3 0,68 0,49
T* 1 0,16 -
η esperado
13,89
5.7.4 Defeitos
Para avaliar o comportamento dos defeitos utilizou-se a classificação menor-melhor,
no entanto, durante a condução da análise verificou-se uma inconsistência devido ao
preenchimento da matriz experimentos com resultados com ausência de defeitos (zero
defeitos), que resultaram em erro na determinação do valor de η. Em decorrência deste fato,
foi estabelecido ao invés do valor absoluto da quantidade de defeitos, um valor referente a
faixas, sendo o valor 2 atribuído às amostras que não apresentaram defeitos, 4 para as
amostras que apresentaram de 2 a 3 defeitos, 8 para amostras com 4 ou 5 defeitos, 10 para
amostra com quantidade de defeitos maior que 5. Tal medida possibilitou a análise dos
resultados.
A Tabela 5.13 apresenta os valores de η para as diversas condições de soldagem
estudadas. O gráfico de Taguchi para os defeitos (Figura 5.16) mostra que em termos de
defeitos, a técnica da energia não afeta o comportamento dos defeitos.
Quanto ao nível de energia de soldagem empregado, verificou-se que o nível
intermediário de aporte térmico otimizou significativamente o comportamento da formação
de defeitos. Este resultado é deveras importante, pois demonstra que o uso da energia no
Capítulo V – Resultados e Discussão II – Método Taguchi
135
nível intermediário aplica-se tanto à otimização da diluição quanto ao combate sobre a
formação de defeitos entre os passes que compõem o revestimento.
Tabela 5.13. Valores de η para os defeitos.
Ensaio TE E L G T
η
1* 1 1 1 1 1
-20,00
2 1 1 2 2 2 -6,02
3 1 1 3 3 3 -12,04
4 1 2 1 1 2 -20,00
5 1 2 2 2 3 -6,02
6 1 2 3 3 1 -6,02
7** 1 3 1 2 1
-20,00
8 1 3 2 3 2 -12,04
9 1 3 3 1 3 -18,06
10 2 1 1 3 3 -20,00
11** 2 1 2 1 1
-20,00
12** 2 1 3 2 2
-20,00
13 2 2 1 2 3 -6,02
14 2 2 2 3 1 -6,02
15 2 2 3 1 2 -12,04
16 2 3 1 3 2 -6,02
17 2 3 2 1 3 -6,02
18 2 3 3 2 1 -18,06
*O valor de defeitos para a condição T11 corresponde à media entre os demais
valores. **Condições que não soldaram ou apresentaram defeitos.
Figura 5.16. Gráfico de Taguchi para os defeitos.
Dentre as ligas avaliadas, a L2 (Hasteloy C276) foi a que apresentou melhor resposta
à formação de defeitos. Este comportamento tem sua explicação atribuída aos mesmos
Capítulo V – Resultados e Discussão II – Método Taguchi
136
fatos destacados na análise da diluição e da penetração. Conforme já destacado, embora
todas as ligas sejam à base de níquel, é possível que a composição química diferenciada
possa atuar na modificação de algumas das características físicas das ligas no estado
líquido como viscosidade, fluidez, tensão superficial, dentre outras. Assim, com uma menor
viscosidade e maior fluidez, o metal líquido da liga L2 tem maior capacidade para preencher
as regiões entre passes.
O gás de proteção que mais agregou benefícios ao processo quanto à presença de
defeitos no revestimento foi a mistura Ar + He, visto que o maior calor do arco proporciona
não só uma maior quantidade de material fundido, mas também um metal líquido mais
quente que apresenta menor viscosidade e maior fluidez. No entanto, é importante destacar
o comportamento da mistura Ar + NO, a qual otimizou significativamente o η, em relação ao
Ar puro. Tal efeito pode ser atribuído a uma possível atuação do gás ativo presente nesta
mistura (NO) sobre a diminuição da tensão superficial do metal líquido, a qual resulta em um
aumento da fluidez e da molhabilidade do cordão, implicando assim no preenchimento da
região entre passes pelo metal líquido.
Quanto ao tipo de tecimento, verificou-se uma grande contribuição do tecimento tipo
duplo 8 em relação aos demais. Neste tipo de tecimento o arco descreve uma trajetória em
forma de hélice que faz com que o arco avance pouco para frente, fazendo com que haja
uma menor perda de calor, se comparado aos tecimentos triangular e espiral, cujo
deslocamento à frente é maior, evitando perdas excessivas de calor e melhorando o
escoamento do metal líquido na borda do cordão anterior.
Tabela 5.14. Análise de variância dos fatores de controle sobre os defeitos.
Efeito
Análise de variância
Média = -13,02 ∴ σ = 6,36
*Efeito dos fatores utilizados para o pooling do erro
SQ Gl QM F
α
Contribuição (%)
TE* 2,01 - - - - 0,6
E 147,64 2 73,82 2,54 0,12 33,1
L 123,89 2 61,95 2,13 0,16 22,6
G 97,22 2 48,61 1,67 0,23 28,1
T* 41,11 - - -
-
15,6
Erro residual
320,21
11
29,11
Em termos de contribuição, verificou-se uma boa distribuição do percentual de efeito
dos fatores de controle principalmente para a energia E, liga L e gás de proteção G, os quais
corresponderam a 33,1, 22,6 e 28,1%, respectivamente, conforme mostrado na Tabela 5.14.
Já os fatores técnica de energia e tecimento apresentaram menor efeito e tiveram seus
Capítulo V – Resultados e Discussão II – Método Taguchi
137
graus de liberdade aplicados na realização do pooling do erro. O valor do η ótimo foi
constituído pelos níveis 2-2-2-3-3, conforme apresentado na Tabela 5.15.
Tabela 5.15. Condição ótima – Defeitos.
Fator
Razão S/N (η) esperada para a condição otimizada
Média = -13,02 ∴ σ = 6,36
*Efeito excluído do modelo para o pooling
Nível do fator
Variação
causada
Erro padrão
TE* 2
0,33
-
E 2
3,66
2,20
L 2
3,66
2,20
G 3
2,66
2,20
T* 3
1,66
-
η
ot
esperado
-3,02
5.8 Teste de confirmação do Taguchi
Para avaliar se a suposição do modelo aditivo está correta, deve ser realizado um
teste de confirmação, o qual compara o valor da variável resposta prevista para a condição
ótima com a medida obtida experimentalmente, resultante do teste de confirmação. Caso o
valor medido esteja próximo do valor previsto para a condição, o projeto de experimentos
pode ser empregado com segurança para avaliar a variável resposta em questão.
Para avaliar o modelo aditivo empregado no presente trabalho, foi realizado o teste de
confirmação para a diluição. Conforme apresentado anteriormente, a condição ótima
(condição A) para a diluição é 1-3-1-2-1 (Tabela 5.6). Tal sequência corresponde a condição
7 da planilha de experimentos do método Taguchi, que não soldou adequadamente,
apresentando defeitos entre os passes. No entanto, a redução do avanço ou comprimento
de onda do tecimento de 1,2 para 1,0 mm, e um leve esmerilhamento da superfície, ao invés
de escovamento, seguido de limpeza com acetona, foram as medidas encontradas
experimentalmente para possibilitar a deposição adequada da camada. Com isso, foi
possível realizar o teste de confirmação para a condição ótima de diluição (Condição A)
segundo o método Taguchi.
Também foi selecionada uma segunda opção (Condição B), na qual o tecimento em
espiral foi substituído pelo tecimento duplo 8, cuja resposta em termos de diluição é
semelhante ao tecimento triangular, contudo, em se tratando de formação de defeitos é o
que dá a melhor resposta. Baseada nas condições raízes A e B, cuja liga indicada é a liga 1
(Inconel 625), foram realizadas mais quatro testes adicionais considerando as demais ligas
estudadas: liga 2 (Hastelloy C276) e liga 3 (Inconel 686). Desta forma, as condições A e B
Capítulo V – Resultados e Discussão II – Método Taguchi
138
foram convertidas nos grupos de confirmação A e B. A Figura 5.17 apresenta a seção
transversal das amostras de confirmação avaliadas e a Tabela 5.16 apresenta os valores de
η para cada condição, a diluição prevista e a diluição medida.
Para avaliar se o modelo aditivo para a diluição é válida, e se este pode ser aplicado
com sucesso para a análise em questão, foi então determinado o intervalo de confiança IC,
o qual corresponde a uma faixa admissível na qual o resultado medido da variável resposta
deve estar contido. O equacionamento utilizado para determinação do intervalo de confiança
pode ser facilmente encontrado na literatura, e não será apresentado no presente trabalho
(PHADKE, 1989; MIRANDA, 1999).
Tabela 5.16. Ensaio de confirmação para a diluição.
Ensaios de
confirmação
TE E L G T
η diluição
Diluição (%)
prevista
Diluição (%)
medida
A1*
1 3
1
2 1 -12,6 4,3 4,1
A2
1 3
2
2 1 -15,1 5,7 5,5
A3
1 3
3
2 1 -13,5 4,8 4,6
B1*
2 2
1
2 3 -18,0 7,9 6,8
B2
2 2
2
2 3 -20,5 10,6 9,7
B3
2 2
3
2 3 -18,9 8,8 8,6
*Condição ótima para a diluição indicada pelo método Taguchi.
O intervalo de confiança determinado foi de ± 5,5 para a Condição A e de ± 7,0 para a
Condição B, e a faixa do η
ot
dentro da qual o valor medido do teste de confirmação deve
estar contido para comprovar que o método aditivo pode ser aplicado encontra-se
apresentada na Tabela 5.17.
Como pode ser observado na Tabela 5.17, a faixa de η
ot
e da diluição calculada a
partir da determinação do IC é extremamente ampla. Isto se deve ao fato de que os
experimentos foram realizados sem repetição, resultando em maiores erros. No entanto, é
válido destacar que embora se tenha um intervalo amplo para validar o modelo aditivo, os
resultados obtidos dos ensaios de confirmação foram muito próximos dos valores previstos,
indicando claramente que o modelo é extremamente confiável e pode ser aplicado com
sucesso para avaliar o comportamento dos fatores de controle sobre a diluição.
Capítulo V – Resultados e Discussão II – Método Taguchi
139
Figura 5.17. Seção transversal dos ensaios de confirmação do método Taguchi. (a) Ensaio
A1 (Inconel 625). (b) Ensaio A2 (Hastelloy C276). (c) Ensaio A3 (Inconel 686). (d) Ensaio B1
(Inconel 625). (e) Ensaio B2 (Hastelloy C276). (f) Ensaio B3 (Inconel 686).
(d)
(e)
(f)
(c)
(b)
(a)
Capítulo V – Resultados e Discussão II – Método Taguchi
140
Tabela 5.17. Faixa admissível para o η
ot
e a diluição.
Ensaio
η
min
η
ot
η
max
Diluição
Mínima
D
min
(%)
Prevista
D
p
rev
(%)
Máxima
D
max
(%)
Medido
D
medido
(%)
A1 -18,1 -12,6 -7,1 2,3 4,3 8,0 4,1
A2 -20,6 -15,1 -9,6 3,0 5,7 10,7 5,5
A3 -19,0 -13,5 -8,0 2,5 4,8 9,0 4,6
B1 -27,5 -20,5 -13,5 4,7 10,6 23,7 9,7
B2 -25,0 -18,0 -11,0 3,5 7,9 17,8 6,8
B3 -25,9 -18,9 -11,9 3,9 8,8 19,7 8,6
É importante destacar que a condição ótima para a diluição apontada pelo método
Taguchi foi capaz de produzir revestimentos com diluição inferior a 5,0%, como observado
para as condições A1 e A3 (soldadas com as ligas Inconel 625 e Inconel 686), ou muito
próximo deste valor, como no caso da condição A2 (soldada com a liga Hastelloy C276).
Não foram observados defeitos, exceto a amostra A1, a qual apresentou trincas de
solidificação devido à formação de fase Laves nos contornos de grão de solidificação
próximo à interface revestimento/substrato. Além disso, todos os revestimentos dos testes
de confirmação apresentaram altura do reforço superior a 4,0 mm.
Uma vez que os resultados experimentais, tanto do teste de confirmação como no
caso das condições T9 e T18, proporcionaram revestimentos dentro dos critérios de
aceitação estabelecidos no presente trabalho, de diluição inferior a 5,0% e reforço superior a
3,0 mm, pode-se concluir que uma parte do objetivo geral da presente tese foi alcançada
com sucesso.
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
141
CAPÍTULO VI
Resultados e Discussão III
6 Caracterização microestrutural dos revestimentos
Após uma avaliação criteriosa do comportamento operacional e das características
geométricas na soldagem de revestimento pelo processo TIG com alimentação de arame
frio, procedeu-se a avaliação das características metalúrgicas dos materiais envolvidos,
dando ênfase aos aspectos microestruturais das interfaces revestimento/substrato e
formação de fases secundárias nos revestimentos à base de níquel. A seguir serão
apresentados os principais resultados obtidos através das diversas técnicas de análise
microestrutural aplicada neste trabalho.
6.1. Caracterização microestrutural das interfaces revestimento/substrato
Iniciou-se as análises avaliando a interface revestimento/substrato que constitui uma
região de grande interesse, por se tratar de um local onde existe uma significativa mudança
microestrutural, um considerável gradiente químico, e a presença de regiões críticas em
termos de propriedades mecânicas, estando muitas vezes associadas à problemas como
fragilização por hidrogênio, perda de tenacidade, descolamento, corrosão sob-tensão e
corrosão (SAVAGE et al., 1976; ROWE et al., 1999; BAESLACK III et al., 1979; WANG et
al., 1993). Além disso, é a partir desta região que se inicia o processo de solidificação do
metal líquido. Esta região de transição é resultante da incompleta mistura entre materiais
com diferença significativa de composição química (DOODY, 1992; OMAR, 1998; ORNATH
et al., 1981; BAESLACK III et al., 1979).
Avaliando detalhadamente a região da interface entre o revestimento e o substrato foi
possível observar nitidamente os limites entre os dois materiais (Liga de níquel e aço C-Mn).
Contudo, no interior do metal de solda é notória a presença de uma zona de transição,
constituída por uma faixa clara, cuja extensão varia de algumas dezenas de mícrons. Esta
zona de transição é composta por duas regiões distintas: uma lisa, na qual não são
observadas as presenças tanto de contornos de grão como de interfaces entre células ou
dendritas (zona Φ), e cuja morfologia sugere ter solidificado de forma planar (Figura 6.1); e
posteriormente existe uma segunda zona, desta vez com características de crescimento
celular (zona Ω), conforme observado na Figura 6.1. Por fim, tem-se o volume do metal de
solda cuja morfologia varia entre celular dendrítico e colunar dendrítico.
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
142
Figura 6.1. Interface revestimento/substrato indicando a formação de uma zona de transição
(ZPM). Metal de adição Hastelloy C276.
SAVAGE & SZEKERES (1967) observaram a formação de uma zona de transição na
soldagem dissimilar entre um aço HY-80 e um eletrodo de aço tipo E11018G, a qual
denominou de “zona não misturada” (un-mixed zone). Desde então diversos trabalhos têm
buscado compreender a formação desta camada na interface de soldas dissimilares (YANG
& KOU, 2007; KOU & YANG, 2007; CUI et al., 2006; DEHMOLAEI et al., 2008). Em alguns
casos, existe ainda a presença de uma zona com elevada dureza devido à formação de
martensita, causada por uma mistura parcial entre o metal de base fundido e o metal de
adição líquido.
Conforme destacado no Capítulo III – Revisão Bibliográfica, diversos termos são
encontrados na literatura para denominar a interface entre soldas dissimilares entre aços
carbono, C-Mn e baixa liga, e aços inoxidáveis e ligas de Ni, sendo algumas destas
nomenclaturas destinadas somente a classificar zonas frágeis formadas na interface. Neste
contexto, o termo “zona parcialmente misturada” (ZPM) tem sido adotado por alguns autores
como DUPONT & KUSKO (2007) e BEAUGRAND et al. (2009). No presente trabalho, adota-
se o termo “zona parcialmente misturada” (ZPM) para denominar a camada observada ao
longo do contorno de fusão cuja composição química varia gradualmente deste a
composição química do metal de base até alcançar a composição global do metal de solda.
Quando nestas regiões forem observadas zonas endurecidas através da formação de
martensita ou devido a uma possível migração de carbono para o interior da zona fundida,
os termos ZPM-M e ZPM-C serão utilizados, respectivamente.
Zona
Φ
Zona Ω
Metal
de
solda
ZAC
Zona
Π
ZPM
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
143
No âmbito das interfaces na soldagem dissimilar, diversas zonas com características
distintas têm sido observadas. No entanto, muitos trabalhos têm restringido suas atenções
para zonas nas quais são observadas a formação de martensita com consequente aumento
de dureza. BEAUGRAND et al. (2009) têm estudado a soldagem dissimilar entre um aço
baixa liga forjado e a liga de Níquel 625 para aplicações submarinas e tem dado atenção
especial à caracterização da microestrutura e aos mecanismos de falha que podem ocorrer
na ZPM.
BEAUGRAND et al. (2009) propuseram uma classificação para as diversas zonas
existentes na interface dissimilar, as quais são definidas abaixo.
Zona ∆ – Corresponde a uma estreita faixa descarbonetada localizada no metal de
base adjacente ao contorno de fusão.
Zona M – Constitui uma região rica em Fe no interior da zona fundida, a qual se inicia,
em geral, no contorno da linha de fusão penetrando alguns microns para o interior do metal
de solda cuja microestrutura é formada por ripas de martensita.
Zona Φ – Uma região no interior da zona fundida imediatamente após o contorno de
fusão exibindo uma microestrutura aparentemente monofásica e homogênea sob uma
escala microscópica.
Zona Π – Região observada após a zona Φ, contendo inúmeras partículas
precipitadas, exibindo uma distribuição interdendrítica, consistente com a esperada
segregação de Mo e Nb durante a solidificação desta zona altamente diluída.
Considerando a classificação de BEAUGRAND et al. (2009), as zonas M, Φ e Π
constituem a zona parcialmente misturada com presença de martensita (ZPM-M), a qual
será analisada e discutida posteriormente. Para a ZPM, a qual não apresenta a formação da
zona M, somente as zonas Φ e Π deveriam ser observadas. No entanto, diferentemente do
encontrado por BEAUGRAND et al. (2009), uma zona livre de precipitados adjacente à zona
Φ exibindo uma morfologia semelhante ao modo de solidificação celular foi observada no
presente trabalho, a qual será denominada de zona Ω. Desta forma, as zonas Φ, Ω e Π
constituem a ZPM, cuja abordagem mais detalhada será tratada a seguir.
Através de análise química por EDS foi possível mapear a composição química da
ZPM. Como pode ser observado na Figura 6.2, a região clara apresenta uma transição em
termos de composição química entre o aço e a liga Inconel 625. Avaliando inicialmente o
canto inferior direito tem-se o aço cuja composição é praticamente constituída por ferro.
Seguindo em direção ao canto superior esquerdo, em diagonal, tem se um contínuo
empobrecimento de Fe juntamente com um enriquecimento de Ni, Cr e Mo.
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
144
Figura 6.2. Mapeamento químico por EDS da região da interface para a amostra T4. Metal
de adição Inconel 625.
Esta transição pode ser melhor observada através da análise do perfil de composição
química, como mostra a Figura 6.3. Seguindo a avaliação da direita para a esquerda, tem-se
inicialmente uma composição constituída quase 100% de Fe, correspondendo ao metal de
(a)
(b)
(c)
(d) (e)
Zona
Ω
Zona
Φ
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
145
base de aço C-Mn. Em seguida, observa-se a “zona de transição”, cujo teor de ferro cai
rapidamente ao longo da sua extensão, estabilizando em aproximadamente 10% após
deixar a ZPM. O níquel cresce rapidamente alcançando ao final da transição um teor de
aproximadamente 56%, estabilizando neste valor. Os demais elementos como Cr, Mo e Nb
crescem em uma menor taxa e também estabilizam após saírem da ZPM.
Figura 6.3. Perfil de composição química ao longo da interface para a amostra T4.
A incompleta mistura entre o volume líquido do metal de solda e o metal de base
fundido no contorno da poça de fusão e o gradiente de composição química observado na
ZPM pode ser atribuído ao mecanismo de escoamento do metal líquido no interior da poça
de fusão. Segundo os conceitos da mecânica dos fluidos, um líquido escoando sobre uma
superfície sólida apresenta uma zona cuja velocidade varia desde a velocidade de
escoamento até zero na adjacência com o sólido, a qual é denominada de camada limite
(FOX et al., 2004). Desta forma, mesmo no caso da soldagem, no qual a ação de diversas
forças motrizes causa uma intensa agitação do metal líquido na poça de fusão, ainda assim,
na linha de fusão onde a agitação é enfraquecida, o líquido pode encontrar-se estagnado ou
sob escoamento laminar, impedindo assim, sua completa mistura (SAVAGE et al., 1976).
Inconel 625
Aço CMn
Zona parcialmente misturada”
Zona
Ω
Zona Φ
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
146
Como não ocorre a mistura completa entre os dois materiais, um gradiente de
composição química é observado. As possíveis razões para a existência deste gradiente de
composição têm sido atribuídas principalmente ao processo difusional entre os dois líquidos
– metal de solda e metal de base na fase líquida, embora a mistura mecânica parcial entre
os dois líquidos e a segregação de soluto durante a solidificação também sejam apontadas
como possíveis fatores (KOU & YANG, 2007).
Como visto, dentro da ZPM existe uma significativa mudança de composição química,
que pode causar mudanças nas propriedades do metal líquido durante a solidificação. Em
termos de temperatura de solidificação, esta pode variar dependendo da composição do
líquido. De fato, considerando a temperatura liquidus do metal de base T
LB
como sendo
1.530ºC e a temperatura liquidus dos metais de adição T
LA
variando entre 1.350ºC e 1370ºC,
tem-se então que T
LA
< T
LB
.
Conforme apresentado anteriormente, na região fundida imediatamente à frente do
contorno de fusão (zona Φ) o metal líquido apresenta uma composição química semelhante
à do metal base. Como T
LA
< T
LB
, o metal contido no volume da poça de fusão permanece
no estado líquido mesmo que a temperatura da poça esteja abaixo da temperatura T
LB
.
Contudo, o metal líquido rico em Fe contido no contorno da poça fundida, cuja temperatura
liquidus é praticamente T
LB
, ao cruzar sua temperatura liquidus própria, dá início ao
processo de solidificação, originando assim a zona parcialmente misturada rica em Fe,
como pode ser observado na Figura 6.4.
Figura 6.4. Mecanismo de formação da ZPM. (Baseado em KOU & YANG, 2007)
Quanto ao modo de solidificação da ZPM, a imagem de MEV (Figura 6.2a) mostra que
na interface existe inicialmente uma zona clara e que, aparentemente, não apresenta
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
147
nenhum indício de contorno de grão ou sub-grão, nem evidências de interface celular ou
dendrítica – Zona Φ – (região abaixo da linha pontilhada). Logo após esta região, ainda
sobre a faixa clara, é possível observar uma zona onde existe a presença de uma estrutura
com morfologia semelhante ao modo de solidificação celular (Zona Ω), a qual é evidenciada
por um leve contraste entre o centro das células e as interfaces.
Avaliando a Figura 6.2e, cujo mapa representa a distribuição de Fe sobre a imagem, é
possível observar inicialmente que sobre a faixa clara na interface revestimento/substrato
(Zona Φ) não há qualquer mudança aparente de composição química, resultante de
processos de segregação. Posteriormente, observa-se uma região com um leve contraste
devido à diferença na composição que revela uma estrutura com morfologia de solidificação
do tipo celular (Zona Ω). Para os demais elementos (Ni, Cr e Mo) tais observações não são
verificadas para a mesma região. No entanto, após esta zona de transição de composição
química é evidenciada na Figura 6.2d uma intensa segregação de Mo para a região
interdendrítica.
O perfil de composição química realizada ao longo da faixa clara (Figura 6.5a) é
apresentado na Figura 6.5c. Verifica-se um alto teor de Fe, um percentual elevado de Ni e
alguma pequena quantidade de Cr, Mo e Nb. Embora haja uma variação nos percentuais de
Fe e Ni, os perfis dos demais elementos permanecem bem estáveis, indicando não ter
havido segregação destes elementos. Já para a varredura ao longo da região após a ZPM
(Figura 6.5b), tem-se uma intensa segregação de Mo e Nb para a região intercelular ou
interdendrítica enquanto que o Ni nestas regiões sofre um empobrecimento, assim como o
Fe. As linhas pontilhadas na Figura 6.5d correspondem às regiões interdendríticas nas quais
foram observadas mudanças de composição química, confirmando haver um processo de
segregação.
Outra grande diferença entre estas duas regiões em termos de composição química se
deve à mudança entre solvente e soluto que ocorre ao longo da ZPM. Na zona Φ, tem-se
como solvente o Fe enquanto os principais solutos são o Ni e o Cr. Na zona Ω, devido ao
gradiente químico existente na transição, esta apresenta inicialmente teores de Ni e Fe
bastante similares, passando logo em seguida o Ni a se estabelecer como o solvente,
enquanto o Fe torna-se soluto juntamente com o Cr, Mo e Nb, os quais já se encontram em
teores próximos aos do volume do metal de solda.
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
148
Figura 6.5. Indicação do perfil de composição química. (a) Imagem MEV – ZPM; (b) Imagem
MEV – volume do metal de solda; (c) Perfil de composição na ZPM; (d) Perfil de composição
no metal de solda.
Análises de EBSD foram realizadas sobre a região da interface revestimento/substrato
para buscar avaliar alguma possível mudança de orientação cristalográfica ao longo da ZPM
até o volume do metal de solda. Como pode ser observado na Figura 6.6, não houve
mudança de orientação cristalográfica entre as zonas Φ, Ω e o volume do metal de solda.
De fato, para metais e ligas que apresentam estrutura cristalina cúbica de face centrada
(CFC), um dado conjunto de células ou dendritas presentes dentro de um grão apresentam
a mesma orientação cristalográfica, mesmo após mudarem de modo de solidificação, pois
crescem segundo a direção preferencial <100> (SAVAGE & ARONSON, 1966; DAVID et al.,
2003).
(a)
(b)
(c)
(d)
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
149
Figura 6.6. Análise de EBSD da região da interface revestimento/substrato. (a) Imagem do
padrão de qualidade (EBSD); (b) Imagem da orientação cristalográfica da matriz γ.
Conforme observado, na zona Φ o metal líquido apresenta um alto teor de Fe com
substancial adição de Ni, cuja solubilidade é completa, e uma pequena quantidade de
elementos como Nb e Mo, a qual favorece a solidificação de uma estrutura austenítica CFC.
Com o prosseguimento do processo de solidificação ocorre a transição para a liga de Ni cuja
estrutura cristalizada também é do tipo CFC. Desta forma, embora haja uma grande
diferença na composição química entre as zonas, em todos os casos a estrutura
cristalográfica é a mesma. Uma vez que a orientação cristalográfica da interface constituída
pelas zonas Φ e Ω se mantém ao longo do volume do metal de solda, conclui-se que as
mudanças de microestrutura observadas que permitem identificar cada uma das regiões são
decorrentes de alterações associadas ao processo de microsegregação de elementos de
liga durante a solidificação, que por sua vez influencia no comportamento do ataque
químico.
Tais resultados corroboram com a afirmativa de que a zona Φ seja uma região na qual
o processo de solidificação iniciou com crescimento planar. Acredita-se que durante o
processo de solidificação a interface sólido/líquido seja estável o suficiente para permitir o
crescimento planar, mesmo durante um curto período de tempo, seguida por uma mudança
no modo de solidificação de planar para celular (zona Ω) devido ao super-resfriamento
constitucional. Alguns trabalhos destacam que o modo de crescimento planar necessita de
condições muito estáveis para ocorrer, como na solidificação de metais puros (SAVAGE &
ARONSON, 1966). No entanto, como o Fe e o Ni possuem alta solubilidade e coeficiente de
partição (k) maior que 1, estes não apresentam tendência a segregar para o líquido (KOU,
2003). Além disso, os teores de elementos como Mo e Nb na interface são muito baixos,
assim, a quantidade de soluto rejeitado à frente da interface sólido/líquido pode não ser
suficiente para desestabilizar a interface e permitir o super-resfriamento constitucional.
(b)
(a)
[100]
[110]
[100]
[001]
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
150
Com o avanço do processo de solidificação e a mistura parcial entre a composição do
metal de adição e o metal de base no interior do líquido, tem-se então um maior teor de
elementos como Mo e Nb (considerando tanto a liga 625 como a 686 e C276), os quais
segregam fortemente para o líquido, tornando a interface sólido/líquido instável, e alterando
o modo de solidificação de planar para celular (zona Ω). Ao alcançar a composição do metal
de solda cujo solvente é o níquel o modo de solidificação passa de celular para celular
dendrítico.
De fato, a condição crítica para ocorrer o super-resfriamento constitucional não deve
ser alcançada instantaneamente com o início da solidificação, pois a formação da camada
limite rica em soluto demanda um determinado tempo para que a segregação ocorra.
Segundo SAVAGE et al. (1976) o super-resfriamento constitucional somente ocorre quando
a rejeição de soluto para o líquido próximo à interface sólido/líquido é efetiva para permitir
uma queda de temperatura abaixo da temperatura de fusão em um dado ponto. Destacam
ainda que durante a formação transiente inicial o crescimento planar deve prevalecer.
Assim, no presente trabalho o processo de solidificação da poça de fusão tem início através
de um crescimento planar (zona Φ), mudando em seguida para um crescimento celular
ainda na zona de transição (ZPM), a qual corresponde a zona Ω. Posteriormente, já no
volume do metal de solda, ocorre o crescimento celular propriamente dito, e em seguida
uma zona de transição celular-dendrítica. Por fim, com o avanço da solidificação e uma
maior quantidade de soluto segregado, tem-se uma nova mudança no modo de
solidificação, o qual passa de celular-dendrítico para colunar dendrítico (Figura 6.7). Embora
a análise tenha sido baseada nos resultados apresentados para a amostra T4, soldada com
a liga Inconal 625, resultados semelhantes foram observados para as demais ligas (Inconel
686 e Hastelloy C276).
A espessura média da ZPM foi determinada através de medições ao longo de toda a
extensão da interface revestimento/substrato para cada condição de soldagem. Os
resultados mostraram, em todas as condições estudadas, um aumento da extensão da ZPM
na região entre passes, quando comparada ao fundo da poça (centro do cordão de solda).
Com base nos resultados quantitativos, foi realizada uma análise através do método
Taguchi para verificar alguma provável tendência de influência dos fatores de controle sobre
a extensão da ZPM, com função objetiva do tipo menor melhor.
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
151
Figura 6.7. Microestrutura do metal de solda depositado com a liga C276. Amostra T2.
Os resultados apresentados na Figura 6.8 mostraram uma tendência de redução da
extensão da ZPM com o uso da técnica da energia TE V. Além disso, foi verificado que o
aumento da energia de soldagem também tende a atuar de forma positiva para a redução
da extensão da ZPM. Este comportamento pode ser atribuído ao fato do aumento da
energia proporcionar tanto um aumento do volume de metal líquido na poça de fusão quanto
uma maior permanência do metal no estado líquido, o qual possibilita uma maior difusão
entre os metais líquidos do volume do metal de solda e do metal de base fundido na
Plana
r
Celular zona
Ω
Celula
r
Celula
r
-dendrítico
Colunar dendrítico
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
152
interface. Com respeito ao aumento da poça, grandes volumes de metal líquido tornam mais
difícil o movimento convectivo, reduzindo a agitação da poça, considerando constante as
forças motrizes para o promover a movimentação. Outro aspecto é que o aumento da
energia através da técnica de energia TE V, a qual é conseguida pela redução da
velocidade que conduz a um maior tempo de permanência do arco sobre um determinado
ponto. Isso faz com que o metal permaneça mais tempo na fase líquida e com isso, haja
uma maior possibilidade de difusão, minimizando a formação da ZPM.
Figura 6.8. Gráfico de Taguchi para a extensão da ZPM. Onde: TE – Técnica da energia; E
– Energia de soldagem; L – Liga; G – Gás de proteção; T – Tecimento.
A Figura 6.9 apresenta três interfaces para os três níveis de energia empregados, para
um mesmo tipo de tecimento (duplo 8). É possível observar nestas figuras a presença das
diversas ZPM’s. Observou-se claramente a redução da extensão da ZPM com o aumento da
energia de soldagem. Contudo, outra importante informação foi obtida através da
observação da interface, como mostra a Figura 6.9. Observou-se que a redução da ZPM é
devido a contínua redução da zona de crescimento celular (zona Ω). No entanto, não foi
observada alterações significativas para a extensão da zona Φ, cujo o crescimento é planar
e a composição química é praticamente a composição do metal de base (extremamente rica
em Fe).
Como já comentado, a temperatura liquidus do metal de base é superior ao do volume
do metal de solda, e esta característica faz com que o metal de base líquido adjacente ao
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
153
contorno da poça de fusão seja o primeiro líquido a solidificar. Assim, acreditava-se que com
o aumento da energia de soldagem fosse possível retardar este processo e permitir a
difusão entre os líquidos nesta região (zona Φ). Contudo, o que foi observado na prática foi
que, de uma forma geral, a redução da extensão da ZPM se deu pela redução ou quase
eliminação da zona Ω, sem grandes efeitos sobre a extensão da zona Φ.
Figura 6.9. Interface revestimento/substrato. (a) T10 (E = 17,5 kJ/cm); (b) T13 (E = 20
kJ/cm); (c) T17 (E = 25 kJ/cm).
Acredita-se que, para a soldagem com baixa energia, a zona de crescimento planar
solidifique rapidamente e logo após a sua formação, uma pequena difusão entre o líquido
rico em Fe à frente da zona Φ e o líquido do volume da poça cause a desestabilização da
interface sólido/líquido de planar para celular. Contudo, acredita-se que a quantidade de
calor proporcionada pelo menor nível de energia de soldagem não permitiu uma suficiente
difusão entre os líquidos para garantir a completa homogeneização. Assim, esta região
apresenta-se ainda rica em Fe, com uma temperatura liquidus superior ao do volume rico
em Ni, fazendo com que esta solidifique antecipadamente em comparação ao restante da
poça. Considerando o aumento de energia, uma redução na velocidade de solidificação
permite uma maior difusão entre os líquidos próximos à interface antes da solidificação.
Outro aspecto a ser destacado é que com o aumento da energia de soldagem há uma
maior variação das propriedades físicas do metal líquido como densidade, tensão
superficial, fluidez, as quais são associadas ao escoamento do metal líquido na poça de
fusão, o que contribui para misturar os líquidos na região de estagnação da camada limite.
Contudo, conforme observado, a zona de crescimento planar (zona Φ) não sofreu alterações
significativas em termos de extensão. Talvez este comportamento seja devido ao fato desta
região praticamente não sofrer interferência do escoamento do metal líquido na poça de
fusão, e qualquer difusão de elementos como o Ni, Cr e Mo não seja suficiente para reduzir
a temperatura liquidus desta região (zona Φ), devido ao curto tempo. Assim, esta região
solidifica praticamente da mesma forma, independente da energia utilizada.
Zona
Φ
Zona Φ
Zona
Φ
Zona
Ω
Zona
Ω
Zona
Ω
(a)
(b) (c)
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
154
Dentre os demais fatores de controle analisados, o tipo de gás demonstrou ter efeito
sobre a extensão da ZPM, assim como o tipo de tecimento. O efeito do tipo de gás pode ser
compreendido sob dois aspectos, aumento da energia de soldagem e alteração da tensão
superficial e viscosidade do metal líquido. Assim, acredita-se que a adição de NO ao argônio
puro cause uma alteração nas propriedades físicas do metal líquido responsáveis por seu
escoamento na poça, causando desta forma uma maior mistura entre os líquidos na
interface. Este resultado está de acordo com os resultados observados na análise das
características geométricas e diluição dos revestimentos, os quais foram melhorados pela
adição de NO ao gás de proteção, tendo sido este comportamento atribuído a uma possível
alteração da tensão superficial do metal líquido, resultando numa maior molhabilidade.
Quanto ao efeito da adição do He ao Ar puro, atribui-se o efeito sobre a extensão da ZPM
ao aumento da tensão do arco e, consequentemente, da energia de soldagem que afeta
tanto o escoamento do metal líquido como a velocidade de solidificação.
O tecimento também apresentou efeito sobre o comportamento da ZPM, sendo este
um grande responsável pela agitação do metal líquido no contorno da poça de fusão.
Acredita-se que o grau da agitação da poça de fusão aumente na seguinte sequência:
triangular → duplo 8 → espiral. Assim, os tipos de tecimento que ocasionam um alto grau de
agitação do metal líquido no contorno da poça de fusão (tecimento espiral e duplo 8)
favorecem uma intensa mistura entre os líquidos próxima a interface, minimizando a
formação da ZPM, quando comparado ao tecimento triangular.
Quanto às propriedades mecânicas, nenhuma alteração aparente foi observada.
Ensaios de microdureza realizados sobre a zona Φ são apresentados na Figura 6.10. Como
pode ser observado, as diferenças de dureza entre as ZPMs e as regiões adjacentes (metal
base e metal de solda) são pequenas, indicando não haver qualquer indício de formação de
martensita ou zona fragilizante.
Figura 6.10. Ensaio de microdureza na ZPM da amostra T4. Aumento 500X.
(a)
(b)
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
155
Após a caracterização da ZPM na qual não houve alteração no comportamento da
dureza, concentraram-se as atenções para as zonas nas quais ocorreram alterações
significativas de microestrutura e que resultaram no surgimento de regiões endurecidas. A
primeira destas é a ZPM-M, a qual consiste numa fina e descontínua região localizada na
interface do revestimento/substrato com formação de martensita. A Figura 6.11 apresenta as
três morfologias típicas adotadas pela literatura: praia, península ou baía, e ilha
(BEAUGRAND et al., 2009; DODDY, 1992). Em todos os casos é possível observar
claramente a estrutura martensítica.
Figura 6.11. Zonas parcialmente misturadas com formação de martensita. (a) e (b)
Morfologia praia – Amostra T4; (c) e (d) Morfologia peninsular – Amostra T5; (e) Morfologia
ilha – Amostra T15.
(e)
(c)
(d)
(a)
(b)
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
156
Estas ZPM-Ms foram observadas na maioria das amostras avaliadas, a exceção das
amostras T8 e T9, que foram soldadas com alto aporte térmico produzido com a
combinação de corrente intermediária e baixa velocidade. Alguns trabalhos encontrados na
literatura reportam uma possível redução ou eliminação destas zonas com a substituição de
consumíveis de aço inoxidável por ligas de níquel (ORNATH et al., 1981). Contudo, tal
redução somente é alcançada para condições específicas de soldagem, como será
detalhado posteriormente.
Ensaios de microdureza foram realizados sobre as ZPM-M, conforme mostrado na
Figura 6.12a e b. Como pode ser observado, nota-se claramente a impressão de
microdureza bem menor sobre a ZPM quando comparada com a vizinhança. O valor de
dureza na ZPM-M alcança aproximadamente 400 HV, enquanto o metal de base e o metal
de solda possuem dureza da ordem de 250 HV. Tais resultados confirmam o significativo
aumento de dureza na ZPM-M causado pela formação de martensita.
Figura 6.12. Ensaios de microdureza nas ZPM-M da Amostra T5.
Através de análise de EDS foi realizado um mapeamento químico de uma destas
ZPM-M presente na amostra T4 soldada com a liga Inconel 625, o qual é apresentado na
Figura 6.13. Na imagem de MEV (Figura 6.13a) é possível observar que a ZPM inicia na
interface revestimento/substrato e penetra para o interior da zona fundida. Os teores de Ni,
Cr, Mo e Nb são muito pequenos na região martensítica, mas na região clara abaixo da
ZPM-M, há um leve enriquecimento destes elementos.
O gradiente de composição química foi determinado ao longo de duas regiões da
interface. No primeiro caso a varredura cruzou a interface martensítica no contorno de fusão
(morfologia praia), como pode ser observado na Figura 6.14a. Nesta Figura são destacadas
as diversas regiões observadas ao longo da ZPM-M. Considerando a evolução do teor de
Fe, inicialmente no aço seu percentual é praticamente 100%. Ao ingressar na zona M,
(a)
(b)
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
157
observa-se uma leve queda, formando um patamar com teor praticamente constante. Em
seguida, tem-se a zona Φ de crescimento planar, na qual o teor de Fe despenca para
valores abaixo de 50%. Na zona Ω, cujo crescimento é celular, o teor de Fe continua caindo,
mas com uma taxa menor quando comparado à zona Φ. Finalmente o teor de Fe tende a
estabilizar quando a varredura adentra ao volume do metal de solda.
Figura 6.13. Mapeamento químico da ZPM-M. Amostra T4. (a) Imagem MEV; (b) Niquel; (c)
Cromo; (d) Molibdênio; (e) Ferro; (f) Niobio.
(e)
(f)
(c)
(d)
(b)
(a)
ZPM-M
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
158
Dentre as mudanças de composição química observadas para as diversas zonas em
função dos demais elementos avaliados, verifica-se a princípio que na zona M há um
enriquecimento por elementos presentes na liga de níquel, sendo o Ni o principal elemento a
participar da composição local, seguido pelo Cr, os quais são os elementos mais
abundantes na composição do metal de solda. Tal mudança da composição química deve
ser suficiente para alterar a temperabilidade local, permitindo assim a transformação
martensítica. Ambos os elementos permanecem com teores constantes ao longo de toda a
zona M (martensita), formando um patamar assim como o observado para o Fe.
Foi realizada também a determinação do gradiente de composição química ao longo
da região peninsular, na qual a zona M penetra para o interior do metal de solda. Pela
imagem de MEV é possível verificar a presença de duas zonas Φ (monofásica e sem
precipitados), a primeira entre a zona M e o metal de base e a segunda posterior à zona M.
Ambas são indicadas na varredura por EDS, como mostra a Figura 6.15.
Figura 6.14. Gradiente de composição química ao longo da ZPM-M com morfologia praia.
(a) Imagem de MEV indicando a localização. (b) Perfil de composição química.
Novamente a varredura considerando o elemento Fe inicia com um teor de quase
100%, a qual cai próximo de 75% ao centro da primeira zona Φ. Prosseguindo, verifica-se
um novo aumento no teor de Fe no interior da zona M. Ao cruzar a segunda zona Φ,
observa-se novamente uma expressiva queda para teores abaixo de 50%, seguindo em
queda com menor taxa ao longo de toda a zona Ω, até alcançar a composição do volume do
metal de solda.
Aço CMn
Zona Φ
Zona
M
Zona
Ω
Zona M
(a)
(b)
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
159
Figura 6.15. Gradiente de composição química ao longo da ZPM-M peninsular. (a) Imagem
de MEV indicando a localização. (b) Perfil de composição química.
Avaliando o comportamento do Ni, fica claro que a mistura parcial entre os metais
líquidos causa uma alteração significativa na composição química da primeira zona Φ. O
teor elevado de Ni, oriundo do metal de solda, nesta região foi suficiente para modificar a
cinética de transformação do metal de base líquido na interface, estabilizando em austenita
a microestrutura desta zona rica em Fe. As demais regiões apresentam comportamento
semelhante ao observado para a ZPM-M do tipo praia comentado anteriormente.
Através de MET foi possível examinar mais detalhadamente a interface destas soldas
dissimilares. A Figura 6.16 mostra uma imagem de campo claro da interface
revestimento/substrato de uma ZPM-M, na qual foi possível observar estruturas agulhadas
com largura nanométrica as quais correspondem à martensita. A composição química obtida
por EDS desta região (A) indicou um alto teor de ferro (89 %) com uma significativa
quantidade de Ni (6,8 %), Cr (1,9 %) e Mo (1,6 %). Observou-se ainda a presença de Mn
(0,7%). Tal composição química assemelha-se à observada na Figura 6.14, a qual
corresponde ao patamar que compreende a ZPM-M. A análise química da região logo
abaixo (Região B) indicou somente a presença de Fe (98,8 %) e Mn (1,0 %), com pouco
mais de 0,2% de Ni, a qual corresponde à composição química do metal de base.
Muitos autores têm tentado associar a presença das ZPM-M à diluição global do metal
de solda (KEJELIN, 2006; DOODY, 1992). De fato, a mudança microestrutural para a
formação da ZPM-M é decorrente da alteração na composição química. Uma das
ferramentas usadas para auxiliar na compreensão da microestrutura de soldas dissimilares
em função da composição química é o Diagrama de SCHAEFFLER (1949). Contudo, a
Zona
M
Zona
Φ-Fe
Aço CMn
Zona Ω
Zona
Φ
(b)
(a)
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
160
avaliação pelo diagrama baseado na diluição global somente permite prever a
microestrutura do volume do metal de solda.
Composição química
Elemento % em peso
Cr (K) 1,9 ± 0,1
Fe (K) 89,0 ± 0,5
Ni (K) 6,8 ± 0,4
Mo (L) 1,6 ± 0,3
Mn (K) 0,7 ± 0,6
Composição química
Elemento % em peso
Fe (K) 98,8 ± 0,6
Mn (K) 1,0 ± 0,2
Ni (K) 0,2 ± 0,1
Figura 6.16. (a) Imagem de MET da ZPM-M na amostra T14 (Liga Hastelloy C276); (b)
Ampliação das agulhas de martensita da ZPM; (c) EDS da região da ZPM-M (Região A); (d)
EDS do metal de base (Região B)
(a)
(b)
(c)
(d)
A
B
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
161
Para avaliar a predição da formação da ZPM-M com o uso do diagrama de Schaeffler
foram escolhidas duas ZPM-M, sendo uma formada com a liga 625 e outra pela liga 686. Em
ambos os casos a composição química prevista para o volume do metal de solda baseado
no nível de diluição indicou que a microestrutura seria completamente austenítica, pois os
níveis de diluição global são bem baixos.
Porém, nas diversas regiões da ZPM a composição química varia significativamente
do volume. Assim, para permitir a avaliação da ZPM-M, foram determinados os teores de
elementos de liga em cada uma das zonas e calculados os valores de Cr
eq
e Ni
eq
(Equações
6.1 e 6.2).
)(%5,0)(%30%
)(%5,0)(%5,1%%
MnCNiNi
NbSiMoCrCr
EQ
EQ
++=
+
+
+
=
A composição química de cada região (zona Φ rica em Fe, zona M e metal de solda)
da amostra T4 soldada com a liga 625 foi obtida a partir da média de três medidas e está
apresentada na Tabela 6.1. Os dados mostram um alto teor de Ni da zona Φ, seguido por
um aumento em menor proporção de Cr e a presença de Mo e Nb, os quais não fazem parte
da composição do metal de base. Na zona M, a composição química local indica que o Ni é
o elemento de liga de maior teor na região, seguido pelo Cr e o Mo. A adição de pequenas
quantidades destes elementos de liga altera a temperatura de início de martensita (M
i
),
tornando a composição local semelhante à de um aço baixa liga transformável
termicamente.
Embora a análise química por EDS tenha fornecido os teores dos principais elementos
de liga que podem participar das alterações microestruturais na zona M, tal análise não foi
capaz de quantificar os teores de dois elementos cuja presença tem importante influência na
transformação martensítica, o C e o Mn. O Mn não foi determinado diretamente devido a sua
baixa concentração. No caso do C, sua quantificação não é confiável através desta técnica,
por se tratar de um elemento leve. Desta forma, tais elementos foram estimados
considerando o nível de diluição local a partir da composição de elementos principais como
o Fe. O Si foi outro elemento que não foi possível quantificar. Contudo, sua concentração é
a mesma tanto no metal de base quanto no metal de adição. Então, considerou-se um teor
de 0,2% para todas as zonas. A diluição para a zona Φ foi de 83% e para a zona M a
diluição foi de 95%. Baseando nestes valores foram estimados os percentuais de C e Mn em
Eq. 6.1
Eq. 6.2
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
162
ambas as regiões (Tabela 6.1). Análise semelhante foi realizada na amostra T18, a qual foi
soldada com a liga 686 e cujos resultados encontram-se na Tabela 6.2.
Tabela 6.1. Composição química das diversas regiões da zona parcialmente misturada para
a liga Inconel 625. *Valores estimados a partir da diluição.
Elemento
Zona Φ I
Austenita
(Rica em Fe)
Zona M
Martensita
Matriz γ
(Rica em Ni)
Ni 12,6 ± 1,4 3,9 ± 0,4 49,6 ± 7,4
Cr 4,6 ± 0,3 1,6 ± 0,3 18,0 ± 2,4
Mo 0,7 ± 0,6 0,4 ± 0,5 8,0 ± 1,8
Fe 81,7 ± 1,8 93,9 ± 1,4 21,7 ± 12,5
Nb 0,4 ± 0,6 0,1 ± 0,1 2,9 ± 1,3
C* 0,13 0,14 -
Mn* 0,82 0,91 -
Cr
EQ
5,8 2,4 -
Ni
EQ
16,9 8,6 -
Tabela 6.2. Composição química das diversas regiões da zona parcialmente misturada para
a liga Inconel 686. *Valores estimados a partir da diluição.
Elemento
Austenita
(Rica em Fe)
Zona M
Martensita
Matriz γ
(Rica em Ni)
Ni 20,8 ± 2,8 7,1 ± 1,0 40,7 ± 3,1
Cr 7,5 ± 0,5 1,5 ± 0,4 14,5 ± 0,7
Mo 4,3 ± 0,6 0,25 ± 0,3 9,3 ± 1,2
Fe 66,3 ± 2,6 91,2 ± 2,9 32,3 ± 2,1
W 1,8 ± 1,7 0,0 ± 0,0 3,3 ± 1,8
Si* 0,15 0,12 -
Mn* 0,71 0,89 -
C* 0,10 0,14 -
Cr
EQ
12,0 1,9 -
Ni
EQ
24,2 11,7 -
Com base nos valores de Cr
eq
e Ni
eq
, e utilizando o diagrama de Schaeffler (Figura
6.17), foi possível determinar a provável microestrutura de cada uma das zonas. Para os
valores obtidos para a amostra T4 (liga 625), a zona M como era esperado, foi localizada na
região cuja microestrutura é martensita. No caso da zona Φ rica em Fe, o diagrama de
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
163
Schaeffler indicou que a microestrutura deveria ser constituída por austenita e martensita, o
que na prática não ocorreu. Já para a amostra soldada com a liga 686 (T18) verificou-se que
a zona M foi localizada na região de formação de martensita enquanto que a zona Φ rica em
Fe localizou-se no campo austenítico.
KEJELIN (2006) considerando a soldagem dissimilar entre a liga 625 e tubos de aço
API 5L X60, verificou através do diagrama de Schaeffler que a máxima diluição permitida
para evitar a formação de martensita na zona fundida seria de 70%, considerando a diluição
global. Contudo, mesmo nas condições em que o nível de diluição global foi bem abaixo do
máximo permitido (70%), houve a ocorrência de zonas M. Os autores atribuíram tal
observação ao fato de que localmente a interface apresenta níveis de diluição bem mais
altos que 70%.
0 2 4 6 8 101214161820222426283032
2
4
6
8
10
12
14
16
18
20
AUSTENITA
A + M
MARTENSITA
A + M + F(
δ)
M + F(
δ)
FERRITA (
δ)
N
I
Q
U
E
L
E
Q
U
I
V
A
L
E
N
T
E
CROMO EQUIVALENTE
22
24
26
28
30
34 36 38 40
5
%
1
0
%
2
0
%
4
0
%
8
0
%
1
0
0
%
F
e
r
r
i
t
a
(
δ
)
M + F (α)
Fissuração
à frio
Fissuração
à quente
Precipitação
de fase σ
Crescimento
de grão
Figura 6.17. Diagrama de Schaeffler (1949).
Outra opção para avaliar a formação da zona M em interfaces dissimilares tem sido
proposta por GITTOS & GOOCH (1992). A Equação 6.3 baseada na composição química
busca predizer a temperatura de início de transformação martensítica (M
i
), a qual é
apresentada a seguir. Com base nesta equação foram calculadas as temperaturas M
i
’s para
as zonas M e Φ rica em Fe da amostra soldada pela liga 625. Os resultados indicaram que a
temperatura M
i
para a zona M foi de 287ºC, enquanto que para a zona Φ rica em Fe a
Liga 625
Ni
eq
e Cr
eq
da zona M
Ni
eq
e Cr
eq
da zona Φ
Liga 686
Ni
eq
e Cr
eq
da zona M
Ni
eq
e Cr
eq
da zona Φ
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
164
temperatura foi de -69ºC, indicando não ser possível formar martensita nesta zona, a não
ser que haja um resfriamento abaixo desta temperatura.
))]((%6,46)(%8,10)(%3,36)(%3,6)(%497[540 CMoCrNiMnCMi
o
⋅+⋅+⋅+⋅+⋅−=
Eq. 6.3
Em princípio, a Equação 6.3 (GOOCH, 1977) apresenta boa correlação com a
microestrutura observada na prática. Contudo, um inconveniente desta análise é que deve-
se conhecer a composição química local da interface, a qual é bastante influenciada por
fatores complexos como modo de convecção do metal líquido e grau de agitação da poça,
sendo pouco aproveitada na prática para orientar na escolha dos parâmetros e condições de
soldagem.
De fato, a tentativa de correlacionar a microestrutura da interface de soldas
dissimilares com base somente em dados de composição química e através do diagrama de
Schaeffler não é uma boa opção. Isso porque, conforme destacado ao longo deste Capítulo,
a interface revestimento/substrato apresenta um forte gradiente químico devido à incompleta
mistura entre os materiais na fase líquida. Assim, um dos principais fatores para uma maior
ou menor mistura dos líquidos na interface, e consequente formação da microestrutura, está
associado principalmente aos fenômenos de convecção e difusão do metal líquido e
agitação da poça de fusão. Outro fator que não é considerado no diagrama de Schaeffler é o
comportamento do fluxo de calor e velocidade de resfriamento durante a soldagem.
De forma a avaliar o efeito das condições operacionais sobre a formação das ZPM-M,
análises foram realizadas ao longo de toda a extensão da interface revestimento/substrato,
determinando-se a quantidade de eventos observados, bem como sua extensão, espessura
e morfologia. Os resultados da quantificação são apresentados na Tabela 6.3. Em termos
gerais, as ZPM-M com tipo praia foram as mais comuns, com 30 observações. As com
morfologia penínsular também foram encontradas em grande número, 20 ao total. As ZMP-
M tipo ilha, que demandam uma forte agitação da poça de fusão, foram as menos
observadas, 3 no total, sendo duas destas encontradas em dois corpos de prova soldados
com o tecimento espiral, o qual causa a máxima agitação e instabilidade à poça.
Com relação às dimensões das ZPM-M, estas apresentaram variações significativas
tanto para a extensão quanto para a espessura dentro de uma mesma amostra. Contudo,
em termos de média, não foi observada variação significativa entre as amostras. Assim, de
uma forma geral, a extensão média das ZPM-M observadas foi de 243 µm ± 35, enquanto a
espessura foi de 28 µm ± 10. Os valores indicados na Tabela 6.3 foram inseridos na matriz
de experimentos do método Taguchi para buscar avaliar o possível efeito dos fatores de
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
165
controle sobre a formação das ZPM-M. O resultado desta análise está apresentado na
Figura 6.18.
Tabela 6.3. Resumo da quantidade de ZPM-M. *Valores médios.
Amostra
ZPM-M
Praia Península Ilha TOTAL
T1* - - - 3,8
T2 4 1 0 5
T3 0 1 0 1
T4 5 3 0 8
T5 2 4 0 6
T6 3 2 1 6
T7* - - - 3,8
T8 0 0 0 0
T9 0 0 0 0
T10 1 2 0 3
T11* - - - 3,8
T12* - - - 3,8
T13 7 1 0 8
T14 2 1 0 3
T15 1 2 1 4
T16 1 0 0 1
T17 4 1 0 5
T18 0 2 1 3
TOTAL 30 20 3 53
Como pode ser observado, dentre os fatores de controle estudados, três apresentaram
forte influência sobre a formação das ZPM-M. Dos que apresentaram efeito menos
significativo quanto à promoção das zonas M na interface, tem-se a técnica da energia, a
qual já era esperada, pois independente do tipo de variação da energia (se por corrente de
soldagem ou por velocidade de soldagem), a quantidade de calor fornecida deve ser a
mesma. No entanto, pode se verificar uma pequena tendência de melhoria quando usada a
técnica TE V. Este comportamento pode ser atribuído ao efeito da corrente de soldagem que
pode afetar a convecção da poça e forçar alguma penetração de líquido rico em Fe para o
interior do metal de solda. O segundo fator que praticamente não influenciou foi a liga. De
fato, não seriam esperadas variações significativas para este fator de controle, uma vez que
os principais elementos de liga que participam da formação das ZPM-M’s são o Ni, o qual
constitui o elemento principal das três ligas, e o Cr, cujos teores são semelhantes entre as
três ligas estudadas.
Com relação ao nível de energia de soldagem, este influenciou significativamente o
número de observações das ZPM-M’s, como pode ser observado na Figura 6.18. A análise
indicou que a máxima energia de soldagem aplicada atua fortemente para a redução das
ZPM-M’s, enquanto o nível intermediário foi o mais prejudicial quanto à promoção das ZPM-
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
166
M’s. Quanto ao nível mais baixo de energia de soldagem aplicado, este não apresentou
efeito significativo. No entanto, deve-se fazer uma ressalva com relação a este parâmetro
em particular. Dentre as 4 condições de soldagem que apresentaram alta instabilidade do
processo e não conseguiram soldar a camada com sucesso, 3 foram condições de baixo
aporte térmico. Por este motivo, os valores apresentados na Tabela 6.3 correspondem ao
valor médio observado para as demais condições. Assim, a influência dos fatores de
controle para estas condições torna-se neutro, e tal aspecto pode ser o responsável pelo
efeito insignificante da soldagem com baixa energia.
Figura 6.18. Gráfico de Taguchi para a formação de ZPM-M.
Dentre os principais fatores associados à máxima energia de soldagem aplicada, os
quais podem atuar de forma positiva para reduzir a ocorrência das ZPM-M’s, destacam-se a
diminuição da taxa de solidificação e a redução da velocidade de resfriamento. A redução da
taxa com que o material solidifica, permite uma maior permanência de ambos – metal de
base e metal de solda – na fase líquida. Este maior tempo de permanência na fase líquida
favorece uma maior difusão entre os líquidos, diminuindo o gradiente e permitindo que a
quantidade de Ni adicionada ao metal de solda rico em Fe seja suficiente para proporcionar
redução da temperatura Mi, favorecendo a formação de uma microestrutura austenítica ao
invés de martensita. Com relação à velocidade de resfriamento, quanto mais alta a energia
de soldagem, mais lenta esta será e, consequentemente, menor a possibilidade de
formação de martensita.
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
167
Outro fator de controle que contribui indiretamente para minimizar a formação das
ZPM-M’s é o tipo de gás. Como pode ser observado, a mistura Ar + He contribui de forma
positiva e significativa para promover a redução da quantidade de ZPM-M. Ar puro ou com
adição de NO (Ar + NO) tem efeitos semelhantes, haja vista que a concentração de NO na
mistura é muito pequena. Ambos os gases contribuíram negativamente, colaborando para a
formação das ZPM-M’s. É importante destacar que o efeito dos gases aqui observados se
deve principalmente à sua contribuição para o aumento da energia de soldagem, através do
aumento da tensão arco.
O terceiro fator de controle a atuar sobre a formação das ZPM-M’s foi o tipo de
tecimento. Dentre os três tipos de tecimento avaliados, o que proporcionou uma ação
positiva em termos de redução das ZPM-M’s foi o tecimento triangular. Dentre os três tipos
avaliados, este é o que apresenta, a princípio, uma menor agitação da poça de fusão. Para
os demais tipos de tecimento, cuja agitação da poça é mais significativa, houve uma piora
em termos de formação de ZPM-M’s.
Para fazer uma avaliação do papel da agitação da poça sobre a formação das ZPM-
M’s, foi realizada uma análise considerando a quantidade total de ZPM-M formada somente
para os corpos de prova que soldaram, e normalizando este total em função da quantidade
de amostras soldadas com cada tipo de tecimento.
Os resultados indicaram que 46% das ZPM-M’s formadas foram observadas em
amostras soldadas com o tecimento tipo 1 (Espiral), o qual foi o mais instável quando
avaliado sob o ponto de vista de processo. Em escala de agitação da poça de fusão, o
tecimento duplo-8 foi considerado na avaliação de processo o segundo lugar, e na avaliação
das ZPM-M’s este foi responsável por 36% do total observado.
O tipo de tecimento triangular, considerado o menos intenso em termos de agitação da
poça e indicado pelo método Taguchi como o melhor para minimizar a formação de ZPM-
M’s foi responsável somente por 18% das ZPM-M’s observadas. Embora menos realística,
pois despreza o efeito dos demais fatores de controle, esta análise permitiu eliminar o efeito
dos corpos de prova que não soldaram.
Também foi realizada uma análise semelhante, mas desta vez considerando somente
as morfologias de ZPM-M que necessitam de um alto grau de agitação da poça (penínsulas
e ilhas). O resultado mostrou que 42% destas formações foram observadas em
revestimentos soldados com o tecimento espiral, 33% para o tecimento duplo-8 e 25% para
o tecimento triangular. Tais resultados demonstram que um alto grau de agitação da poça
pode contribuir para a formação das ZPM-M’s, visto que esta forte agitação tende a forçar a
entrada de uma grande porção de metal de base líquido rico em Fe para o interior da poça
de fusão rica em Ni, favorecendo a formação de praias, penínsulas e ilhas.
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
168
Por fim, foi construído o gráfico apresentado na Figura 6.19, o qual destaca um
comparativo entre o grau de diluição global versus a quantidade de ZPM-M para as
amostras analisadas. Como pode ser observado, não houve qualquer relação entre o nível
de diluição da solda e a formação das zonas M.
Figura 6.19. Efeito da diluição global sobre a quantidade de ZPM-M.
Além da ZPM-M, foram observadas regiões com mudança de coloração (regiões
escurecidas) no interior da zona Φ adjacente a linha de fusão, as quais apresentaram
significativo aumento de dureza (Figura 6.20a e b). Nestas zonas não foram observados
indícios de formação de estruturas agulhadas ou em forma de placas semelhante à
martensita. Também foi observado na ZAC adjacente a linha de fusão uma faixa
completamente ferrítica, indicando um processo de descarbonetação (Figura 6.20c e d).
A literatura apresenta que na soldagem dissimilar entre aços austeníticos ou ligas de
Ni e aços C, C-Mn ou baixa liga, pode ocorrer um fenômeno conhecido como migração de
carbono, no qual o C contido no metal de base, por efeito difusional, migra através da
interface para o metal de solda (LUNDIN, 1982). Por isso, acredita-se que tal
comportamento no metal de solda (aumento de dureza) seja decorrente de um processo de
enriquecimento de carbono. A grande dificuldade em caracterizar estas regiões reside
justamente na determinação do carbono.
Migração de carbono e formação de zonas descarbonetadas têm sido encontradas por
outros autores, contudo, somente após tratamentos térmicos (GITTOS & GOOCH, 1992;
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
169
DOODY, 1992). LUNDIN (1982) destaca que zonas empobrecidas de C no metal de base e
zonas enriquecidas em C no metal de solda em aços inoxidáveis e ligas de Ni não são
presentes na condição como soldado e sim após tratamentos térmicos pós-soldagem ou
longos períodos de exposição à elevada temperatura.
Contudo, no presente trabalho, estas zonas nas quais não foram observados indícios
da presença de martensita e cuja dureza aumentou consideravelmente, foram encontradas
nos materiais como soldado, sem terem sido expostos diretamente a um tratamento térmico
ou operação. Estas zonas serão denominadas como ZPM-C, no qual o termo C designa o
efeito da supersaturação do carbono. A Figura 6.20a e a Figura 6.20b mostram dois
exemplos destas regiões onde é possível observar o menor tamanho da impressão de
microdureza sobre a região escurecida e seu consequente aumento de dureza, alcançando
valores superiores a 350 HV. Um importante detalhe sobre estas regiões é que, em geral,
estas ocorreram em maior frequência para os corpos de prova soldados com alta energia e
nas interfaces de cordões de solda que foram submetidos a novos ciclos térmicos. Assim, é
possível que os múltiplos ciclos térmicos de soldagem tenham sido suficientes para
promover a difusão do C e formação das ZPM-C e zonas descarbonetadas.
No entanto, o principal problema relacionado à migração de carbono reportado na
literatura não reside no aumento da dureza do metal de solda (ZPM-C), mas sim no
empobrecimento deste elemento ao longo do metal de base adjacente à interface. GITTOS
& GOOCH (1992) destacam que em revestimentos nos quais houve um apreciável nível de
descarbonetação do material do substrato, as falhas ocorridas nos ensaios de CTOD foram
caracterizadas por clivagem ao longo de grãos grosseiros nas zonas descarbonetadas.
Outros trabalhos têm destacado que em soldas dissimilares falhas ocorrem, em geral,
ao longo da zona descarbonetada e descolamento do revestimento ocorre no metal de
solda, justamente na região da ZPM-M e ZPM-C (KLUEH & KING, 1982; JONES, 1974;
DOOLEY et al., 1982). Resultados semelhantes foram reportados por BEAUGRAND et al.
(2009), no qual as ZPM-M foram consideradas zonas frágeis localizadas a partir das quais
ocorreram as falhas. No entanto, também foi verificada a formação de clivagem no metal de
solda enriquecido em C. Assim, é possível verificar a importância da escolha de condições
operacionais adequadas, de forma a minimizar a formação destes tipos de defeitos, para
prevenir possíveis falhas em operação.
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
170
Figura 6.20. Ensaios de microdureza na ZPM-C. Aumento: 200X. (a) Amostra T6; (b)
Amostra T8. Zonas empobrecidas de carbono. Aumento 200X. (c) Amostra T8; (d) Amostra
T16.
6.2. Avaliação da composição química dos revestimentos – Diluição
Os resultados da análise química na superfície dos revestimentos a 3,0 mm da
interface revestimento/substrato obtidos por fluorescência de raio-X (FRX) encontram-se
apresentados na Tabela 6.4. Nesta tabela são apresentados os principais elementos
químicos que compõem as ligas em questão, além de elementos secundários, presentes em
pequenos teores. Avaliando inicialmente o teor de Fe, os resultados mostram que este
variou entre 1,6 a 23,1%, dentro do universo de amostras analisadas (L18 do ensaio de
Taguchi), demonstrando haver uma grande variação em termos de diluição, como será
mostrado a frente.
As amostras soldadas com a liga 625 teve uma variação da ordem de 5% do teor de
Cr em função da diluição, sendo observado 14,8% de Cr na amostra T16, cujo teor de Fe foi
de 17,9, enquanto a amostra T10 alcançou um teor de Cr de 21,1%, para 8,0% de Fe. Já o
teor de Mo permaneceu praticamente estável variando entre 8,1 e 8,9%. O Nb também
manteve-se estável em torno de 3,1%, a exceção da amostra T16 cujo teor de Nb foi de
Migração de carbono
Migração de carbono
(a) (b)
(c) (d)
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
171
2,2%. Outros elementos minoritários foram detectados como o Ti e o Si, cujos teores
variaram entre 0,17 a 0,28%, e entre 0,21 a 0,26%, respectivamente. O Mn que foi
encontrado nas demais ligas avaliadas não foi observado na liga 625.
Para a liga C276 os teores de Cr variaram entre 13,4 a 16,7%, no entanto, para a
amostra T17 o teor de Cr foi de 18,3%. Para o Mo, os teores observados variaram entre
13,7 a 15,2%. Os teores de W variaram entre 2,9 a 3,7%. Elementos como o Mn, Si e Al
também foram observados em pequena quantidade. Observou-se ainda a presença de Co e
V em teores de 0,1 e 0,2%, respectivamente. Salienta-se que o Co e o V somente foram
observados nas ligas C276.
Para a liga 686 verificou-se que o teor de Cr variou entre 19,7 a 22,7%, sendo muito
próximo do estabelecido para a liga pura, sem diluição, que é de 20%. Já o Mo variou de
11,9% para a amostra T3, cujo teor de Fe foi de 23%, até 16,4% para a amostra T9, com
teor de Fe de 5,1%. Quanto ao W, este manteve um teor próximo de 4% em algumas
amostras (T3, T15 e T18), sendo observada uma queda somente para a amostra T6 e T9
para valores da ordem de 3% Foram ainda detectados elementos minoritários como o Mn, Si
e o Al.
Tomando como base o teor de Fe dos revestimentos obtidos através de análise
química de FRX, foram determinados os níveis de diluição para cada condição de soldagem
aplicada. A diluição foi determinada através da Equação 6.4, onde: C
ms
constitui a
concentração do elemento, no caso o Fe, no metal de solda; C
ma
é a concentração do
elemento no metal de adição; e C
mb
é a concentração no metal de base. Para o metal de
base (substrato) o teor de ferro foi de 98,2%. Já os tores de Fe nos metais de adição variam,
sendo 0,19% para a liga 625, 6,1% para a liga C276 e 0,29% para a liga 686. Além disso, é
apresentado também o valor estimado de diluição considerando a geometria do
revestimento, bem como uma avaliação feita inicialmente através da técnica de EDS.
mamb
mams
CC
CC
D
−
−
= Eq. 6.4
Primeiramente são comparados os resultados das medidas obtidas pela três técnicas.
Os resultados mostram que as análises geométrica e de FRX apresentam, na maioria dos
casos, valores muito parecidos, indicando uma boa correlação entre as técnicas. A Figura
6.21 mostra que houve uma boa correlação entre as duas técnicas de análise empregadas.
Já os resultados obtidos com a técnica de EDS apresentaram uma maior diferença quando
comparado com os valores obtidos pela demais técnicas, não sendo indicado para avaliar
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
172
Tabela 6.4. Composição química dos revestimentos determinada por fluorescência de raio-X. *% C estimado pela diluição.
Ensaio Liga
Composição química (% em peso)
Ni Cr Mo Fe W Nb Mn Si
Al
Co Ti V C*
T1 625
- - - - - - - - - - - - -
T2 C276
45,0 14,0 13,7 22,0 2,7 - 0,67 - 0,36 0,11 - 0,12 0,035
T3 686
35,7 22,7 11,9 23,1 3,9 - 0,67 0,26 0,47 - - - 0,043
T4 625
60,1 20,5 8,9 6,2 - 3,1 - 0,21 - - 0,26 - 0,020
T5 C276
44,9 15,5 14,2 19,6 3,1 - 0,72 0,19 0,36 0,12 - 0,22 0,031
T6 686
53,9 20,1 14,7 6,9 2,9 - 0,45 0,14 0,51 - - - 0,020
T7 625
- - - - - - - - - - - - -
T8 C276
53,5 13,4 14,7 13,5 3,1- - 0,71 0,12 0,35 0,10 - 0,12 0,022
T9 686
55,5 18,9 16,4 5,1 3,1 - 0,32 - 0,36 - - - 0,018
T10 625
58,5 21,1 8,1 8,0 - 3,2 - 0,26 0,28 - 0,24 - 0,022
T11 C276
- - - - - - - - - - - - -
T12 686
- - - - - - - - - - - - -
T13 625
57,1 20,1 8,2 10,9 - 3,0 0,22 0,2 - 0,28 - 0,026
T14 C276
50,5 16,7 15,0 11,3 3,3 - 0,61 0,16 - 0,09 - 0,17 0,019
T15 686
49,9 19,7 15,0 9,6 3,8 - 0,5 0,21 0,56 - - - 0,024
T16 625
55,6 14,8 8,8 17,9 - 2,2 0,23 - - 0,17 - 0,036
T17 C276
44,4 16,3 15,2 15,0 3,7 - 0,9 0,38 1,04 0,10 - 0,25 0,025
T18 686
56,2 20,4 16,2 1,6 4,0 - 0,28 0,19 0,39 - - - 0,013
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
173
Figura 6.21. Comparação entre os valores de diluição obtidos por análise química de FRX e
estimados via análise da geometria dos revestimentos.
de forma quantitativa a composição química global dos revestimentos. A boa correlação
entre os valores estimados por geometria e os confirmados por FRX é importante, pois
demonstra que as avaliações do comportamento da diluição em função das características
operacionais são válidas.
Considerando os dados apresentados na Tabela 6.5, verifica-se que pelo menos 5
condições de soldagens aplicadas alcançaram valores de diluição abaixo ou muito próximo
de 5% (T4, T6, T9, T14 e T18), o que resulta em teores de Fe abaixo ou muito próximo de
5%, como recomendado pelas normas internacionais. A exceção deste caso foi a condição
T14, que mesmo apresentando uma baixa diluição (5,7%) apresentou um teor de Fe
superior à 10% (11,3% de Fe) devido ao elevado teor de Fe já presente na composição da
liga C276. Além destas, outras quatro condições obtiveram níveis de diluição entre 5 e 10%,
podendo ser enquadradas na categoria Fe10, no entanto, novamente duas destas
apresentaram teores de Fe acima do máximo que é 10% (T8 – 13,5% Fe; T17 – 15,2% Fe).
Os teores de Fe encontrados nas amostras T10 e T15 foram de 8,0 e 9,6%,
respectivamente. Estes resultados indicam que é possível depositar revestimentos de ligas à
base de Ni em uma única camada e alcançar níveis de diluição e teores de Fe dentro das
faixas estabelecidas por norma. Isso mostra que o processo TIG com alimentação de arame
frio é uma boa opção para soldagens destinadas a aplicações de revestimentos.
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
174
Tabela 6.5. Resultados de diluição obtidos por análise geométrica e análise química.
Ensaio
Diluição
Geometria EDS FRX
T1* - -
-
T2 13,9 20,1
17,3
T3 22,0 18,9
23,3
T4 7,7 6,0
6,2
T5 8,6 19,0
14,6
T6 8,7 15,1
6,7
T7* - -
-
T8 12,5 16,5
8,1
T9 7,0 8,2
4,9
T10 9,1 14,6
8,0
T11* - -
T12* - -
T13 10,4 9,2
10,9
T14 7,4 14,8
5,7
T15 9,4 8,7
9,5
T16 15,4 15,1
18,0
T17 14,0 9,6
9,7
T18 4,2 2,6
1,4
*Condições que não soldaram ou produzem revestimentos com defeitos superficiais.
6.3. Caracterização da microestrutura do metal de solda (Fases secundárias)
6.3.1 Liga Inconel 625
As microestruturas dos revestimentos das ligas Inconel 625 apresentaram
comportamento semelhante, sendo formadas por uma matriz γ e fases secundárias
precipitadas intercelular e interdendriticamente. A morfologia destes precipitados
observados nas várias amostras soldadas variou consideravelmente. A princípio, quatro
principais morfologias foram encontradas nos revestimentos para a liga Inconel 625.
Inicialmente são apresentados pequenos precipitados com morfologia em forma de
blocos e aspecto cúbico (Figura 6.22). Estes precipitados foram encontrados tanto
aprisionados próximo aos centros das dendritas quanto nas regiões interdendríticas, mas
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
175
em alguns casos eles podem ocorrer também próximo aos contornos de grão de
solidificação. A análise química por EDS (Figura 6.23) indicou que tais precipitados são ricos
em Ni, Cr, Mo, e principalmente Nb. Os elementos Ni, Cr e Mo são os constituintes
principais da liga e podem aparecer em teores relativamente altos devido à interação de
elétrons do feixe com a matriz, mesmo quando o ponto de análise esteja sobre o
precipitado.
Figura 6.22. Precipitados cúbicos em revestimento da liga Inconel 625. Amostra T10.
O teor de Nb da liga é de aproximadamente 4%, entretanto, o resultado do EDS
indicou que os precipitados são ricos em Nb, com 23,3% deste elemento em sua
composição. Também foi observada a presença de Ti (0,95%), o qual é um elemento
conhecido por ser um forte formador de carbonetos e nitretos. Outra observação importante
foi a presença considerável de C (1,3%), que embora seja um elemento leve e sua
quantificação por análise de EDS não seja correta, o fato do espectro apresentar um pico
deste elemento pode ser um indicativo de que o precipitado seja um carboneto rico em Nb.
Embora o teor de C destas ligas seja controlado durante a sua produção para
conservá-los em níveis significativamente baixos, o percentual deste elemento na liga
diluída pode ser elevado consideravelmente devido à mistura com o substrato, o qual
apresenta aproximadamente 0,2% C.
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
176
Elemento
Concentração
(% peso)
Ti 1,0
V 0,08
Cr 16,1
Fe 10,4
Ni 39,0
Nb 23,3
Mo 8,9
Figura 6.23. (a) Imagem de MEV de um precipitado com poligonal na amostra T4. (b)
Análise química por EDS do respectivo precipitado.
A presença de carbonetos MC na liga 625 não é uma surpresa, visto que inúmeros
trabalhos têm reportado a presença destes microconstituintes (DUPONT et al., 2003;
CIESLAK et al., 1988). No entanto, a morfologia cúbica destes precipitados é que difere do
normalmente encontrado na literatura. DUPONT (1998c) em um trabalho avaliando dados
de solubilidade com o método PHACOMP (Phase Computation) para estimar a temperatura
de solidificação de fases secundárias em metais de solda de ligas de Ni depositados sobre
aço carbono verificou a formação de carbonetos MC do tipo NbC, contudo, a morfologia
desta fase secundária foi somente eutética, não sendo informada a presença de carbonetos
com morfologia cúbica.
Composição química
do
p
reci
p
itado
(
a
)
(
b
)
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
177
CIESLAK et al (1988) também estudaram a solidificação da liga 625 e identificaram a
presença de carbonetos MC com morfologia eutética. Outra morfologia comumente
reportada na literatura para carbonetos MC é denominada de escrita chinesa (Chinese-
script). No presente trabalho, de uma forma geral, carbonetos MC observados apresentaram
morfologia cúbica ou em forma de grandes blocos, não sendo observada a formação de
carbonetos eutéticos ou com morfologia escrita chinesa.
Também foram observados precipitados com aspecto agulhado e morfologia
cruciforme. Como podem ser observados na Figura 6.24a, alguns destes precipitados
parecem ser formados por um precipitado central com as estruturas agulhadas crescendo a
partir do núcleo com uma orientação bem definida (ver detalhe na Figura 6.24b).
Figura 6.24. Precipitados com morfologia agulhada observados na amostra T4.
Um destes precipitados agulhados (precipitado em forma de V) foi encontrado
associado a uma estrutura com morfologia eutética na amostra T10. Através de
mapeamento químico foi possível observar que este microconstituinte não tem relação direta
com a estrutura eutética (Figura 6.25). Os resultados para os elementos Ni, Cr e Fe indicam
um empobrecimento destes elementos no interior do precipitado. Os resultados para o Mo
indicaram um enriquecimento tanto no precipitado agulhado quanto no eutético. Contudo, as
atenções foram concentradas somente para o precipitado agulhado, ficando o eutético para
ser comentado posteriormente.
(a) (b)
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
178
Figura 6.25. Mapeamento químico sobre dois precipitados, sendo um cruciforme e outro
com morfologia eutética. Amostra T10.
Precipitado
agulhado
Núcleo do
precipitado
(a)
(e)
(f)
(c)
(d)
(g)
(h)
(b)
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
179
Como pode ser observado na Figura 6.25, o resultado para o Nb mostra um
enriquecimento significativo deste elemento sobre o precipitado agulhado. Tal
comportamento é um indicativo de que as agulhas são constituídas por carbonetos primários
MC do tipo NbC. Também foi observada a presença significativa de Ti concentrado somente
no vértice do precipitado agulhado, o qual corrobora com as suspeitas de que tal precipitado
é na verdade constituído por um precipitado central cujas agulhas crescem a partir da sua
superfície. Destaca-se ainda a presença de outros pequenos precipitados ricos em Ti e Nb
na vizinhança da estrutura eutética.
A varredura ao longo do precipitado indicou um alto teor de Nb ao longo de
praticamente todo o precipitado, como mostra a Figura 6.26. Para o Ti foi observado um
enriquecimento no vértice do precipitado e em seguida uma queda para valores da ordem
de 5%, caindo este valor para zero ao entrar no precipitado eutético.
Figura 6.26. Varredura de composição química ao longo do precipitado agulhado. (a)
Imagem de MEV indicando a região de análise. (b) Perfil de composição química.
Por microscopia eletrônica de transmissão foram encontrados precipitados com
estrutura facetada e morfologia que se assemelha as estruturas com morfologia cúbica
observadas na análise de MEV. A Figura 6.27a apresenta a imagem em campo claro de um
precipitado com estrutura facetada encontrado na amostra T16. Nesta imagem é possível
observar uma leve diferença de tonalidade entre a região central e a borda do precipitado, a
qual pode ser causada por mudança no contraste devido ao fenômeno da difração de
elétrons, indicando uma possível presença de um precipitado no interior do outro. Tais
precipitados foram identificados inequivocamente por difração de elétrons de área
selecionada (SAD) como sendo carbonetos MC (NbTiC) (Figura 6.27b).
(a)
(b)
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
180
Sua correspondente análise química obtida por EDS revelou um resultado
interessante. De fato, a região clara observada no interior do precipitado corresponde a uma
nova fase. No entanto, diferentemente do que se acreditava, o precipitado no interior não
apresentou elevados teores de Ti como fora observado nas análises de MEV, mas sim a
presença de Mg e O. Através da Figura 6.28 é possível observar na porção central da
partícula uma intensa concentração de O e Mg e o empobrecimento dos demais elementos.
O restante do precipitado apresentou-se rico em elementos como C, N, Ti e Nb, enquanto o
Ni, Cr, Fe e Mo foram observados somente na matriz. Esta porção central foi então
caracterizada como óxido de magnésio MgO, com estrutura cristalina cúbica, grupo espacial
Fm-3m e parâmetro de rede a = 0,421 nm.
Figura 6.27. Carboneto NbTiC precipitado na liga Inconel 625. (a) Imagem em campo claro.
(b) Padrão de difração de elétrons de área selecionada (Eixo de zona [0 1 1]). Amostra T16.
Destaca-se ainda que o mapa de composição dos elementos N e Ti, indicaram que os
mesmos apresentaram uma maior concentração ao redor do MgO, enquanto o C apresenta-
se distribuído uniformemente sobre o precipitado, e o Nb apresentou uma tendência a se
localizar na borda do precipitado. Assim, para este primeiro caso, tem-se um precipitado
constituído, a princípio, por duas fases, sendo um núcleo de óxido de magnésio revestido
por uma casca constituída a princípio por um carbonitreto de Ti e Nb. No entanto, indícios
apontam ainda para a possibilidade de uma evolução de um nitreto (TiNb)N para um
carboneto do tipo (NbTi)C.
Para verificar a evolução do possível carbonitreto de titânio em carboneto de Nb, foi
avaliado o gradiente de composição química desde o centro do precipitado até a sua borda,
como mostrado na Figura 6.29. O ponto zero indica a região central do precipitado, assim,
verifica-se inicialmente um elevado teor de Mg, o qual cai após cerca de 300 nm,
constituindo o óxido. Observa-se também um crescente aumento da concentração de Ti, o
(
a
)
(
b
)
200
111
111
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
181
qual alcança teores da ordem de 70%, seguindo posteriormente em queda até praticamente
zero ao iniciar a matriz.
Figura 6.28. Mapeamento químico do precipitado obtido por MET. Amostra T16 (% peso).
(a)
(b)
(c)
(d)
(e)
(f)
(g)
(h)
(i)
(j)
(k)
(l)
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
182
O Nb apresenta comportamento diferente do Ti, apresentando uma concentração
quase nula no interior do óxido, posteriormente crescendo lentamente até sofrer um
aumento mais significativo ao final do precipitado. Observa-se ainda um aumento no teor de
Cr ao longo do óxido, o qual se torna praticamente constante ao longo de todo o precipitado
e continuando matriz adentro. Estes resultados demonstram claramente que o Ti permanece
concentrado na porção mais interna do precipitado, ao redor do óxido de magnésio,
enquanto o Nb tende a se localizar na borda, enriquecendo ao redor do Ti.
Figura 6.29. (a) Imagem de MET indicando a posição da varredura. (b) Perfil de composição
química ao longo do precipitado.
Um segundo precipitado encontrado na análise da liga 625 é apresentado na Figura
6.30a. Nesta imagem em campo claro não é possível observar qualquer alteração no
contraste que revelasse a presença de duas ou mais fases no mesmo precipitado, como
fora observado no caso anterior. A imagem de campo escuro é apresentada na Figura 6.30b
utilizando o feixe referente ao plano difratado (20-2). O padrão de difração de elétrons de
área selecionada (SAD) do precipitado é apresentado na Figura 6.30c.
MgO
TiN
TiNbC
(a)
(b)
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
183
Figura 6.30. (a) Imagem do carbonitreto de Ti Nb em campo claro. (b) Imagem do
precipitado em campo escuro na direção (20-2). (c) Padrão de difração de elétrons do
precipitado indexado como NbC no eixo de zona [111].
A análise de composição química deste segundo precipitado não indicou a presença
de qualquer óxido no núcleo do mesmo, diferente do que ocorreu para o primeiro precipitado
apresentado. Contudo, uma importante informação foi obtida através da análise desta
segunda partícula. Através do mapeamento químico foi possível verificar que o precipitado
apresenta empobrecimento dos elementos Ni, Cr, Mo e Fe (Figura 6.31), enquanto C, N, Nb
e Ti se encontram concentrados sobre a partícula. No entanto, a informação mais importante
desta análise química está relacionada à evolução química do precipitado. Como pode ser
observado nos mapas dos elementos Ti e Nb, houve uma clara separação entre estes
elementos no interior do precipitado, sendo o Ti concentrado ao centro formando um núcleo
e o Nb distribuído ao redor deste núcleo rico em Ti, formando um invólucro. O nitrogênio
apresentou comportamento semelhante ao do titânio, concentrando-se ao centro do
precipitado.
Um dado importante que até então não havia sido comentado é justamente a presença
do titânio nas partículas de precipitados. Inúmeros trabalhos sobre a microestrutura de ligas
625 têm sido reportados na literatura, contudo, poucos trabalhos tem mencionado a
ocorrência de carbonetos ou carbonitretos contendo Ti, e em geral os carbonetos
(
a
)
(
b
)
(202)
(c)
(000)
(220)
NbTiC
(022)
NbTiC
(202)
NbTiC
(242)
NbTiC
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
184
encontrados são caracterizados como NbC, isso tanto para materiais em condições de
tratamento térmico e envelhecimento (EVANS et al., 2008; SHANKAR et al., 2001;
MATHEW et al., 2004; RODRIGUES et al., 2003; MATHEW et al., 2008) quanto na condição
como soldado (DUPONT et al., 1998a; DUPONT et al., 1998b; CIESLAK et al., 1988;
CIESLAK, 1991).
Figura 6.31. (a) Imagem de campo claro obtida por STEM. Mapeamento químico via EDS
mostrando a evolução de TiN para NbC. (b) Níquel; (c) Cromo; (d) Molibdênio; (e) Ferro; (f)
Nitrogênio; (g) Carbono; (h) Nióbio; (i) Titânio.
(
a
)
(
b
)
(
c
)
(
d
)
(
e
)
(f
)
(
h
)
(
i
)
(g)
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
185
Um dos poucos trabalhos encontrados que comenta a presença de Ti nos precipitados
presentes em soldas de ligas 625 é o de MAGUIRE & MICHAEL (1994). Os autores
destacam o comportamento anômalo deste elemento durante a segregação para a região
interdendrítica. Mesmo não existindo fases do tipo Ni
2
Ti no sistema Ni-Ti, este elemento é
um formador de fase Laves do tipo Fe
2
Ti, porém sua presença não foi observada nos
eutéticos de fase Laves rica em Nb. A análise dos carbonetos, no entanto, revelou a
presença do Ti. Desta forma, os autores concluíram que Ti teve um papel muito mais
importante na formação de carbonetos eutéticos do tipo (Nb,Ti)C do que na promoção da
fase Laves. CORTIAL et al. (1994) também verificaram a presença de Ti na composição de
carbonetos MC, contudo, nenhum comentário sobre a presença do elemento foi dado.
Outros investigadores têm reportado a presença de carbonetos de Ti e Nb em ligas 718
(KNOROVSKY et al., 1989; CIESLAK et al., 1989a).
O perfil de composição química ao longo do precipitado é apresentado na Figura
6.32b. Os resultados comprovam a existência de um gradiente químico ao longo do
precipitado. Analisando da direita (nucleo) para a esquerda (casca), tem-se uma alta
concentração de Ti, estabilizada em praticamente 70% em peso no centro do precipitado.
Após este patamar, o teor do Ti passa a cair continuamente até que na interface matriz
precipitado seu teor cai a praticamente zero. O Nb por sua vez, apresenta-se estável e em
baixa concentração (entre 8 e 10%) no centro do precipitado, onde o Ti apresenta-se estável
e em alta concentração. A partir do ponto em que o teor de Ti começa a cair o teor de Nb
passa a crescer, indicando haver uma substituição gradual do Ti por Nb na região
denominada de casca, alcançando na interface matriz/precipitado concentrações
semelhantes. O Cr é o único elemento que permanece constante desde a matriz até o
precipitado, os demais elementos sofrem uma significativa redução em suas concentrações
no interior do precipitado.
Na Figura 6.32c também é apresentado o perfil de composição química considerando
a presença do carbono (C), enquanto que a Figura 6.32d considera a presença do nitrogênio
(N). Para o C foi possível observar que o mesmo somente apresenta alta concentração na
região da casca, enquanto o N somente é observado no núcleo rico em Ti. Este resultado
indica fortemente que os precipitados com morfologia cúbica ricos em Ti e Nb observados
nos revestimentos depositados com a liga 625 não são carbonitretos do tipo (NbTi)(CN)
como se acreditava, mas sim um precipitado complexo composto por um núcleo de nitreto
de Ti e Nb (TiNb)N e uma casca de carboneto de Nb e Ti (NbTi)C.
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
186
Figura 6.32. (a) Imagem de MET em campo claro. (b) Perfil de composição química ao longo
do precipitado. (c) Perfil de composição química considerando a presença do carbono. (c)
Perfil de composição química considerando a presença de nitrogênio.
Para tentar compreender a origem destes precipitados com aspecto cúbico e rico em
Ti na microestrutura dos revestimentos, foi realizada a análise metalográfica do arame da
liga 625 (Figura 6.33). Observou-se através de microscopia ótica a presença de partículas
amareladas com morfologia cúbica, a qual foi caracterizada posteriormente por MEV e
análise de EDS (Figura 6.34). O resultado da análise química indicou a ausência de C,
presença de significativa quantidade de N (14%), e um alto teor de Ti (58%). Os precipitados
apresentaram ainda 14% de Nb, 8% de Ni e 5% de Cr. Com base na análise química pode-
se caracterizar os precipitados como sendo nitretos de titânio e nióbio do tipo (TiNb)N. Tal
informação é extremamente importante, pois auxilia na compreensão do mecanismo de
Enriquecimento do Nb
TiN
TiNbC
Matriz
TiN
TiNbC
(
a
)
(
c
)
(
d
)
(
b
)
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
187
precipitação de fases secundárias durante a solidificação da liga 625. Uma vez que o nitreto
de titânio possui ponto de fusão de 2.927ºC (LENGAUER, 2000) e, portanto, mais que duas
vezes a temperatura liquidus da liga 625, é provável que estes precipitados sejam
transferidos no estado sólido para o metal líquido durante a fusão do arame.
Figura 6.33. Micrografia do metal de adição (arame) sem ataque indicando a presença de
precipitados de TiNbN.
RAMIREZ & LIPPOLD (2004a) têm reportado resultado semelhante para a liga de
níquel FM-52, verificando a presença de grandes precipitados de (TiCr)(CN) no metal de
solda. Observaram também a presença de grandes precipitados de TiN no metal de adição.
Os autores concluíram que os grandes blocos de (TiCr)(CN) observados no metal de solda
correspondem à evolução dos TiN transferidos a partir da fusão do arame.
HONG et al. (2002) estudaram o efeito da adição de nióbio e titânio sobre a
precipitação de carbonetos e carbonitretos em aços ARBL. Os autores encontraram que
para ligas em que foi adicionado somente nióbio, os carbonetos NbC e carbonitretos Nb(CN)
foram completamente dissolvidos após tratamento térmico em 1250ºC. No entanto, para os
aços cujo titânio foi adicionado juntamente com o nióbio, os precipitados não foram
completamente dissolvidos durante o processo de reaquecimento, verificando-se ainda a
presença de carbonitretos (TiNb)(CN) ricos em Ti, os quais se formam durante o processo
de solidificação em temperaturas extremamente elevadas.
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
188
Figura 6.34. (a) Imagem de MEV. Mapeamento químico dos nitretos de titânio e nióbio
presentes no metal de adição (arame) da liga 625. (b) Nitrogênio; (c) Nióbio; (d) Titânio.
No presente trabalho, é provável que os (TiNb)N presentes no metal de adição tenham
sido transferidos através da fusão do arame para a poça de fusão e resistidos as altas
temperaturas e condições termodinâmicas durante a solidificação. A possibilidade de
nucleação de nitretos diretamente do metal líquido também é uma hipótese possível e não
deve ser desconsiderada. Contudo, os resultados apresentados reforçam as possibilidades
da ocorrência do primeiro mecanismo ser mais favorável. Independente disto, é fato que
estes nitretos estão atuado como agentes nucleantes para que parte do Nb presente no
metal líquido solidifique na forma de carboneto (NbTi)C. A composição química heterogênea
em termos de N e C ao longo dos precipitados observados por MET indicam claramente a
existência do núcleo constituído de (TiNb)N, a partir do qual houve a formação do carboneto
(NbTi)C. Muito embora também seja observado que há substituição gradual do Ti por Nb,
produzindo um gradiente se composição suave entre estes elementos. Verificou-se ainda
que em alguns casos, o (TiNb)N inicialmente presente na liga, tem nucleado sobre
partículas de óxido, o que justifica a presença de óxido de Mg em uma das análises.
(b)
(c)
(d)
(a)
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
189
A cristalografia dos precipitados não apresentou qualquer alteração, indicando não
haver mudança na estrutura cristalina em função da mudança de composição. De fato, uma
mudança na cristalografia do precipitado é pouco provável, uma vez que ambos os
precipitados apresentam a mesma estrutura cristalina, do tipo cúbica NaCl, e seus
parâmetros de rede são muito parecidos: TiC – a = 0.4327 nm; TiN – a= 0.4235 nm; Ti(CN)
– a = 0.4297 nm; NbC – a = 0.4449 nm; (NbTi)C – a = 0.4427 nm (GUILEMANY et al., 1992;
GOLDSCHMIDT, 1949; MORRA et al., 1992). Isto demonstra que o nióbio e o titânio podem
se substituir mutuamente na rede cristalina sem causar alterações significativas nos
parâmetros de rede (CHARLEUX et al., 2001).
Com base nos resultados apresentados de análise química e nas informações da
literatura, é possível estabelecer que tais precipitados não sejam carbonitretos ricos em Ti e
Nb como reportado por MAGUIRE & MICHAEL (1994) e CORTIAL et al. (1994), mas sim um
processo de nucleação e crescimento mais complexo devido a presença de uma fase pré-
existente. A teoria proposta para explicar este evento é de que os (TiNb)N oriundos do metal
de adição são apenas parcialmente dissolvidos durante a fusão do arame, permanecendo
no estado sólido durante a solidificação.
Estes nitretos são parcialmente expelidos pelo sólido para o líquido interdendrítico
concomitantemente com a segregação de elementos como Nb e Mo durante a solidificação
(Figura 6.35a). Então, a presença de nitretos de titânio no metal líquido pode atuar como
agente nucleante, desde que as partículas apresentem tamanho suficiente para vencer as
condições termodinâmicas em termos de raio crítico, fazendo com que as superfícies livres
do nitretos se tornem favoráveis para a incorporação de átomos para dar continuidade ao
processo de crescimento. Visto que o Nb e o Ti apresentam forte tendência à formação de
carbonetos e nitretos, as estruturas cristalinas de seus carbonetos e nitretos são cúbicas e
os parâmetros de rede são semelhantes, apresentando pouca variação, é possível que tais
afinidades permitam que o Nb seja incorporado à superfície do nitreto de Ti. Com o
enriquecimento do líquido à frente da interface sólido/líquido e da região interdendrítica por
Nb, o qual apresenta um teor significativamente maior na composição da liga em
comparação ao Ti e uma alta capacidade para segregar para o líquido, torna a região do
líquido ao redor do (TiNb)N extremamente favorável para a incorporação de átomos de Nb
sobre a superfície do (TiNb)N, fazendo com que a partícula cresça substituindo
gradualmente o Ti por Nb. Existe ainda a substituição do N por C, como mostrado pela
análise de EDS (Figura 6.32) fazendo com que sobre o nitreto formada inicialmente uma
casca de carbonitreto (NbTi)CN e com a substituição gradual do Ti por Nb e do N por C,
podendo o crescimento prosseguir com a formação somente de carboneto (NbTi)C (Figura
6.35b), ou até forma carbonetos NbC (Figura 6.35c).
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
190
Figura 6.35. Modelo de crescimento do carboneto de nióbio e titânio (NbTiC) sobre o núcleo
de nitreto de titânio (TiNbN).
Este processo complexo de formação de carbonetos (NbTi)C sobre a superfície dos
nitretos (TiNb)N é o que explica a presença dos precipitados em forma de bloco ou com
morfologia cúbica. Contudo, acredita-se ainda que com a continuidade do processo de
solidificação, ou devido aos múltiplos reaquecimentos pelos ciclos térmicos de soldagem, o
(TiNb)N torna-se totalmente envolvido por uma casca de (NbTi)C, sobre a qual crescem,
segundo orientações preferenciais, braços de carbonetos NbC (Figura 6.35c) que dão
origem aos precipitados com morfologia cruciforme, apresentados na Figura 6.24 e na
Figura 6.25. Além disso, a presença dos nitretos (TiNb)N atuando como precursores para o
crescimento destes precipitados com morfologia cruciforme ou em bloco pode ser a causa
para a ausência de carbonetos de nióbio (NbC) com morfologia acicular ou escrita chinesa
(chinese-script) tão observados em ligas 625 e 718.
Tal teoria é suportada pelo trabalho de HUANG et al. (1997) os quais estudaram o
efeito de pequenas adições de nitrogênio sobre as características dos carbonetos formados
em ligas à base de Ni durante a solidificação unidirecional. Os autores verificaram que TiN
foram formados em temperaturas extremamente elevadas e que estes nitretos serviram
como núcleos para a formação de carbonetos de titânio TiC. Eles também observaram que
com o aumento da concentração de N de 0,0024% para 0,0050% a morfologia dos
carbonetos mudou progressivamente de acicular e escrita chinesa para blocos.
Outros trabalhos sobre aços ARBL com adição de nióbio e titânio têm confirmado o
processo de nucleação heterogênea de carbonetos NbC ou (NbTi)C sobre nitretos TiN ou
carbonitretos (NbTi)(CN) ricos em Ti e não dissolvidos em alta temperatura (YUAN & LIANG,
2009; HONG et al., 2003; POTHS et al., 2001). HONG et al. (2002) observaram através de
microscopia de alta resolução (HRTEM) que os carbonetos (NbTi)C precipitam
coerentemente sobre os carbonitretos (NbTi)(CN) pré-existentes, com relação de orientação
cubo-cubo, e distorção da rede cristalina de 2%.
Líquido rico em Nb
TiN
Núcleo de
TiNbN
Casca de
NbTiC
Braços de
NbC
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
191
Por fim, destaca-se que a presença de nitretos (TiNb)N no metal de adição atuando
como nucleadores para a formação de carbonetos ricos em Nb tem efeito benéfico sobre as
características microestruturais do metal de solda. Ao favorecerem a formação destes
carbonetos, eles auxiliam no consumo do excesso de Nb segregado para o líquido
interdendrítico, minimizando a formação de fases com baixo ponto de fusão como a fase
Laves, a qual está diretamente associada à formação de trincas à quente.
Uma terceira morfologia de precipitados bastante observada nas amostras soldadas
com a liga 625, especialmente para a amostra T4 foi uma estrutura alongada na forma de
bastonetes ou em alguns casos apresentando morfologia eutética. A Figura 6.36a apresenta
alguns destes precipitados na região interdendrítica da matriz γ.
A análise química de EDS destas partículas revelou um alto teor de Nb, com cerca de
27% em peso, além de Fe (8,3%), Cr (13,5%), Ni (31,2%) e Mo (19,5%) (Figura 6.36b).
Considerando que a liga apresenta somente 3,5 a 4,0% de Nb, tem-se no precipitado um
teor de Nb quase 7 vezes maior do que a matriz. Diferentemente do observado para os
carbonetos/nitretos (NbTi)C/(TiNb)N, não foram detectados as presenças de C, N e Ti em
quantidade significativa. Além disso, houve a presença de um pico de Si.
Em alguns casos observou-se a formação tanto de precipitados em forma de blocos
quanto na forma de bastonetes num mesmo volume interdendrítico. Através de mapeamento
químico foi possível verificar um destes casos nos quais são observados bastonetes e um
precipitado na forma de bloco, como mostrado na Figura 6.37. É possível observar um leve
empobrecimento de Ni, Cr e Fe para o precipitado em forma de bloco enquanto que nos
precipitados em forma de bastonetes esta mudança de composição química não foi
observada. No entanto, ambos os precipitados apresentaram um enriquecimento de Nb e
Mo. Quanto ao Ti, observou-se a presença deste elemento concentrado especialmente
sobre a região correspondente ao precipitado em forma de bloco, o qual corresponde a
conjunto nitreto de Ti – carboneto de Nb já apresentado.
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
192
Elemento
Concentração
(% peso)
Si 0,5
Cr 13,5
Fe 8,3
Ni 31,2
Nb 27,0
Mo 19,5
Figura 6.36. (a) Precipitado alongado presente na região interdendrítica. Amostra T4. (b)
Análise química por EDS do precipitado indicado na Figura 6.36a.
Composição química
do
p
reci
p
itado
(
a
)
(
b
)
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
193
Figura 6.37. Mapeamento químico de uma região interdendrítica com dois tipos de
precipitados. Amostra T4
Estas fases secundárias foram identificadas principalmente com sendo fase Laves
com estrutura hexagonal (a ≈ 0,476 nm, c ≈ 0,713 nm), ricas em Nb, semelhante às
observadas por CIESLAK (1991). DUPONT (1996) em seu trabalho estudando soldas de
revestimento com liga 625 encontrou na microestrutura a presença de fase Laves, cuja
composição química média foi de 18% de Fe, 30,2% de Ni, 11,6% de Cr, 16,7% de Mo e
22,1% de Nb, além de 1,1% de Si.
CIESLAK et al. (1988) verificaram que durante a solidificação o Si segrega fortemente
e participa da formação tanto de fase Laves quanto de carbonetos do tipo M
6
C, não sendo
observado em carbonetos do tipo MC. De fato, não foram observados picos de Si nos
precipitados cúbicos constituídos pelo conjunto (TiNb)N/(NbTi)C. Além disso, quando houve
a detecção de picos de Si nos precipitados não foi observada a presença de Ti, C ou N,
sendo um indicativo de que a fase seja realmente Laves e reduzindo a possibilidade de se
tratar de carbonetos do tipo M
6
C.
As informações obtidas até então são consistentes com os resultados reportados na
literatura. Os teores dos elementos determinados através da análise de EDS são
Bastonetes (Fase Laves)
Bloco
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
194
compatíveis com os encontrados por DUPONT (1996) para a fase Laves rica em Nb,
indicando que os precipitados em forma de bastonetes são fases Laves rica em Nb.
Outros precipitados com forma irregular e que apresentam em alguns casos uma
estrutura semelhante a de um eutético foram observados. O detalhe de um destes
precipitados pode ser observado na Figura 6.38. Através de análise de EDS foi possível
obter o mapeamento químico da região, a qual indicou a presença de dois precipitados ricos
em Nb, Mo e Si e empobrecidos de Ni, Fe e Cr. Além destes, outros dois precipitados com
menor tamanho e aspecto mais regular apresentaram-se ricos em Nb e Ti, mas sem
qualquer alteração nos demais elementos.
Figura 6.38. Mapeamento químico por EDS de um precipitado com geometria irregular e
morfologia semelhante a um eutético. Amostra T4.
Estes resultados indicam que os precipitados irregulares são fase Laves ricas em Nb e
os precipitados menores são o conjunto TiN/(NbTi)C. Precipitados com aspecto eutético
também foram encontrados tanto por CIESLAK et al. (1988) quanto por DUPONT et al.
(2003) os quais foram caracterizados como fase Laves rica em Nb. Muito embora
carbonetos do tipo MC também podem apresentar morfologia eutética.
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
195
Na amostra T16 foram observadas grandes colônias destas fases secundárias com
morfologia eutética lamelar rica em Nb, como pode ser observado na Figura 6.39. Esta
morfologia é característica das fases Laves em ligas de Ni contendo Nb. A maior quantidade
destes precipitados ocorreu na região do metal de solda próximo à superfície do cordão de
solda. Também foi observada a presença de carbonetos MC associados às fases Laves,
contudo em menor quantidade. A análise química por EDS indicou uma composição química
semelhante às demais apresentadas, constituída por um elevado teor de Nb, Mo e presença
de Si, denotando serem partículas de fase Laves.
Figura 6.39. Colonias de fase Laves precipitadas na região interdendrítica. Amostra T16.
Na análise por MET foram encontrados alguns precipitados alongados com morfologia
de bastonetes semelhante aos observados nas análises de MEV. A Figura 6.40a apresenta
uma imagem em campo claro de um destes bastonetes. O padrão de difração de área
selecionada deste precipitado é apresentado na Figura 6.40b, o qual foi caracterizado
inequivocamente como sendo fase Laves.
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
196
Figura 6.40. (a) Imagem em campo claro de um precipitado em forma de bastonete obtida
por MET. (b) Padrão de difração de elétrons de área selecionada do referido precipitado.
Eixo de zona [322]=[41-56]. Amostra T16.
A formação destas fases secundárias nos volumes interdendríticos é atribuída
principalmente ao processo de segregação de alguns elementos químicos durante a
solidificação do metal de solda. Visto que o evento da solidificação ocorre fora do equilíbrio,
a segregação de certos elementos pode ocasionar uma supersaturação do líquido ao final
da solidificação, fazendo com que este exceda o limite de solubilidade da fase γ e sua
condição de enriquecimento favoreça a solidificação de outras fases. Conforme já destacado
no capítulo Revisão Bibliográfica, o coeficiente de distribuição (k), que representa
termodinamicamente a tendência de um dado elemento segregar para o líquido ou o sólido
durante o processo de solidificação, tem papel fundamental no processo de
microsegregação. Elementos com k < 1 tendem a segregar para o líquido enquanto
elementos com k > 1 tendem a segregar para o sólido (CIESLAK, 1991)
A análise da composição química do volume do metal de solda indicou uma forte
segregação de elementos como Mo e Nb para a região interdendrítica, enquanto que
elementos como Ni, Cr e Fe apresentaram um leve empobrecimento nestas regiões
(interdendríticas), conforme mostrado na Figura 6.41 para a amostra T4.
O perfil de composição química traçado ao longo de algumas dendritas na direção
transversal à direção de solidificação denota claramente a variação dos elementos. Na
região do núcleo da dendrita é observado um significativo aumento no teor de Ni e um leve
acréscimo do Fe e do Cr. Para as regiões interdendríticas, indicadas na Figura 6.42 através
das seta, é possível observar um aumento nos teores de Mo e Nb.
(011)
Laves
(011)
Laves
(212)
Laves
(221)
Laves
(203)
Laves
(000)
(a)
(b)
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
197
Figura 6.41. Mapeamento químico do volume do metal de solda indicando uma forte
segregação dos elementos Mo e Nb. Amostra T4.
Um importante parâmetro que auxilia na investigação do processo de
microsegregação durante a solidificação é o coeficiente de distribuição k. Conforme
comentado no Capítulo II – Revisão Bibliográfica, este coeficiente denota a intensidade e a
direção da microsegregação esperada para um dado elemento durante a solidificação de
uma liga. A Tabela 6.6 apresenta as concentrações do centro da dendrita (C
s
) e do
(a)
(b)
(c) (d)
(e) (f)
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
198
interdendrítico (C
i
) para duas amostras soldadas com a liga 625, tendo sido uma soldada
com baixo aporte térmico (T10) e a outra soldada com energia média (T4). A análise
química foi obtida por EDS. Assumindo condições normais de solidificação, comumente
encontradas para processos de soldagem à arco voltaico, tem-se que a região do centro da
dendrita, a qual é a primeira região a solidificar, deve apresentar uma concentração kC
0
, na
qual C
0
é a composição nominal da liga (metal de solda considerando a diluição com o
substrato). Com base na composição do sólido (C
s
) mostrada na Tabela 6.6 e na
composição nominal da liga (C
0
) determinada experimentalmente por FRX e apresentada na
Tabela 6.4, foram calculados os valores dos k através da Equação 6.5, e encontram-se na
Tabela 6.6.
Figura 6.42. Perfil de composição química da amostra T4 evidenciando a segregação de
elementos durante a solidificação. As setas indicam a região interdendrítica.
0
C
C
k
s
= Eq. 6.5
Os coeficientes k de alguns elementos como o Ni e o Fe (Tabela 6.6) apresentaram
valores pouco superior a 1, indicando uma leve segregação destes elementos para o sólido.
Quanto ao Cr, este apresentou valores também superiores a 1, assim, o seu comportamento
segue semelhante aos dos elementos Ni e Fe. Já o Mo apresentou um coeficiente de
distribuição inferior a 1, segregando para o líquido e enriquecendo a região interdendrítica
ao final da solidificação. Assim como o Mo, o Nb também segregou para o líquido, porém
com uma intensidade maior quando comparado ao Mo. Também é observado que o
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
199
comportamento da segregação dos elementos de liga foi praticamente o mesmo,
independente do aporte térmico utilizado. Destaca-se ainda que esta forte segregação de
Nb é a principal responsável pela formação das fases secundária observadas na
microestrutura dos revestimentos da liga 625.
Tabela 6.6. Distribuição de elementos químicos nas regiões dendríticas e interdendríticas e
coeficiente de distribuição k.
Elemento Amostra T10 Amostra T4
C
s
C
i
k C
s
C
i
K
Ni 60,1 ± 2,9 52,6 ± 1,5 1,03 62,2 ± 2,2 58,6 ± 1,3 1,04
Cr 21,6 ± 0,7 19,6 ± 0,8 1,02 21,2 ± 1,2 20,7 ± 1,4 1,04
Mo 7,7 ± 1,5 12,3 ± 1,2 0,95 7,9 ± 1,5 10,1 ± 1,9 0,89
Nb 1,6 ± 0,9 6,5 ± 2,0 0,50 1,5 ± 0,4 6,2 ± 1,0 0,49
Fe 8,8 ± 1,0 8,9 ± 0,8 1,09 7,1 ± 0,9 7,0 ± 0,5 1,14
De fato, para ligas que contém adição de Nb, como o caso da liga 625, tem sido
apontado na literatura a existência de um perfil característico de segregação, idêntico ao
apresentado anteriormente na Figura 6.42. CIESLAK et al. (1988) determinaram a
distribuição dos elementos químicos ao longo das dendritas através de análise de
microsonda. Os autores verificaram que elementos como Nb, Mo, Ti e Si (k<1) segregam
fortemente para a região interdendrítica, enriquecendo esta região, enquanto os centros das
dendritas tornam-se empobrecidos destes elementos e ricos em Ni e Fe (k>1). Quanto ao
Cr, não foram observados indícios de segregação deste elemento para a região
interdendrítica. Comportamento semelhante foi observado por DUPONT et al. (2003). Estes
resultados estão em consonância com o perfil de segregação observado no presente
trabalho.
A Tabela 6.7 apresenta alguns valores de coeficientes de distribuição para os
principais elementos encontrados nas ligas 625 e 718 (cuja composição assemelha-se à
625). Além do Nb, outros elementos como C, Si e Ti, apresentam valores de k < 1, indicando
sua forte tendência a segregar para o líquido. Embora no presente trabalho não tenham sido
detectados com precisão estes elementos, sabe-se que eles estão presentes na
composição global e devem apresentar comportamento semelhante em termos de
microsegregação. O Mo, de acordo com os resultados da literatura, também segrega para o
líquido (k < 1), mas os valores de k são maiores que os apresentados pelo Nb, Ti, Si e C. O
Ni e o Fe possuem uma pequena tendência à segregação para o sólido, semelhante ao
observado no presente trabalho.
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
200
Quanto ao Cr, no presente trabalho, este elemento apresentou uma leve tendência a
segregar para o sólido (k > 1), o que é interessante, pois evita que precipitados ricos em Cr,
como carbonetos, sejam formados ao final da solidificação. Segundo a literatura, este
elemento apresenta pequenas variações de K, sempre com valores muito próximos de 1,
indicando um baixo potencial de segregação. BANOVIC et al. (2002) avaliando a
microsegregação na soldagem dissimilar entre a liga 625 e um aço inoxidável
superaustenítico, verificaram que o Cr apresentou uma leve tendência à segregar para o
líquido (k < 1). Já nos trabalhos de CIESLAK et al. (1990) e DUPONT (2003) foram
encontrados valores de k
Cr
> 1. Em ambos os casos, os valores são muito próximos de 1,
variando entre 0,95 até 1,05, assim, é possível que a tendência para segregar deste
elemento varie de condição para condição, ou que esta diferença de comportamento seja
decorrente dos erros de medida da composição química.
Tabela 6.7. Coeficiente de distribuição, k.
Elemento Liga 625
(Cieslak et al., 1988)
Liga 625 (overlay)
(DuPont et al., 1996)
Liga 718
(Cieslak et al., 1990)
C 0,21 - -
Si 0,57 - 0,67
Nb 0,54 0,46 0,48
Ti - - 0,63
Mo - 0,86 0,82
Ni - 1,04 1,0
Cr - 1,05 1,03
Fe - 1.02 1,04
A diluição também pode influenciar sobremaneira a microestrutura resultante das ligas
durante a solidificação. O C e o Si influenciam fortemente a formação de carbonetos e de
fase Laves, respectivamente. Avaliando o diagrama binário Ni-Nb obtido através do
programa Thermocalc
®
(Figura 6.43) verifica-se que não há a formação desta fase para este
sistema binário, requerendo então a presença de outros elementos para o seu
favorecimento. Neste contexto, o Fe se torna também um elemento importantíssimo para
favorecer a formação da fase Laves em ligas à base de Ni, dada a sua capacidade em
formar fase Laves do tipo Fe
2
Nb.
DUPONT (1996) estudou o processo de solidificação de ligas 625 soldadas sobre um
substrato de aço 2,25Cr-1Mo e verificou o efetivo papel do Fe na soldagem de revestimento
com estas ligas. O autor reporta que o significativo enriquecimento da liga 625 por Fe devido
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
201
a diluição com o substrato foi preponderante para a microestrutura de solidificação
resultante, a qual ocorreu ao longo de uma faixa de temperatura de 170ºC seguindo a
sequência:
L → L + γ → L + γ + Laves → γ + Laves
Figura 6.43. Diagrama binário Ni-Nb.
Outro fator apontado por DUPONT para este caminho de solidificação foi o baixo teor
de C do substrato, o qual foi de 0,13%. Considerando o teor de C do substrato usado neste
trabalho %C = 0,15 (ASTM A516 Gr. 60), este se assemelha ao teor de C do substrado
utilizado por DUPONT (1996). ZHAO et al. (1993) estudaram a microestrutura de
revestimentos da liga 625 soldados sobre aço carbono com teor de 0,25% e observaram a
presença de ambas as fases ricas em Nb, carbonetos e Laves, porém o teor de carbono do
substrato é 40% superior ao do aço ASTM A516 Gr 60.
CIESLAK et al. (1988) estudaram a solidificação da liga 625 variando os teores de C,
Si e Nb. Os autores verificaram que quando a liga continha baixos teores de C (0,009%) e Si
(0,03%), associado a um teor de Fe de 2,3% e 3,6% de Nb, houve uma pequena população
(0,3% vol.) de fases secundárias interdendríticas consistindo de fases Laves rica em Nb e
carbonetos MC (NbC). Já quando houve a adição de 0,038% de C ocorreu somente a
formação de carbonetos MC (NbC), indicando que a presença do C mesmo em quantidade
ainda pequena pode ter sido capaz de suprimir a formação da fase Laves. Em outra liga na
qual foi adicionado 0,38% de Si e o teor de carbono era baixo, houve a formação de fase
Laves rica em Nb e de carbonetos do tipo M
6
C. Quando foram adicionados conjuntamente C
(0,035%) e Si (0,46%), ambas as fases foram formadas durante a solidificação, carbonetos
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
202
MC (NbC) e Laves rica em Nb. Todos estes resultados foram confirmados através de
análise térmica diferencial e microscopia eletrônica.
Teoricamente, considerando somente a semelhança entre os teores de C dos
substratos usados no presente trabalho e o usado por DUPONT (1996), seria esperado que
no final da solidificação ocorresse somente a formação de eutéticos de fase Laves rica em
Nb. No entanto, os teores de Fe presentes nos revestimentos devido à diluição com o
substrato variaram entre 6 e 15 %. Estes valores são bem inferiores ao valor verificado por
DUPONT (1996) em seu trabalho no qual a liga 625 solidificou formando somente fase
Laves como constituinte secundário, cujo teor de Fe foi de 28%. Assim, é possível que os
menores teores de Fe dos revestimentos aqui estudados não sejam suficientes para
possibilitar a completa solidificação do líquido interdendrítico (rico em Nb) em fase Laves,
permitindo então a formação de carbonetos durante a solidificação.
De fato, DUPONT (1996) tem destacado que o aumento do teor de Fe na liga 625
aparentemente favoreceu a formação da fase Laves rica em Nb ao ponto de suprimir
completamente a formação de carbonetos NbC. Vale destacar que no trabalho de DuPont
(1996) o revestimento foi depositado segundo uma única condição de parâmetros de
soldagem, não sendo avaliado o efeito de outros fatores que não a composição química.
Além disso, deve ser destacado o importante papel dos nitretos (TiNb)N presentes no
metal de adição, os quais atuam como nucleadores de carbonetos (NbTi)C durante o
processo de solidificação. Isto posto, uma nova rota para explicar o processo de
solidificação da liga 625 é proposta no presente trabalho, conforme mostrado abaixo:
L + (TiNb)N → L + γ +(TiNb)N → L + γ + (TiNb)N/(NbTi)C → L + γ + (TiNb)N/(NbTi)C + NbC
→ L + γ + (TiNb)N/(NbTi)C + NbC + Laves → γ + (TiNb)N/(NbTi)C + NbC + Laves
Inicialmente tem-se o volume da poça de fusão completamente no estado líquido com
a presença de partículas sólidas de nitretos de titânio e nióbio (TiNb)N. Com o início da
solidificação ocorre a formação da fase γ e posteriormente o inicio do crescimento de
carbonetos ricos em Nb sobre a superfície dos nitretos (TiNb)N pré-existentes. Dependendo
das condições de soldagem, pode ocorrer ainda a formação de carbonetos NbC. Com o
prosseguimento do processo de solidificação ocorre um expressivo aumento da
concentração de Nb no líquido interdendrítico, causando a formação da fase Laves. Por fim,
tem-se uma microestrutura constituída pela matriz γ, os precipitados complexos de
(TiNb)N/(NbTi)C e carbonetos NbC, além da fase Laves.
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
203
De forma a avaliar alguma possível alteração do processo de solidificação ou
formação preferencial de alguma destas fases em função das condições de soldagem
aplicadas, foi realizada uma avaliação qualitativa baseada na observação da microestrutura
e morfologia dos constituintes, bem como análise de difração de raio-X.
A amostra T4, soldada com aporte térmico intermediário (E = 19,3 kJ/cm) usando a
técnica de energia TE V, gás de proteção Ar puro e tecimento triangular, apresentou uma
microestrutura constituída predominantemente por precipitados com morfologia de
bastonetes ou com aspecto eutético, os quais foram caracterizados como fase Laves rica
em Nb. Também são observados os conjuntos (TiNb)N/(NbTi)C com morfologia cúbica, em
bloco e cruciforme. A Figura 6.44 apresenta micrografias da microestrutura do metal de
solda da amostra T4 escolhidas aleatoriamente, as quais são representativas do aspecto
geral da microestrutura.
Figura 6.44. Micrografias da amostra T4. (a) último cordão de solda; (b) primeiro cordão de
solda.
Diferentemente do verificado para a amostra T4, cuja predominância da fase Laves foi
claramente observada, a amostra soldada com a condição T10 apresentou uma
microestrutura mais heterogênea constituída por regiões com predominância de fase Laves
e outras constituídas principalmente por precipitados cúbicos do sistema complexo
TiNbN/(NbTi)C. Esta amostra foi soldada com aporte térmico baixo (17,5 kJ/cm), técnica da
energia TE I, mistura Ar + He e tecimento duplo-8. Imagens representativas da
microestrutura do volume do revestimento para esta condição de soldagem são
apresentadas na Figura 6.45a e b.
Em ambas as Figuras são observados precipitados com dimensões bastante
reduzidas. Contudo, na Figura 6.45a tem se uma maior predominância de precipitados
Eutéticos de fase
Laves rico em Nb
(a)
(b)
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
204
cúbicos de carbonetos/nitretos enquanto que na Figura 6.45b verifica-se grande quantidade
de precipitados nos volumes interdendríticos, os quais são fases Laves.
Figura 6.45. Microestrutura da amostra T10. (a) último cordão de solda; (b) primeiro cordão
de solda.
Embora grande quantidade dos precipitados de carbonetos/nitretos tenham sido
observados, verificou-se na região entre passes, próximo à interface com o substrato, a
presença de grande quantidade de estruturas eutéticas em regiões muito específicas, bem
como a formação de trincas de solidificação ao longo dos contornos de grão de solidificação.
Vale destacar que dentre todas as amostras soldadas na etapa do teste de Taguchi,
somente nesta ocorreu a formação de trincas de solidificação. A Figura 6.46a apresenta
uma micrografia da região onde foram encontradas as trincas. Também é apresentado um
desenho esquemático da localização destas trincas em relação ao cordão de solda (Figura
6.46b). A morfologia destes eutéticos assemelha-se a algumas formações eutéticas
observadas nos trabalhos de DUPONT et al. (1998a e 1998b) e CIESLAK et al. (1989b), a
qual foi considerada pelos autores característica de fase Laves rica em Nb. A análise
química de um destes eutéticos observados próximo às trincas de solidificação encontradas
na amostra T10 está apresentada na Figura 6.47. Observa-se no interior do eutético uma
significativa quantidade de Nb, Mo e, em menor quantidade, Si, indicando ser um eutético
γ/Laves.
A Figura 6.48 apresenta uma destas trincas de solidificação localizada na região entre
o 5º e o 6º cordão de solda próxima à interface revestimento/substrato. Em destaque é
apresentada uma ampliação de um eutético de fase Laves rica em Nb e uma ampliação da
trinca mostrando a presença de um filme de fase laves entre as superfícies da trinca. Tem
sido reportado em diversos trabalhos encontrados na literatura que a segregação durante a
solidificação e consequente formação de eutéticos com baixo ponto de fusão são
(a)
(b)
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
205
considerados fatores decisivos para a origem de trincas à quente (NAFFAKH et al., 2009;
NOECKER II & DUPONT, 2007; DUPONT et al., 2003; CIESLAK, 1991).
Figura 6.46. (a) Micrografia indicando uma trinca de solidificação no metal de solda. (b)
Desenho esquemático da localização das trincas no revestimento.
O problema da formação de eutéticos devido à segregação de elementos durante a
solidificação reside no fato de que certos elementos, ao enriquecerem o líquido
remanescente, causam a redução no seu ponto de fusão, ampliando assim a faixa de
temperatura para ocorrer a solidificação. CIESLAK (1991) cita que a susceptibilidade de
uma liga ao fenômeno de trinca à quente é maior quanto maior for a quantidade de
eutéticos. Isso porque o aumento da quantidade de eutético na microestrutura implica em
maiores volumes de líquido interdendrítico em alta temperatura. No entanto isso só é
verdade para o caso em que o eutético apresenta uma temperatura de solidificação
significativamente menor em relação a fase pro-eutética, proporcionando um grande delta
de temperatura entre o início e o fim da solidificação.
Neste contexto, quanto maior for a temperatura final de solidificação, menor será a
faixa de solidificação e menor será a susceptibilidade à trinca à quente. DUPONT (1998a)
estudou a temperatura de solidificação final de ligas com diferentes teores de Fe, Ni, Nb, Si
e C, bem como os respectivo eutéticos formados, usando dados de solubilidade combinados
com a técnica PHACOMP. Os resultados indicaram que quando a solidificação favoreceu a
formação de eutéticos de NbC, a temperatura final de solidificação variou entre 1360ºC a
1305ºC enquanto que para a solidificação final em fase Laves a temperatura variou entre
1256ºC a 1243ºC.
ZAC
Zona fundida
Trincas
Metal base
Trinca
Zona de formação
de fase Laves
(a)
(b)
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
206
Figura 6.47. Mapeamento químico de um precipitado com morfologia eutética. Amostra T10
(a)
(b) (c)
(d)
(e)
(f) (g)
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
207
Figura 6.48. (a) Trinca de solidificação na amostra T10 (Inconel 625). (b) Detalhe da trinca
mostrando o filme de fase secundária entre as superfícies. (c) Em detalhe uma região
interdendrítica contendo o eutético γ/Laves rico em Nb.
Eutético de
fase Laves Nb
(a)
(b)
(c)
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
208
CIESLAK et al. (1988) avaliaram a temperatura final de solidificação da liga 625 com
variações nos teores de Nb, C e Si e verificaram uma temperatura de solidificação final
maior quando houve a formação de carbonetos (1246ºC a 1231ºC) do que quando houve a
solidificação por fase Laves (1158ºC a 1148ºC). Tais resultados indicam que o processo de
solidificação findando com a formação de carbonetos primários ao invés de fase Laves é
preferido, considerando à susceptibilidade destas ligas à trincas de solidificação.
Para a amostra T13, soldada com 20 kJ/cm com gás de proteção Ar + NO e tecimento
duplo 8, os resultados revelaram uma microestrutura constituída por precipitados cúbicos de
carboneto MC (NbTiC), finamente dispersos, e precipitados com morfologia alongada
(Laves). No entanto, houve uma predominância por precipitados cúbicos formados pelos
complexos carbonetos/nitretos (NbTi)C/(TiNb)N.
A Figura 6.49 apresenta duas micrografias representativas da microestrutura
apresentada pelo revestimento para o último e o primeiro cordão de solda. É observada
aparentemente uma distribuição homogênea entre a fase Laves e o complexo
(TiNb)N/(NbTi)C cúbico. Além disso, observou-se uma maior quantidade de precipitados no
primeiro cordão de solda em relação ao último cordão. De fato, a análise quantitativa dos
precipitados via programa de análise de imagem confirmou tal comportamento, como será
destacado ao final deste Capítulo.
Figura 6.49. Microestrutura do revestimento da amostra T13. (a) último cordão de solda; (b)
primeiro cordão de solda.
A amostra T16, cujo aporte térmico empregado foi mais alto (E = 25,8 kJ/cm), teve
como microestrutura resultante uma presença em quantidade aparentemente maior de
precipitados com morfologia eutética e partículas alongadas, ambas caracterizadas como
fase Laves, e a princípio uma menor quantidade de carbonetos. Verificou-se que o tamanho
dos precipitados foi maior quando comparado com as amostras T10 e T13. Comparando as
(a)
(b)
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
209
imagens entre o último e o primeiro cordão, as quais são apresentadas nas Figura 6.50a e
b, respectivamente, não foi possível verificar de forma clara variação em termos de
quantidade de precipitados entre o primeiro e o último cordão de solda.
Figura 6.50. Microestrutura do revestimento da condição T16. (a) último cordão de solda; (b)
primeiro cordão de solda.
Para confirmar qualitativamente as evidencias de predominância das fases
secundárias em cada uma das condições de soldagem, observadas anteriormente via
microscopia eletrônica, foram realizadas análises de difração de raios-X a partir de pós dos
precipitados extraídos eletroliticamente segundo a norma ASTM E963-10 (ASTM, 2010).
Considerando que as partículas de precipitados são submetidas a intensa agitação e
mistura durante as etapas de lavagem, secagem e moagem, considerou-se então que a
porção de pó avaliada foi homogênea e representativa do percentual total de precipitados
presentes nas ligas.
Os resultados da análise de DRX indicaram tanto a presença de carbonetos MC
(NbTiC) (os quais devem corresponder aos precipitados complexos nitretos/carbonetos)
quanto de fase Laves nas amostras avaliadas. Contudo, de uma forma geral, verificou-se
uma distinção entre a predominância de cada fase para amostras soldadas com baixo e alto
nível de energia. Considerando os difratogramas das amostras T4 e T10 (Figura 6.51a e b),
verificou-se a presença de três picos com boa intensidade, os quais foram indexados para a
fase γ segundo o padrão PDF 35-1489 (correspondente ao padrão da liga de níquel Rene
41), cuja presença está associada à uma possível dissolução incompleta da matriz durante a
extração dos precipitados.
Para os picos restantes, três corresponderam aos carbonetos MC do tipo NbTiC (PDF
47-1418) (MORRA et al., 1992), sendo outros quatro picos correspondentes à fase Laves. A
fase Laves foi indexada segundo o padrão PDF 07-0145 correspondente a uma fase Laves
(a)
(b)
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
210
complexa contendo Cr, Fe, Mo Si e Ti, cuja fórmula química é Cr
5
Fe
50
Mo
8,90
Si
5,70
Ti
20,40
.
Embora não seja exatamente a fase observada no trabalho, visto que a fase Laves
encontrada é rica em Nb e tal padrão apresenta como elementos predominantes o Fe e o Ti,
ainda assim este padrão foi escolhido por se tratar de uma fase Laves contendo a maioria
dos elementos químicos observados para a liga 625, e por apresentar estrutura cristalina
hexagonal com parâmetros de rede (a = 0,477 nm e c = 0,779 nm) compatível com o
reportado na literatura para a fase Laves rica em Nb (estrutura cristalina hexagonal, a =
0,479 nm, c = 0,770 nm) (CIESLAK et al., 1990).
Figura 6.51. Análise de difração de raio-X. (a) Amostra T4 (E
média
); (b) Amostra T10 (E
baixa
);
(c) Amostra T13 (E
média
); (d) Amostra T16 (E
alta
).
O resultado da difração de raio-X para as amostras T13 e T16 (Figura 6.51c e d)
indicaram uma maior presença de fases constituídas por carbonetos e nitretos. De fato,
houve uma menor quantidade de picos indexados para a fase Laves (PDF 07-0145), e um
crescimento de picos relacionados à carbonetos NbTiC. No entanto, também houve a
presença de picos com alta intensidade para os carbonetos MC do tipo NbC (PDF 05-0658).
Isso pode estar associado a uma menor velocidade de resfriamento que pode permitir o
crescimento de carbonetos NbC a partir dos precipitados complexos (TiNb)N/(NbTi)C.
(a)
(b)
(c) (d)
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
211
Assim, considerando somente as amostras T10, T13 e T16, cuja variação da energia
de soldagem se dá pelo aumento da corrente, verificou-se de uma forma geral que o
aumento da corrente tende a minimizar a formação da fase Laves. Para a amostra T10 que
foi soldada com o menor valor de corrente de soldagem, houve uma maior predominância
de fase Laves e ainda uma grande heterogeneidade de distribuição destas fases, as quais
resultaram inclusive na formação de trincas de solidificação. Para as amostras soldadas
com corrente intermediária e alta, verificou-se uma redução da fase Laves e considerável
aumento da fração dos carbonetos/nitretos.
Tal comportamento pode estar associado a maior velocidade de solidificação e
resfriamento que embora dificulte um pouco a segregação, deve dificultar mais ainda o
processo de crescimento de carbonetos de Nb sobre os nitretos de Ti. Isso pode explicar
porque somente na amostra soldada com baixo nível de energia/corrente (T10) foi
observada a formação de zonas com predominância de fase Laves nos volumes
interdendríticos, além de ter sido a única a apresentar trincas de solidificação.
Para as amostras soldadas com corrente mais alta, embora haja um possível efeito da
agitação da poça que cause uma maior homogeneidade do líquido, este pode ter sido
contrabalanceado pelo aumento do volume da poça, que dificulta o movimento convectivo, e
pelo aumento da energia de soldagem que favorece a segregação do Nb, Mo e Si para o
líquido interdendrítico e o crescimento dos carbonetos. O aporte térmico mais elevado,
reduz a velocidade de solidificação e resfriamento, propiciando tempo suficiente não só para
a segregação mas principalmente para o crescimento dos carbonetos (NbTi)C e ou NbC
sobre os núcleos de nitreto (TiNb)N. Este processo auxilia no consumo do Nb, ajudando a
reduzir sua disponibilidade para a formação da fase Laves.
7.3.2. Liga Hastelloy C276
A microestrutura dos revestimentos depositados com a liga C276 foi constituída por
uma matriz γ e precipitados interdendríticos e intergranulares. A distribuição de elementos
químicos na matriz seguiu comportamento semelhante ao apresentado para a liga 625,
indicando a ocorrência de microsegregação. A Figura 6.52 apresenta o mapeamento
químico de uma região interdendrítica da amostra T2, na qual é possível observar o
empobrecimento de Ni e Fe sobre as regiões interdendríticas, enquanto que o teor de Mo é
enriquecido. Quanto ao Cr e ao W nenhuma alteração significativa foi observada.
Visando avaliar quantitativamente a variação em termos de composição química entre
o centro das dendritas e a região interdendrítica foram realizadas análises pontuais via EDS
em diversas regiões do último cordão de solda nas amostras T2 e T17. Com base nestas
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
212
análises, foram determinados os coeficientes de distribuição para cada elemento químico.
Os resultados destas análises encontram-se na Tabela 6.8.
Figura 6.52. Mapeamento químico da zona de crescimento dendrítico. Amostra T2. (a)
Imagem de MEV; (b) Níquel; (c) Cromo; (d) Molibdênio; (e) Tungstênio; (f) Ferro.
Verifica-se que o Ni e o Fe apresentam k > 1 em ambas as amostras, indicando que
estes elementos segregam no sentido de enriquecer o sólido. O Cr apresentou um
(c)
(d)
(b)
(a)
(e)
(f)
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
213
coeficiente k = 1, indicando que este não apresentou nenhuma tendência para segregação.
O Mo apresentou uma forte tendência a segregar para o líquido durante a solidificação,
caracterizado pelo valor de k < 1. Quanto ao W, este apresentou uma pequena tendência a
segregar para o líquido, semelhante ao observado para o Mo, no entanto, devido ao grande
desvio padrão apresentado para o percentual deste elemento, torna-se difícil afirmar com
base somente no valor de k que a segregação ocorre realmente do sólido para o líquido.
Contudo, como será apresentado adiante, as fases secundárias formadas ao final da
solidificação apresentaram elevados teores de W, podendo ser um indicativo de que o
líquido residual estaria rico em W e, portanto, confirmaria que o W segrega para o líquido.
Tabela 6.8. Distribuição de elementos químicos nas regiões dendríticas e interdendríticas.
Elemento T2 T17
C
s
C
i
k C
s
C
i
K
Ni
47,8 ± 2,3 45,1 ± 1,2 1,06 50,6 ± 2,0 48,6 ± 1,9 1,04
Cr
14,1 ± 1,0 13,9 ± 0,4 1,00 16,3 ± 1,0 15,8 ± 0,9 1,00
Mo
10,9 ± 0,7 14,5 ± 1,0 0,79 13,1 ± 1,2 17,9 ± 1,1 0,86
W
2,5 ± 2,0 3,0 ± 1,7 0,92 3,4 ± 2,0 3,6 ± 2,3 0,92
Fe
24,6 ± 0,9 23,4 ± 0,5 1,10 16,0 ± 1,2 14,5 ± 1,2 1,07
A Figura 6.53 mostra a microestrutura característica para as zonas de crescimento
celular-dendrítico e completamente dendrítico, as quais são representativas do padrão
normalmente observado. É possível observar nestas regiões a presença de partículas
precipitadas ao longo dos volumes interdendríticos e intercelulares. Estas fases precipitadas
são formadas devido à segregação de elementos durante o processo de solidificação, a qual
ocasiona uma alteração na composição química do metal líquido no estágio final de
solidificação, favorecendo a formação de uma ou mais fases.
Houve uma significativa diferença no tamanho, orientação e distribuição das fases
secundárias em função do modo de solidificação. Em zonas de crescimento celular-
dendrítico, o relativo paralelismo entre as células resultou na formação de grandes e
alongados precipitados com morfologia vermicular, seguindo a orientação de crescimento do
sólido. Com a mudança para o modo dendrítico, houve a redução do tamanho das
partículas, bem como a perda de orientação relativa à direção de crescimento.
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
214
Figura 6.53. Microestrutura representativa da região de crescimento celular-dendrítico (a) e
dendrítico (b). Amostra T5.
Algumas morfologias de precipitados foram observadas durante o estudo da
microestrutura dos revestimentos com liga C276. Inicialmente foram observados próximo à
interface, a presença de precipitados na forma de filme nos contornos de grão e subgrão de
solidificação, como mostrado na Figura 6.54. Estes precipitados foram encontrados
principalmente em cordões que sofreram novos aquecimentos devido aos ciclos térmicos
pela deposição de novos cordões de solda.
Figura 6.54. Filme de precipitados nos contornos de grão junto à interface. Amostra T8.
O detalhe de um destes contornos de grão de solidificação decorados com
precipitados na forma de filme é apresentado na Figura 6.55. No detalhe apresentado na
Figura 6.55b é possível observar algumas protuberâncias ao longo das bordas do filme, as
quais podem ser resultado ou de uma solidificação eutética havendo um entrelaçamento
(a) (b)
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
215
entre a matriz γ e a fase secundária, ou um provável crescimento localizado da fase
secundária.
Figura 6.55. Precipitados na forma de filme em contornos de grão e interdendríticos.
Amostra T8.
Também foi observada a precipitação de fase secundária nos contornos de grão
migrados (CGM), os quais atravessam ao longo do interior dos grãos diversas vezes os
centros das dendritas, bem como regiões interdendríticas. A Figura 6.56 apresenta dois
exemplos de contornos de grão migrados nos quais houve a precipitação de fases
secundárias. Observou-se que a precipitação ocorreu somente quando o CGM encontra-se
na região interdendrítica, a qual é rica em Mo devido a segregação durante a solidificação
fora do equilíbrio. Ao cruzar o centro das células ou dendritas não são observados indícios
de precipitação, conforme indicam as setas na Figura 6.56.
Juntamente com os precipitados em forma de filme nos contornos de grão e subgrão,
observou-se também um emaranhado de precipitados disformes, cuja estrutura típica é
apresentada na Figura 6.57a. A ampliação da fase secundária (Figura 6.57b) revelou a
presença de outros minúsculos precipitados associados a fase secundária principal. No
interior dos círculos indicados na Figura 6.57b (Indicação A) é possível observar
agrupamento de precipitados muito pequenos no interior da fase secundária. Este
comportamento foi observado para cordões que foram reaquecidos por passes
subsequentes, podendo ser um indicativo de alguma transformação de fase no estado
sólido, a qual dá origem a uma nova fase precipitada no interior da fase secundária inicial,
devido ao ciclo térmico de soldagem. Além deste, observa-se também um precipitado na
forma de bloco aparentemente cuboidal (Indicação B).
(a) (b)
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
216
Figura 6.56. Precipitação de fases secundárias em contornos de grão migrados. Amostra
T14.
Conforme comentado anteriormente, na região de crescimento celular-dendrítico foram
observados grandes e alongados precipitados. A Figura 6.58 mostra o mapeamento químico
obtido por EDS sobre um destes precipitados na amostra T5. Os resultados indicaram que
sobre o precipitado ocorreu uma redução nos teores de Ni e Fe enquanto que a
concentração do Mo aumentou significativamente. O Cr não sofreu alteração em termos de
distribuição, indicando não possuir qualquer preferência de partição para a matriz ou
precipitado. Quanto ao W, devido seu pequeno percentual na liga, não foi possível observar
nenhuma distribuição preferencial na análise de mapeamento químico por EDS. Resultados
semelhantes foram verificados para outras fases avaliadas tanto na região de crescimento
celular-dendrítico quanto na região dendrítica. Tais resultados indicam que as fases
secundárias formadas durante a solidificação dos revestimentos depositados com a liga
C276 são ricas principalmente em Mo.
A composição química média destes precipitados obtida por análise pontual de EDS é
apresentada na Tabela 6.9. Conforme verificado, o principal elemento formador destes
precipitados é o Mo, correspondendo a 50%. Observou-se ainda o aumento do teor de W no
precipitado. Segundo a literatura, o Mo é um forte formador de fases TCP como σ, P e µ,
podendo gerar uma microestrutura bastante complexa formada por diversas fases.
Diversos autores têm investigado a microestrutura de ligas Ni-Cr-Mo com adição de W,
a exemplo da liga C276. RAGHAVAN et al., (1982) foram pioneiros no estudo da
microestrutura da liga C276. Em um trabalho sobre o envelhecimento desta liga nas
temperaturas de 650ºC e 900ºC foi verificada a formação de três tipos de fase: µ, P e M
6
C.
A composição química das fases TCP ricas em Mo encontradas por RAGHAVAN et al.
(1982) são apresentadas na Tabela 6.9.
(a)
(b)
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
217
Figura 6.57. Emaranhado de precipitados com indícios da presença de novas partículas no
interior da fase secundária. Amostra T8.
Figura 6.58. Mapeamento químico de precipitados na amostra T5.
A
B
(a)
(b)
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
218
Tabela 6.9. Composição química média dos precipitados formados na Liga C276.
Fases
Concentração (% em peso)
Ni Cr Mo W Fe
Precipitados (Liga C276) 18,3 ± 0,2 14,5 ± 0,2 50,7 ± 0,5 5,5 ± 0,3 11,0 ± 0,2
Raghavan et al., 1982
(Liga NiCrMo)
P 27,6 13,3 48,0 4,0 4,9
µ
28,0 11,0 49,5 7,5 2,0
Cieslak et al., 1986
(Liga C276)
P 33,5 ± 0,6 15,7 ± 0,6 39,7 ± 1,5 6,5 ± 1,6 3,7 ± 0,2
µ
33,2 ± 0,8 15,2 ± 0,9 40,9 ± 0,6 6,2 ± 1,6 3,5 ± 0,3
Outro importante trabalho sobre a liga C276 foi desenvolvido por CIESLAK et al.
(1986) no qual os autores estudaram os aspectos metalúrgicos da soldagem de diversas
ligas a base de níquel, dentre elas a liga C276. Os autores verificaram somente a formação
de fase µ e fase P, cujas composições químicas encontram-se presentes na Tabela 6.9.
Como pode ser observado, a composição química de ambas as fases são muito
semelhantes, o que dificulta sua diferenciação somente por análise química. RAGHAVAN et
al. (1982) reforçam que as fases µ e P não podem ser identificadas somente através da
análise da sua composição. Além disso, a composição química das fases TCP pode ser
bastante complexa, sendo influenciada pela composição química da liga e pela forma como
estas precipitaram, se durante a solidificação (como no caso da soldagem ou fundição) ou
por envelhecimento (como no caso de tratamentos térmicos ou mesmo operação em alta
temperatura).
Por este motivo, as análises de microscopia eletrônica de transmissão e difração de
raio-X foram fundamentais para possibilitar a identificação das fases TCP. Destaca-se que a
análise de MET da liga C276 foi realizada a partir de amostras retiradas do último cordão
depositado para a condição T14. A escolha desta região foi devido a presença de
precipitados com menor dimensão em relação ao passes anteriormente depositados.
A Figura 6.59 apresenta uma imagem obtida em campo claro de uma fase TCP
alongada, a qual assemelha-se às fases presentes nos volumes intercelulares e
interdendríticos. Observam-se nesta imagem algumas imperfeições semelhantes a
contornos de grão, as quais podem ser um indicativo de que estas fases alongadas não são
formadas por um único cristal, mas sim constituídas por diversos grãos. O padrão de
difração de área selecionada mostrado na Figura 6.59b permitiu identificar inequivocamente
o precipitado como sendo fase P, com estrutura cristalina ortorrômbica, grupo espacial
Pbnm e parâmetros de rede: a = 0,907 nm; b = 1,701 nm e c = 0,474 nm. A análise da
composição química do precipitado obtida via EDS é apresentada na Figura 6.59c. O
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
219
resultado indicou teores muito semelhantes entre o Ni, o Cr e o Fe, sendo aproximadamente
12%, um expressivo aumento do teor de Mo (53,8%) e ainda um aumento do teor de W
(7,2%).
Composição química
Elemento % em peso
Cr (K) 12,9 ± 0,2
Fe (K) 12,1 ± 0,3
Ni (K) 12,8 ± 0,4
Mo (K) 53,8 ± 1,1
W (L) 7,2 ± 0,6
Figura 6.59. (a) Imagem de MET em campo claro – Fase P; (b) Padrão de difração de área
selecionada do precipitado segundo o eixo de zona [537]; (c) Análise química obtida por
EDS. Amostra T14.
A Figura 6.60a apresenta outro exemplo de precipitado encontrado nas amostras de
lamina fina analisadas através de MET. Novamente o padrão de difração foi indexado como
sendo fase P (Figura 6.60b). Vale ressaltar que no processo de indexação foram testadas
como hipótese todas as fases TCP’s possíveis para o sistema Ni-Cr-Mo, como a fase σ e a
fase µ. Contudo, nos casos apresentados considerando os resultados obtidos por MET na
liga C276, não houve resposta positiva para estas fases, sendo os padrões indexados para
a fase P. O resultado da análise química via EDS apresentado na Figura 6.60c mostra
(a)
(b)
(c)
(000)
(132)
P
(141)
P
(211)
P
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
220
comportamento semelhante aos demais observados, com o teor de Mo aproximadamente
50% e um aumento do teor de W (5,0 %).
Composição química
Elemento % em peso
Cr (K) 11,9 ± 0,2
Fe (K) 10,7 ± 0,3
Ni (K) 19,6 ± 0,4
Mo (K) 52,8 ± 1,1
W (L) 5,0 ± 0,6
Figura 6.60. (a) Imagem em campo claro de um precipitado de fase P; (b) Padrão de
difração de área selecionada orientado segundo o eixo zona [858]; (c) Análise de
composição química obtida por EDS. Amostra T14.
Como visto nas análises de composição química, considerável quantidade de
elementos secundários como o Fe e o W tem participado da formação da fase P, a qual
possui fórmula química do tipo Cr
9
Ni
20
Mo
21
. Outros autores também têm observado
comportamento semelhante em ligas comerciais com adição de W e/ou Fe (PAN et al.,
2005; CIESLAK et al., 1986). Baseado nesta observação, CIESLAK et al. (1986)
propuseram um conjunto de equações para incorporar os efeitos destes elementos sobre a
microestrutura, analogamente aos conceitos de Cr
eq
e Ni
eq
proposto para os aços
(c)
(a)
(b)
(000)
(283)
P
(481)
P
(202)
P
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
221
inoxidáveis cujo objetivo é predizer o modo de solidificação e a estabilidade de fases em
temperatura ambiente (SCHAEFLER, 1949; LONG & DELONG, 1974).
Segundo CIESLAK et al. (1986) a equação Mo
eq
(Eq. 6.5) considera o efeito do W
similar ao do Mo devido a sua natureza refratária, estrutura cristalina CCC, similaridades em
termos de ligação química e por sua preferencial segregação, migrando preferencialmente
para a formação de fases TCP. Esta consideração é suportada pelas observações de
RAGHAVAN et al. (1982) para a formação de fases P e µ. A equação para o Ni
eq
(Eq. 6.6)
combina os efeitos do Ni e do Fe, visto que estes elementos possuem similaridades em
termos de coeficiente de partição, permanecendo preferencialmente na matriz γ. Além disso,
ambos possuem estrutura cristalina CFC (em alta temperatura). Para o Ni
eq
também são
consideradas as concentrações dos demais elementos presentes na matriz. O Cr possui
característica distinta dos demais, não apresentando preferencial partição, ou seja, sua
concentração praticamente não varia entre matriz e precipitado. Por isso, a Equação 6.7 é
composta somente pelo percentual de Cr.
CrCr
XFeNiNi
WMoMo
eq
ieq
eq
%
%%%
%%
=
++=
+
=
∑
Onde: Σ%X
i
é o somatório dos percentuais dos demais elementos minoritários
presentes na liga.
Com base na análise de EDS, verificou-se que o percentual atômico dos precipitados
variou entre 17,2 e 19,1% para o Cr; 17,7 a 25,8% para o Ni; 14,3 a 16,9% para o Fe; 41,3 a
43,3% para o Mo e 2,2 a 3,0% para o W. Baseado nas equações acima, temos que o Cr
eq
foi
18,1%, o Ni
eq
foi 37,4 e o Mo
eq
foi 44,6% (Considerando valores médios de percentual
atômico), o qual está em boa concordância com o reportado por SHOEMAKER et al. (1957)
Cr
18
Ni
40
Mo
42
.
Também foram realizadas análises de difração de raio-X a partir de pós constituídos
de precipitados produzidos segundo a técnica de extração de precipitados descrita no
capítulo Materiais e Métodos. Os resultados da difração de raios-X estão apresentados na
Figura 6.61. É possível observar que boa parte dos picos foram indexados como fase P,
mostrando esta ser a fase secundária predominante na microestrutura dos revestimentos
soldados com a liga C276. Também foi verificada a presença de picos referentes à fase µ e
à fase σ. Destaca-se que em alguns casos houve uma sobreposição de picos entre a fase P
Eq. 6.5
Eq. 6.6
Eq. 6.7
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
222
e a fase µ, bem como entre a fase P e a fase σ. Além disso, resíduos da matriz γ presentes
nos pós avaliados resultaram na formação de picos com grande intensidade.
Figura 6.61. Resultados da análise de difração de raio-X para os precipitados extraídos da
matriz. (a) Amostra T2; (b) Amostra T5; (c) Amostra T8; (d) Amostra T17.
Para facilitar a compreensão da evolução microestrutural durante o processo de
solidificação, são apresentados a seguir diagramas de fases ternários Ni-Cr-Mo obtidos por
RAGHAVAN et al. (1984) através de determinação experimental via MET.
Avaliando o diagrama apresentado na Figura 6.62a para a isoterma de 1250ºC, tem-se
que para a composição química do volume do metal de solda, considerando a amostra T14,
o início da solidificação dar-se-á no campo monofásico da fase γ. No entanto, com o
processo de segregação de alguns elementos, ocorre uma alteração na composição
química do líquido no final da solidificação, conforme discutido anteriormente. Considerando
a composição química média dos precipitados encontrados nas análises de EDS, verifica-se
que a mesma encontra-se no interior do campo bifásico γ + P. Ressaltasse que a influência
dos elementos secundários Fe e W foram introduzidas na análise através das equações de
(a) (b)
(c) (d)
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
223
Ni
eq
e Mo
eq
. Isso demonstra que o processo de solidificação da liga C276 segue o caminho
apresentado abaixo:
L → L + γ → L + γ + P → γ + P
Figura 6.62. Diagrama de fases ternário Ni-Cr-Mo. (a) 1250ºC; (b) 850ºC. (RAGHAVAN et
al., 1984).
Este resultado está de acordo com o reportado pela literatura para a solidificação da
liga C276. CIESLAK et al. (1986a) têm estudado a solidificação desta liga e verificaram que
a solidificação tem início com a cristalização da fase γ, e em aproximadamente 1285ºC
ocorre a formação da fase P. PERRICONE et al. (2003) também avaliaram o caminho de
solidificação de ligas da classe Hastelloy e concluíram que o processo de solidificação da
liga ocorre seguindo o mesmo caminho apresentado anteriormente. Destaca-se ainda que
as análises de MET foram realizadas no último cordão de solda, o qual preserva a
microestrutura bruta de solidificação. Os resultados indicaram somente a presença de
precipitados de fase P não sendo observadas outras fases. Contudo, é importante destacar
que as análises de MET são extremamente limitadas em termos de área e isso pode resultar
numa baixa representatividade do comportamento da microestrutura.
Contudo, devido aos diversos ciclos térmicos produzidos na soldagem multipasses, é
provável que após o término da solidificação outras transformações possam ocorrer, sendo
agora no estado sólido. Considerando a Figura 6.62b, a qual apresenta o diagrama de fases
para a temperatura de 850ºC, observa-se que a região final de solidificação cuja composição
química correspondia aos precipitados de fase P, agora encontra-se dentro do campo
(a) (b)
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
224
bifásico γ + µ, resultando numa transformação parcial da fase P em fase µ. Visto que as
velocidades de resfriamento alcançadas durante os processos de soldagem são
significativamente elevadas, o material permanece durante um curto período de tempo na
faixa de temperatura de transformação, permitindo somente uma transformação parcial da
fase P em fase µ.
A transformação da fase P em fase µ foi reportada por RAGHAVAN et al. (1984) e
CIESLAK et al. (1986b) em seus estudos sobre a liga C276, o que corrobora as
observações apresentadas no presente trabalho. Embora não tenham sido encontrados
indícios de tal transformação nas análises de MET, uma vez que sua avaliação foi realizada
com o material no estado bruto de fusão, os resultados da análise de difração de raio-X, a
qual foi produzida a partir de pós formados pelos precipitados extraídos do volume total da
matriz (tendo sido esta reaquecida várias vezes pelos ciclos térmicos de soldagem),
indicaram a contento a presença de fase µ em todas as amostras. A não observância desta
fase na análise de MET pode ser também atribuída a limitada região de análise.
Quanto à formação de outras fases como a fase σ, CIESLAK et al. (1986a) e
PERRICONE et al. (2003) destacam que a formação da fase σ é pouco provável durante a
solidificação da liga C276 devido ao menor teor de Cr. Contudo, a liga estudada no presente
trabalho encontra-se em uma condição distinta da avaliada por todos os autores aqui citados
e que se dedicaram ao estudo da liga em questão – C276 (CIESLAK et al., 1986a;
PERRICONE et al., 2003; RAGHAVAN et al., 1984), visto que esta foi depositada sobre um
substrato rico em Fe.
Tais condições resultaram num aumento do teor de Fe no volume do metal de solda, o
qual passou de 6% para valores entre 11 a 22%, dependendo da condição de soldagem
empregada. A presença do Fe em maiores concentrações na liga pode resultar numa
redução da solubilidade de certos elementos como Mo, W e Cr, bem como aumentar a
possibilidade de formação da fase σ em regiões localizadas considerando que a referida
fase é do tipo Fe-Cr-Mo, necessitando assim da presença de Fe para sua formação. Além
disso, devido à segregação destes elementos, em algumas regiões podem ser alcançadas
concentrações de Fe, Cr e Mo capazes de favorecer a formação da fase σ durante a
solidificação, o que justificaria a presença dos picos encontrados nas análises de DRX.
TURCHI et al. (2006) realizaram modelamentos sobre as transformações de fase em
ligas Ni-Cr-Mo através de métodos termodinâmicos computacionais e verificaram que a fase
σ foi a primeira a se formar, no entanto, posteriormente houve a precipitação da fase P e a
transformação da fase σ em fase P (Figura 6.63), considerando as condições de equilíbrio.
No trabalho de TURCHI et al. (2006) não foi considerada a formação da fase µ.
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
225
Assim, acredita-se que no processo de solidificação e transformações de fase no
estado sólido dos metais de solda produzidos através da soldagem dissimilar entre a liga
Hastelloy C276 e aços C-Mn seja observada somente a formação da fase P durante o
estágio final da solidificação, e ainda alguma pequena quantidade de fase σ, ocorrendo
posteriormente a transformação parcial da fase σ em fase P e da fase P em fase µ durante o
resfriamento e/ou devido aos ciclos térmicos posteriores, os quais proporcionam o
reaquecimento do metal de solda entre 900 e 600ºC, seguindo a mesma rota sugerida por
CIESLAK et al. (1986a), a qual é apresentada a seguir:
L → L + γ → L + γ + σ → L + γ + σ + P → γ + σ + P + µ
Figura 6.63. Diagrama fração de fases x temperatura para a liga C276 em condição de
equilíbrio (TURCHI et al., 2006).
7.3.3. Liga Inconel 686
Nesta seção, serão detalhados os aspectos microestruturais observados durante a
análise da liga Inconel 686 aplicada no presente trabalho. É importante destacar que poucos
trabalhos sobre a liga 686 foram encontrados na literatura, e dentre estes, praticamente
nenhum faz qualquer detalhamento da microestrutura, restringindo-se apenas a comentar
suas propriedades de resistência à corrosão. Assim, será dada maior ênfase ao estudo da
microestrutura desta liga de forma a contribuir para o entendimento de seus aspectos
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
226
metalúrgicos, contribuindo para produção de conhecimento científico e tecnológico sobre a
soldagem de ligas da classe Ni-Cr-Mo-W.
A microestrutura bruta de solidificação dos revestimentos depositados com a liga 686
apresentou comportamento semelhante ao das demais ligas, sendo constituída por uma
matriz com fases secundárias precipitadas na região intercelular e interdendrítica. Através
da Figura 6.64 foi possível identificar a segregação de Mo para a região intercelular e uma
predominância do Ni em enriquecer o centro da dendrita. Os demais elementos avaliados
(Cr, W e Fe) não apresentaram alterações perceptíveis em sua distribuição ao longo das
células. Observa-se ainda a presença de fases secundárias ricas em Mo na região
intercelular.
A Figura 6.65 apresenta o perfil de composição química transversalmente à direção de
crescimento celular, o qual tem indicado um aumento no teor de molibdênio na região
intercelular, enquanto que para a mesma região é observado um empobrecimento de Ni. Por
esta figura foi possível observar também uma tendência de segregação do W para a região
interdendrítica. Análises quantitativas da composição química para o centro e o contorno
das células foram realizadas através da medição de cinco pontos em cada região e o
resultado médio desta avaliação encontra-se na Tabela 6.10.
Com base nas diferenças de composição química entre o centro das células/dendritas
(que correspondem ao primeiro sólido a se formar) e a composição global das ligas foram
determinados os coeficientes de distribuição k. Para o Ni e o Fe, foram verificados
coeficientes k > 1, indicando que a segregação ocorreu no sentido de enriquecimento do
sólido por parte destes elementos. O molibdênio apresentou coeficientes k < 1, indicando
sua forte tendência em segregar para o líquido durante a solidificação do metal. O Cr
novamente apresentou uma pequena alteração de comportamento, sendo encontrado para
uma amostra uma pequena tendência a segregar para o líquido (k<1) e em outra, para o
sólido (k>1), semelhante ao observado para a liga 625. Os mesmos comentários
anteriormente apresentados valem para o presente resultado. Quanto ao W, os valores dos
k indicaram haver uma tendência à segregação para as regiões interdendríticas.
Estes resultados indicaram haver uma forte tendência à segregação de elementos
como o Mo e o W durante a solidificação. Os dados encontrados para o Mo são compatíveis
com o encontrado por outros autores para ligas à base de Ni com adição de Mo
(PERRICONE & DUPONT, 2006; CIESLAK et al., 1990). Especial atenção deve ser dada ao
resultado observado para o W, que segundo o coeficiente de distribuição, segregou para a
região intercelular/interdendrítica. A variação na composição do W e sua segregação para a
região intercelular/interdendrítica é um fato intrigante, uma vez que na literatura, diversos
trabalhos têm reportado que o W tem sido adicionado a ligas contendo teores elevados de
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
227
Mo exatamente por enriquecer o centro das dendritas, minimizando os efeitos associados à
perda de resistência à corrosão devido ao empobrecimento de Mo no centro da dendrita
(KISER & COOPER, 1999; GARNER, 1982).
Figura 6.64. Mapeamento químico da zona de crescimento celular do metal de solda.
Amostra T18 depositada com a liga 686. Forte segregação de Mo para a região intercelular.
(a) (b)
(c)
(d)
(e)
(f)
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
228
Figura 6.65. Perfil de composição química transversal às células. Amostra T18. (a) Imagem
de MEV. (b) Perfil de composição química.
Cieslak et al. (1986) avaliaram a segregação dos diversos elementos presentes nas
ligas C4, C22 e C276 e, especialmente para o W, os autores não puderam identificar
nenhum padrão para a segregação do referido elemento devido a grande dispersão nos
resultados. De fato, como pode ser observado, o desvio padrão para as medidas do teor de
W é relativamente alta, tornando difícil qualquer afirmação sobre o comportamento da sua
segregação. Contudo, destaca-se que nas fases secundárias encontradas na
microestrutura, os teores de W são superiores ao valor nominal da liga. Estas fases se
formam devido ao enriquecimento do líquido residual por alguns elementos ao final da
solidificação, o que pode ser um indicativo que confirme a segregação do W para o líquido
(k<1).
Tabela 6.10. Diferença de composição química entre o entro da dendrita/célula e a região
interdendrítica/intercelular.
Elemento
T3 T18
C
s
C
i
K
C
s
C
i
k
Ni 40,7 ± 2,9 43,3 ± 2,4 1,14 59,5 ± 2,0 53,6 ± 1,2 1,06
Cr
21,5 ± 0,8 18,8 ± 0,7 0,96
21,3 ± 0,3 21,0 ± 0,4 1,04
Mo 10,5 ± 0,8 14,7 ± 0,7 0,89 13,8 ± 0,4 18,6 ± 0,6 0,85
W
3,4 ± 2,75 3,7 ± 1,5 0,94
3,2 ± 1,7 4,8 ± 1,3 0,80
Fe 23,5 ± 0,8 20,5 ± 0,7 1,02 1,7 ± 0,3 1,4 ± 0,1 1,05
(a)
(b)
Ni
Cr
Mo
W
Fe
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
229
O comportamento de segregação dos diversos elementos, em especial o do Mo,
durante a solidificação, é o principal responsável pela formação das fases secundárias
observadas nas regiões intercelulares, interdendríticas e nos contornos de grão de
solidificação. Iniciou-se o estudo sobre a formação das fases secundárias avaliando as
principais morfologias encontradas no volume do metal de solda. No entanto, antes de
comentar sobre a caracterização das fases secundárias, um breve comentário sobre as
diferenças encontradas entre as fases formadas nas regiões intercelulares e interdendríticas
será feito.
A Figura 6.66 apresenta duas regiões distintas em relação ao modo de solidificação. A
primeira (Figura 6.66a) constitui a zona de crescimento celular-dendrítico na qual se
observou a formação de fases secundárias no volume intercelular. Como pode ser
observado, nesta região o alinhamento entre as células favoreceu a formação de longas
cadeias de fase secundária, semelhante ao observado para a liga C276. A presença destas
cadeias de precipitados alongados nos volumes intercelulares pode prejudicar
significativamente as propriedades mecânicas, não só pelo fato de se tratarem de fases
frágeis, mas também devido à disposição orientada, provendo um caminho preferencial para
a propagação de trincas. Já para o crescimento puramente dendrítico os volumes para a
formação de fases secundárias tornam-se mais restritos devido ao crescimento dos braços
secundários, os quais auxiliam na quebra da continuidade das fases secundárias, tornando
as partículas menores.
Salienta-se que as estruturas celulares e celular-dendríticas situam-se no fundo do
metal de solda, logo após a região da interface. A zona de crescimento dendrítico
semelhante à apresentada na Figura 6.66b compreende boa parte do volume do metal de
solda. Ao topo do revestimento para as amostras soldadas com alto aporte térmico,
observou-se ainda uma estrutura dendrítica grosseira com significativo aumento da
quantidade de fases secundárias localizadas ao longo de todos os contornos
interdendríticos, como pode ser observado na Figura 6.67a. A avaliação em detalhe desta
região indicou uma especial formação da fase secundária, cuja morfologia foi característica
de uma estrutura eutética, conforme mostrado na Figura 6.67a e b.
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
230
Figura 6.66. (a) Formação das fases secundárias no volume intercelular. (b) Formação de
fases secundárias no volume interdendrítico. Amostra T3.
Figura 6.67. Microestrutura do topo do revestimento apresentando a formação de estruturas
com morfologia eutética. Amostra T18.
(a)
(b)
(c)
(a)
(b)
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
231
O mapeamento da composição química de uma destas estruturas eutéticas está
apresentado na Figura 6.68. Os resultados indicaram o empobrecimento em Ni e um
significativo aumento da concentração do Mo sobre a fase secundária. Para outros
elementos como Cr, W e Fe não foi detectada qualquer alteração na concentração destes
elementos. De fato, uma vez que a liga apresenta um elevado teor de Mo, o qual é um
elemento de intensa segregação e forte formador de fases TCP, é de se esperar a formação
de fases como µ, P e σ, as quais são ricas em Mo.
Figura 6.68. Mapeamento químico de um precipitado com morfologia eutética. Amostra T18.
Uma segunda morfologia observada na maioria das amostras soldadas com a liga 686
foi a de precipitados com aspecto lamelar localizados no interior da zona de crescimento
celular-dendrítica, como mostra a Figura 6.69. Estas fases foram predominantemente
encontradas na região próxima ao fundo da poça de fusão. Uma característica marcante
destas fases é o alinhamento de finas placas em uma direção preferencial. Através do
alinhamento das células/dendrítas foi possível determinar a orientação de crescimento do
sólido durante a solidificação. Traçando linhas paralelas às placas ou lamelas de fases
secundárias, observou-se que estas apresentam, em geral, uma angulação de
aproximadamente 45º em relação à direção de crescimento das células/dendrítas. Uma vez
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
232
que o metal de solda solidifica seguindo a textura de cubo com direção de crescimento
[100], tendo a 45º a direção [101], este resultado pode ser um indicativo da existência de
uma relação de orientação de crescimento entre as placas ou lamelas e a matriz γ, seguindo
uma direção de crescimento do tipo [100]γ // [101]
TCP
.
Figura 6.69. Precipitados com morfologia lamelar encontrados nas amostras: Amostra T9 -
(a) e (b); Amostra T18 - (c) e (d).
A análise química de um exemplar destes precipitados com morfologia lamelar é
apresentado na Figura 6.70. Os resultados indicaram somente uma leve redução do teor de
Ni e um aumento na concentração de Mo, indicando se tratar de uma fase TCP rica em Mo.
No entanto, deve ser destacado que a reduzida dimensão das placas de fase secundária
dificulta a análise química por EDS.
Este tipo de morfologia é incomum dentre as observadas para as fases TCP em
metais de solda de ligas de Ni endurecidas por solução sólida. Contudo, alguns trabalhos na
literatura têm apontado a precipitação de fases P ortorrômbicas de maneira celular em
contornos de grão de alto ângulo, em ligas com elevados teores de Re e W (POLLOCK,
1995; NYSTROM et al., 1997). WALSTON et al. (1996) têm reportado que a presença
(a) (b)
(c) (d)
~45º
~45º
~45º
[100]
[100]
[100]
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
233
destas colônias de fase P com morfologia celular resultaram em uma substancial queda na
resistência à fluência devido a propagação de trincas ao longo dos contornos das células.
Figura 6.70. Mapeamento químico de um precipitado com morfologia lamelar. Amostra T9.
NYSTROM et al. (1997) estudando a microestrutura de ligas de Ni endurecidas por
precipitação por γ’ observaram a formação de uma estrutura celular trifásica constituída por
γ, γ’ e fase P, sendo esta última rica em Re. Em termos de morfologia a estrutura lamelar
encontrada nos revestimentos depositados com a liga 686 e a estrutura celular reportada
por NYSTROM et al. (1997) apresentam certa semelhança. Dentre elas a orientação
observada entre as lamelas da fase secundária e a matriz. Assim como observado no
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
234
presente trabalho, NYSTROM et al. (1997) também verificaram que a orientação das placas
de fase P foram frequentemente alinhadas aproximadamente ao longo da direção [101]
enquanto a matriz cresceu ao longo da direção de cubo [100], como mostra a Figura 6.71.
Tais informações reforçam as suspeitas da estrutura lamelar ser constituída por fase P rica
em Mo.
Figura 6.71. Precipitação celular de fase P rica em Re em uma liga de Ni endurecida por
precipitação (NYSTROM et al., 1997).
Outra morfologia bastante comum de precipitados foram longas colunas de fase
secundárias formadas ao longo dos contornos das estruturas de crescimento celular e/ou
celular-dendrítico da matriz. Este tipo de precipitado juntamente com pequenos blocos ao
longo das regiões interdendríticas foram as formas mais comuns de precipitados observados
na microestrutura dos revestimentos depositados com a liga 686.
A Figura 6.72 apresenta o mapeamento químico de uma destas fases formadas ao
longo da região intercelular. Como pode ser observado, a fase apresenta-se enriquecida em
Mo e sofre um empobrecimento de Ni e Fe. O Cr se mantém uniforme entre a matriz e o
precipitado, enquanto que o W encontra-se disperso sem nenhuma concentração
preferencial. Observando-se atentamente a imagem da distribuição do Mo foi possível
observar uma zona escurecida ao redor do precipitado. Este comportamento pode ser um
indicativo de um provável processo de empobrecimento de Mo ao redor do precipitado. Uma
discussão mais detalhada sobre este comportamento será apresentada mais a frente nas
análises de MET.
A composição química média dos precipitados alongados observados por MEV na
região de crescimento celular/dendrítico dos revestimentos depositados com a liga 686 foi
determinada por EDS, a qual indicou um alto percentual de Mo (50,7%), um teor de Ni de
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
235
18,3%, Cr com 14,5% e ainda 11% de Fe e 5,5% de W. Calculando os valores de Ni
eq
, Cr
eq
e Mo
eq
segundo CIESLAK et al. (1986) tem-se que o Ni
eq
do precipitado é igual a 29,3%, o
Mo
eq
é 56,2% e o Cr
eq
permanece em 14,5%. Estes valores são consistentes com o
apresentado por RAGHAVAN et al. (1984).
Figura 6.72. Mapeamento químico de um precipitado na região intercelular. Amostra T9.
Os precipitados presentes no volume do metal de solda foram analisados via MET. A
Figura 6.73a e a Figura 6.74a apresentam dois exemplos de precipitados comumente
observados no metal de solda da liga 686. Observa-se que a estrutura dos precipitados
apresenta-se uniforme, sem a presença de falhas de empilhamento e/ou qualquer outro tipo
de defeito cristalino.
Através do padrão de difração de área selecionada (selected area diffraction – SAD)
os precipitados foram identificados inequivocamente como sendo fase P com estrutura
cristalina ortorrômbica, grupo espacial Pbnm e parâmetros de rede: a = 0,907 nm; b = 1,701
nm e c = 0,474 nm (Figura 6.73b e 6.74b).
A análise química via EDS dos precipitados são apresentadas na Figura 6.73c e na
Figura 6.74c. Em ambos os casos verifica-se um alto teor de Mo, variando entre 38,8 a
40,7% em peso. Observa-se ainda uma quantidade significativa de W, sendo quase 4 vezes
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
236
mais que o valor nominal da liga (14,2 a 15% em peso). Considerando os valores em
percentual atômico e utilizando as equações de Ni
eq
e Mo
eq
, verifica-se que os valores são
condizentes com o esperado para a fase P.
Composição química
Elemento % peso % atômico
Cr (K) 16,0 ± 0,3 23,7 ± 0,4
Fe (K) 3,7 ± 0,2 5,1 ± 0,3
Ni (K) 24,6 ± 0,4 32,2 ± 0,5
Mo (K) 40,7 ± 1,0 32,7 ± 0,8
W (L) 15,0 ± 1,2 6,3 ± 0,5
Figura 6.73. (a) Imagem de MET em campo claro apresentando um precipitado de fase P.
(b) Padrão de difração de área selecionada com feixe paralelo à direção [425]. (c) Análise
química por EDS. Amostra T9.
Uma observação importante sobre estes precipitados (fase P) a ser destacada foi a
uniformidade do volume do precipitado, com ausência de defeitos na estrutura cristalina,
tendo sido este comportamento uma característica marcante dos precipitados de fase P,
como será mostrado ao longo deste trabalho. Em vários destes precipitados não foram
observados indício da presença de outras fases, indicando que a fase P pode se manter
estável sem sofrer transformação.
(c)
(a) (b)
(132)
P
(000)
(240)
P
(312)
P
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
237
Composição química
Elemento % peso % atômico
Cr (K) 17,0 ± 0,2 24,7 ± 0,3
Fe (K) 3,7 ± 0,2 5,0 ± 0,2
Ni (K) 26,3 ± 0,3 33,8 ± 0,4
Mo (K) 38,8 ± 0,8 30,7 ± 0,6
W (L) 14,2 ± 0,9 5,8 ± 0,4
Figura 6.74. (a) Imagem de MET em campo claro. Precipitado de fase P. (b) Padrão de
difração de área selecionada com feixe paralelo à direção [317]. (c) Análise química via
EDS. Amostra T9.
Conforme destacado anteriormente nos resultados obtidos via MEV, as análises de
composição química demonstraram haver indícios de empobrecimento de Mo ao redor de
precipitados ricos em Mo, como o caso da fase P. Com base nesta informação foi realizada
uma investigação sobre o comportamento do Mo na interface matriz/precipitado. Sobre a
partícula caracterizada como fase P (Figura 6.75) foi realizado inicialmente um mapeamento
químico para avaliar a distribuição dos principais elementos químicos presentes na liga.
Posteriormente foi determinado o perfil de composição química ao longo da região indicada
pela seta.
(141)
P
(000)
(130)
P
(211)
P
(c)
(a) (b)
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
238
Figura 6.75. Precipitado de fase P indicando as regiões onde foram realizados o
mapeamento químico e o perfil de composição química. Amostra T9.
O mapeamento químico (Figura 6.76) revelou o empobrecimento de Ni e Fe sobre o
precipitado, como era esperado, além do enriquecimento em Mo e W. O Cr apresentou um
singelo aumento sobre a fase P. Contudo, além destas informações óbvias o mapeamento
químico forneceu um importante dado relacionado à distribuição do Mo e do W na interface
matriz/precipitado. Observa-se no mapa referente ao Mo uma suave redução deste
elemento na região da matriz imediatamente adjacente ao precipitado. Comportamento
semelhante foi observado para o W.
A Figura 6.77 apresenta o perfil de composição química ao longo da interface
matriz/precipitado. Avaliando inicialmente o comportamento do Ni, verifica-se que o mesmo
sofre uma tendência de enriquecimento na região adjacente ao precipitado. Além disso, no
interior do precipitado é possível observar que este elemento sofre uma pequena redução
próximo à borda do precipitado. Quanto ao comportamento do Fe, este seguiu a mesma
tendência do Ni, sofrendo um leve enriquecimento na matriz adjacente ao precipitado. O Cr
manteve-se praticamente estável sofrendo um leve aumento de concentração na fase P.
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
239
Figura 6.76. Mapeamento químico da interface fase P/matriz γ. (a) Imagem de MET; (b)
Níquel; (c) Cromo; (d) Molibdênio; (e) Tungstênio; (f) Ferro. Amostra T9.
Quanto ao Mo, este apresentou comportamento inverso ao observado para o Ni e o
Fe, sofrendo um significativo empobrecimento na matriz adjacente a fase P, e com um
expressivo aumento de concentração na borda da fase P, seguido por uma queda gradual
(c)
(a)
(b)
(d)
(e)
(f)
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
240
ao se deslocar para o interior do precipitado. A concentração de Mo na zona empobrecida é
de quase 9%, o que significa uma redução em quase 50% do teor nominal de Mo da liga. A
extensão da zona empobrecida em Mo foi de aproximadamente 240 nm, enquanto a
extensão da zona enriquecida de Mo no interior da fase P foi de 160 nm, aproximadamente.
Esta diferença nas extensões das zonas empobrecidas e enriquecidas de Mo pode ser
atribuída a diferença de mobilidade do Mo na matriz e no precipitado. Além disso, o perfil da
zona enriquecida sugere não ter havido crescimento do precipitado, mas somente um
enriquecimento por parte do Mo. Similar ao observado para o Mo foi o resultado do W, o
qual apresenta uma tendência de redução do seu percentual no interior da faixa indicada na
Figura 6.77. Contudo a baixa concentração deste elemento na liga dificulta uma avaliação
mais precisa.
Figura 6.77. Perfil de composição química ao longo da interface fase P/matriz γ. Amostra T9.
A Figura 6.78 apresenta a composição química local da matriz na interface com o
precipitado de fase P, no qual o valor acima da indicação do ponto corresponde ao teor de
Mo e o valor abaixo indica o teor de W. Observa-se que adjacente a fase P os teores de Mo
Interface
matriz/precipitado
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
241
são perigosamente baixos, alcançando pontualmente concentrações de 4 a 5%. Além disso,
existe um intervalo no qual a presença de W é praticamente nula, a qual se estende por
quase 200 nm. Estes resultados demonstram claramente haver um processo de
empobrecimento de Mo e em menor escala, de W, similar ao que ocorre para o Cr com
relação ao fenômeno de sensitização em aços inoxidáveis.
Figura 6.78. Teor de Mo e W na interface matriz/fase P. Amostra T9.
De fato, alguns autores têm reportado haver uma espécie de sensitização em ligas de
Ni ricas em Mo, contudo, diferentemente do comumente observado para aços inoxidáveis e
ligas Ni-Cr, nestes casos, a sensitização é atribuída a um empobrecimento de Mo próximo
às fases TCP e carbonetos M
6
C (HEUBNER et al., 1989; GORHE et al., 2005).
GORHE et al. (2004) estudaram o comportamento quanto à corrosão localizada de
soldas de uma liga Ni-Cr-Mo-W do tipo C22, a qual foi tratada termicamente entre 700 e
36,3 39,4
39,6 43,1
39,9
5,5
5,7 9,6 14,9
15,2 19,1
4,4 4,7 7,9 4,6 6,0 1,7
0,4 0,0
0,3 0,0
0,7
(%Mo)
(%W)
15,3
2,7
19,5
4,2
6,9
1,2
4,6
1,7
6,3
1,6
3,8
1,8
8,9
0,0
6,5
1,5
8,2
1,2
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
242
760ºC durante tempos que variaram de 1 a 24 horas. Neste trabalho, foi observado que o
centro da dendrita, embora sofrendo empobrecimento de Mo e W durante o processo de
solidificação, não sofreu ataque durante os ensaios de corrosão, indicando que o grau de
redução de Mo e W não caíram a níveis que pudessem tornar susceptível a resistência à
corrosão. No entanto, nos contornos de grão e regiões interdendríticas, as quais são as
regiões para onde segregam o Mo e o W, foram observadas regiões atacadas quando fases
TCP estiveram presentes. Neste caso os autores atribuíram esta susceptibilidade a uma
provável zona empobrecida de elementos de liga na vizinhança de precipitados ricos em Mo
como a fase µ.
Em outro trabalho, GORHE et al. (2005) têm apresentado resultados de análises
obtidas por MEV-EDS ao longo de fases TCP precipitadas após tratamentos térmicos, os
quais, segundo os autores, indicaram haver uma região empobrecida de Mo com cerca de
120 a 180 nm de extensão após a interface matriz/precipitado. Contudo, através das Figuras
apresentadas pelos autores não foi possível perceber tal comportamento. Em ambos os
trabalhos os autores atribuíram o empobrecimento do Mo à formação da fase µ.
Diferentemente dos resultados reportados por GORHE et al. (2004) e (2005), no
presente trabalho o empobrecimento foi claramente identificado através da análise do perfil
de composição química apresentado na Figura 6.77. Além disso, outra importante
informação encontrada no presente trabalho foi a de que o processo de empobrecimento de
Mo não foi causado pela ação de envelhecimento em alta temperatura como tem sido
reportado, mas sim devido ao reaquecimento através da deposição de múltiplos passes de
solda. Além disso, a fase ao redor da qual foi observado o empobrecimento foi a fase P (que
também é uma fase TCP rica em Mo) e não da fase µ. Sobre estes resultados, até o
momento não foram encontradas informações semelhantes reportadas na literatura.
Isso demonstra que o próprio processo de soldagem, quando realizado na condição
multipasse, pode ser o responsável pela redução da resistência à corrosão de ligas com
altos teores de Mo e W. Contudo, deve ser investigado ainda se este empobrecimento e sua
consequente queda na resistência à corrosão são significativos na prática. De qualquer
forma esta informação serve de alerta para que os procedimentos de soldagem sejam
realizados com cautela e/ou que intervenções após as soldagens sejam planejadas para
restaurar as propriedades de resistência à corrosão da liga.
Um segundo exemplo de precipitado foi observado nos revestimentos depositados
com a liga 686. Através da Figura 6.79a é possível observar a presença de um precipitado
com estrutura cristalina característica das fases P, apresentadas anteriormente, e um
segundo precipitado, no qual são observados inúmeros defeitos na sua estrutura cristalina.
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
243
A Figura 6.79b apresenta o detalhe do segundo precipitado, destacando os defeitos na
estrutura cristalina.
O primeiro precipitado, cujas características assemelham-se aos anteriormente
apresentados foi identificado como sendo fase P, segundo seu padrão de difração SAD
(Figura 6.79c). Com base no padrão de difração de área selecionada da segunda fase
observada (Figura 6.79d), a qual apresenta grande quantidade de defeitos na estrutura
cristalina, foi possível identificá-la como sendo fase µ com estrutura cristalina romboédrica,
grupo espacial R-3m e parâmetros de rede: a = b = 0,476 nm e c = 2,562 nm. A indexação
desta fase foi feita considerando os dados para a fase µ do tipo Co
7
Mo
6
apresentados no
JCPD 29-0489.
Figura 6.79. (a) Imagem de MET em campo claro de uma estrutura composta por fase P e
fase µ. (b) Detalhe da fase µ mostrando a presença de falhas de empilhamento na estrutura
cristalina. (c) Padrão de difração de área selecionada segundo eixo de zona [13 3 8]
P
e
[321]
µ
. (d) Desenho esquemático do padrão de difração. Amostra T9.
P
µ
µ
(c)
(b)
(d)
(a)
(261)
P
(083)
P
(121)
µ
(112)
P
(171)
P
(230)
µ
(312)
µ
(111)
µ
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
244
Os defeitos apresentados na fase µ foram caracterizados como falhas de
empilhamento. A presença de falhas de empilhamento em fases TCP’s têm sido reportada
por outros autores (CIESLAK et al., 1986; RAGHAVAN et al., 1984; RAGHAVAN et al.,
1982). Segundo RAGHAVAN et al. (1984), falhas de empilhamento foram observadas nos
três principais tipos de fases TCP’s presentes em ligas Ni-Cr-Mo: P, σ e µ. Entretanto, é
destacado pelos autores que a fase P e a fase σ apresentam uma quantidade de defeitos
bem inferior se comparada à fase µ. Os autores comentam ainda que a alta densidade de
falhas de empilhamento presente na fase µ é uma característica marcante desta fase,
podendo ser usada para distinguir a fase µ das demais fases.
Através dos padrões de difração das fases P e µ, apresentados na Figura 6.79c e na
Figura 6.79d, foi possível identificar uma relação de orientação entre as fases P e µ. Embora
diversos autores reportem que a fase µ seja obtida em alguns casos pela decomposição da
fase P, não foram encontrados na literatura relatos de relação de orientação entre estas
duas fases. Como pode ser observada, a relação de orientação entre a fase P e a fase µ é
bastante complexa e não se classifica como nenhuma das relações de orientação clássicas
apresentadas na literatura para sistemas cúbicos como Kurdjumov-Sachs ou Nishiyama–
Wassermann (KURDJUMOV & SACHS, 1930; NISHIYAMA, 1934; WASSERMANN, 1935).
A explicação para tão complexa relação de orientação entre as fases P e µ pode ser
atribuída a alguns fatores. O primeiro é devido à característica compacta destas fases que
apresentam um arranjo tridimensional extremamente complexo para comportar uma grande
quantidade de átomos. Segundo, justamente a grande quantidade de átomos na célula
unitária sendo, por exemplo, a fase P constituída por aproximadamente 50 átomos. Terceiro,
a diferença de estruturas cristalinas entre as duas fases, sendo uma ortorrômbica e a outra
romboédrica.
P
P
]8313//[]123[
)211//()121(
µ
µ
A composição química determinada através de análise de EDS para ambas as fases
está apresentada na Figura 6.80. Constatou-se algumas diferenças em termos de
composição química entre a fase P e a fase µ. Começando pelo Cr, verifica-se um menor
teor de Cr, cerca de 11% na fase µ, quando comparado com os quase 16% da fase P. O
teor de Fe não sofreu alteração, já a concentração de Ni na fase µ foi um pouco menor que
a concentração na fase P. O percentual de Mo na fase µ foi praticamente o mesmo
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
245
percentual da fase P. Quanto ao W, este apresentou uma variação mais significativa que o
Mo, aumentando em quase 100% o seu teor na fase µ quando comparado com a fase P.
Avaliando a composição química da fase P, pode se observar que esta, de uma forma
geral, apresentou uma composição química semelhante ao normalmente observado para as
demais fases observadas no presente trabalho. Sua fórmula química foi escrita como
Cr
11,4
Ni
19
Mo
20
, a qual está coerente com a fórmula padrão para a fase P, que é Cr
9
Ni
20
Mo
21
.
Composição química
Elemento % peso
Cr (K) 11,2 ± 0,2
Fe (K) 3,5 ± 0,2
Ni (K) 19,8 ± 0,5
Mo (K) 51,4 ± 1,2
W (L) 14,2 ± 0,8
% atômico
Cr (K) 18,7 ± 0,4
Fe (K) 4,7 ± 0,2
Ni (K) 30,3 ± 0,4
Mo (K) 40,6 ± 1,3
W (L) 6,6 ± 0,4
Composição química
Elemento % peso
Cr (K) 15,9 ± 0,3
Fe (K) 3,8 ± 0,2
Ni (K) 25,2 ± 0,5
Mo (K) 48,9 ± 0,9
W (L) 6,2 ± 0,6
% atomic
Cr (K) 22,8 ± 0,4
Fe (K) 5,1 ± 0,2
Ni (K) 33,0 ± 0,6
Mo (K) 36,6 ± 0,7
W (L) 2,5 ± 0,2
Figura 6.80. (a) Análise química por MET/EDS da fase µ. (b) Análise química por MET/EDS
da fase P.
Fase
µ
Fase P
(a)
(b)
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
246
Na Figura 6.81a, são observados três precipitados aglomerados. O primeiro, ao topo,
apresenta grande quantidade de falhas de empilhamento, conforme mostrado em detalhe na
Figura 6.81b. Os outros dois precipitados apresentam uma estrutura contínua e uniforme
com ausência de defeitos (Figura 6.81c). O padrão de difração de área selecionada do
precipitado ao topo identificou o mesmo como sendo fase µ, conforme mostrado na Figura
6.81d. A fase com estrutura cristalina uniforme foi identificada através do padrão de difração
SAD como sendo fase P.
Foi realizado o mapeamento químico do aglomerado, conforme apresentado na Figura
6.82. Como esperado, o aglomerado é empobrecido em Ni e Fe, se comparado a matriz, e
enriquecido em Mo. O W não apresentou qualquer variação entre matriz e precipitados.
Quanto ao Cr, observa-se uma diferença com relação à distribuição deste elemento sobre
os precipitados. Verifica-se uma maior intensidade em termos de tonalidade sobre o
precipitado central, o qual é uma fase P. No entanto, a fase µ e o precipitado inferior não
apresentaram aumento perceptível no teor de Cr. Embora haja a possibilidade de variação
na composição química por efeito de espessura, isto pode não ser o caso na presente
condição, visto que os precipitados apresentam-se paralelos e equidistantes da borda e
aparentemente apresentam-se em uma região com espessura uniforme.
De fato, deve ser destacado que a fase µ apresenta como característica um menor
teor de Cr que a fase P, o qual tem sido reportado na literatura variar entre 10 e 12%
(RAGHAVAN et al., 1984; CIESLAK et al., 1986). Tal fato também pôde ser comprovado
através da análise química apresentada na Figura 6.80. Contudo, a redução aparente de Cr
sobre o precipitado da base do aglomerado foi um resultado fora do esperado.
Desta forma, foi realizada também a caracterização do precipitado que compõe a base
do aglomerado mostrado na Figura 6.81a. A imagem de alta resolução do reticulado
cristalino do precipitado, bem como a transformada de Fourier da imagem são apresentadas
na Figura 6.83b. As linhas na diagonal correspondem ao padrão de interferência de ondas
referente às posições dos planos atômicos da família {020} produzidas por contraste de
fase. O resultado da análise de difração de elétrons realizada sobre o precipitado (Figura
6.83a) é apresentado na Figura 6.83b, sendo o mesmo identificado inequivocamente como
sendo fase P.
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
247
Figura 6.81. (a) Imagem de MET obtida em campo claro de um aglomerado de precipitados
(Amostra T9). (b) Detalhe do precipitado no topo do aglomerado. (c) Detalhe dos
precipitados na parte inferior do aglomerado. (d) Padrão de difração de área selecionada da
fase µ no eixo de zona [121]. (e) Padrão de difração de área selecionada da fase P no eixo
de zona [527].
µ
P
(b)
(a)
(c)
(d) (e)
(113)
µ
(012)
µ
(000)
(101)
µ
(000)
(341)
P
(111)
P
(250)
P
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
248
Figura 6.82. Mapeamento químico obtido por EDS do aglomerado da Figura 6.81. (a)
Imagem de campo claro no modo STEM. Mapa de composição em contagem dos
elementos: (b) Níquel; (c) Cromo; (d) Molibdênio; (e) Tungstênio; (f) Ferro.
(c) (d)
(e) (f)
(a)
(b)
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
249
Figura 6.83. (a) Imagem em campo claro do precipitado da base da Figura 7.81.(b) Imagem
de alta resolução do reticulado da fase P com sua respectiva transformada de Fourier. (c)
Padrão de difração de área selecionada com eixo de zona orientado na direção [527]. (d)
Padrão de difração de área selecionada com eixo de zona orientado na direção [101].
A presença da fase µ junto da fase P observada na liga 686 tem sua explicação
análoga à descrita para a liga C276. Através dos diagramas ternários apresentados na
Figura 6.62 verifica-se que em 1250ºC a composição final do líquido encontra-se dentro do
campo bifásico γ + P e ao cair a temperatura para 850ºC o mesmo ponto passa a estar
dentro do campo γ + µ, necessitando haver uma transformação de P em µ. A estrutura
extremamente compacta de ambas as fases juntamente com os diferentes tipos de estrutura
cristalina (P = ortorrômbica; µ = romboédrica) faz com que as fases apresentem relações de
orientação também complexas, como apresentado anteriormente.
Uma interessante observação encontrada na presente investigação é a presença da
fase µ nas ligas Ni-Cr-Mo-W. Conforme destacado no Capítulo II – Revisão Bibliográfica, a
fase µ tem estequiometria do tipo A
7
B
6
, sendo comumente observada para os sistemas
binários Fe-W (Fe
7
W
6
), Fe-Mo (Fe
7
Mo
6
), Co-Mo (Co
7
Mo
6
) e Co-W (Co
7
W
6
). Embora esta
esteja presente em ligas do tipo Ni-Cr-Mo, não são encontradas fases romboédricas do tipo
<020>
P
(a) (b)
(c) (d)
(000)
(121)
P
(020)
P
(000)
(341)
P
(111)
P
(250)
P
(111)
P
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
250
µ nos binários Ni-Cr, Cr-Mo, Ni-Mo, isto indica que a fase µ em ligas de Ni possui na
verdade uma composição bem mais complexa com o elemento A sendo constituído por Ni,
Cr, Fe e Co, e o elemento B pelos elementos refratários (Mo e W), como tem sido
comprovado através das análises químicas, mas sempre respeitando a estequiometria da
fase (RAGHAVAN et al., 1984).
TAWANCY (1996) tem estudado a formação da fase µ em diversas ligas à base de Ni
submetidas à tratamentos térmicos entre 540ºC a 870ºC por períodos de 1 a 16.000 horas.
O autor cita que a fase µ é formada em composições cuja razão elétron de valência/átomo
(e/a) esteja dentro da faixa de 7,1 a 8,0. A explicação para a inexistência da fase µ do tipo
Ni
7
Mo
6
ou Ni
7
W
6
está justamente no seu valor de e/a que é igual a 8,15. Contudo, o autor
destaca que a presença de pequenas quantidades de Fe e Co podem auxiliar na
estabilização da fase µ pela redução da razão e/a. Seus resultados demonstraram que
dentre as ligas estudadas, a C276 que possui teor de Fe de 5,5% foi uma das que
apresentaram os maiores níveis de precipitação. Para a liga 625 foram testadas duas
composições, sendo uma com teor de Fe superior a 3% e outra com teor menor que 3%. As
análises confirmaram que somente a liga com teor de Fe maior que 3% apresentou a
formação da fase µ. Assim, o autor sugere que concentrações de Fe excedendo 3% podem
ser suficientes para estabilizar a fase µ em ligas Ni-Cr-Mo.
Como no presente trabalho todos os revestimentos apresentam teores de Fe acima de
3%, devido à diluição entre a liga de Ni e o substrato de aço C-Mn, têm-se então condições
favoráveis para a estabilização da fase µ. Assim, com base nos resultados de composição
química obtidos via EDS do presente trabalho, a fórmula estequiométrica da fase µ referente
ao precipitado apresentado na Figura 6.79b pode ser escrita como
(Ni
0,30
Cr
0,19
Fe
0,05
)(Mo
0,41
W
0,7
). Calculando a razão e/a para a formulação proposta, encontra-
se 7,27, o qual está dentro da faixa indicada na literatura (TAWANCY, 1996; BARRETT &
MASSALSKY, 1966). Tal formulação química também está em consonância com o
reportado por RAGHAVAN et al. (1982) para a fase µ em uma liga C276 tratada
termicamente, a qual é escrita como (Ni
0,36
Cr
0,16
Fe
0,04
Co
0,02
)(Mo
0,39
W
0,03
).
No entanto, os comentários realizados por TAWANCY (1996) são baseados na
observação de ligas tratadas termicamente e cuja precipitação da fase µ ocorre na matriz ou
a partir de carbonetos M
6
C ou M
12
C. Para metais de solda Ni-Cr-Mo, cuja composição
química é heterogênea e a microestrutura apresenta a fase P como uma reação secundária
durante a solidificação, a fase µ torna-se uma evolução da microestrutura decorrente da
transformação P → µ. Considerando a composição média dos precipitados de fase P
formados na liga 686, foi calculada a razão e/a para a fase P, a qual foi de 7,39. Isso
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
251
demonstra que a fase P possui uma composição química cuja razão e/a encontra-se dentro
da faixa favorável para a estabilização da fase µ. Assim, a presença da fase P atua como
um local de concentração favorável para a formação da fase µ. No entanto, a fase µ
necessita alterar a sua estequiometria e estrutura cristalina, a qual é conseguida através da
rejeição do Cr e do Ni para a fase P e consequente enriquecimento em Mo e W.
Também foram encontrados alguns precipitados de fase σ, a qual possui uma
estrutura cristalina tetragonal, grupo espacial P4/mnm, com parâmetros de rede: a = 0,88
nm; c = 0,454 nm. A Figura 6.84a e Figura 6.84b apresenta a imagem em campo claro e
campo escuro. Na Figura 6.84c é apresentado o padrão de difração de área selecionada do
precipitado orientada no eixo de zona [115]. Observando a imagem de campo claro é
possível observar a presença de defeitos na estrutura cristalina, provavelmente falhas de
empilhamento, semelhante às observadas na fase µ. No trabalho de CIESLAK et al. (1986)
estudando a microestrutura das ligas C22 e C276 estes apresentaram precipitados de fase
σ os quais apresentam falhas de empilhamento. RAGHAVAN et al. (1984) destacaram que
as fases σ encontradas em ligas C276 também apresentaram falhas de empilhamento, no
entanto, em densidade maior que a fase P e menor que a fase µ. Estes defeitos foram
realçados na imagem de campo escuro, obtida através do feixe difratado (411). A
composição química do precipitado obtida por análise de EDS é apresentada na Figura
6.84d. Verificam-se maiores teores de Cr e Fe e menores de Ni e Mo, quando comparado às
fases P e µ. Os resultados são compatíveis com os observados para a fase σ por CIESLAK
et al. (1986) e RAGHAVAN et al. (1984).
Uma particularidade foi observada entre as microestruturas do 1º e do último cordão
de solda, a qual consistiu numa distinta presença de fases secundárias decorando os
contornos de grão de solidificação do primeiro cordão de solda (Figura 6.85a). Para o último
cordão de solda este tipo de precipitados também foi observado (Figura 6.85b), contudo, em
menor quantidade quando comparado aos passes anteriores, não chegando a contornar por
completo um grão como ocorrido para o primeiro cordão de solda.
Embora a comparação acima tenha sido feita entre o primeiro e o último cordão de
solda da amostra T18, destaca-se que a grande quantidade de precipitados nos contornos
de grão foi observada em praticamente todos os cordões que foram reaquecidos por passes
subsequentes e em todas as amostras soldadas com a liga 686. Contudo, a maior
quantidade de contornos decorados com precipitados ocorreu, sem dúvida para as amostras
soldada com maior aporte térmico, ou seja, amostras T9 e T18.
A morfologia dos precipitados encontrados nos contornos de grão de solidificação
variou entre filmes finos e contínuos (Figura 6.86a e b) ou inúmeros precipitados
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
252
nanométricos agrupados na interface entre os grãos (Figura 6.86c a Figura 6.86f). A Figura
6.86b mostra o detalhe de um destes filmes. É possível observar alguma diferença de
tonalidade no interior do filme, o qual pode indicar a presença de uma ou mais fases
precipitadas ao longo dos contornos. Já nas Figura 6.86e e f verifica-se uma grande
quantidade de partículas precipitadas.
Composição química
Elemento % peso
Cr (K) 23,4 ± 0,3
Fe (K) 5,5 ± 0,2
Ni (K) 34,0 ± 0,5
Mo (K) 31,7 ± 0,8
W (L) 5,4 ± 0,9
% atomic
Cr (K) 30,3 ± 0,3
Fe (K) 6,6 ± 0,2
Ni (K) 38,9 ± 0,4
Mo (K) 22,2 ± 0,5
W (L) 2,0 ± 0,3
Figura 6.84. Imagem de MET de um precipitado de fase σ. (a) Campo claro. (b) Campo
escuro. (c) Padrão de difração de área selecionada orientada no eixo de zona [115]. (d)
Análise química de EDS.
(411)
σ
(411])
σ
(411)
σ
(330)
σ
(330)
σ
(141)
σ
(141)
σ
(a)
(b)
(c) (d)
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
253
Figura 6.85. Exemplo de microestrutura da região próxima a interface
revestimento/substrato. (a) Primeiro cordão de solda – Precipitação de fases secundárias
nos contornos de grão de solidificação. (b) Último cordão de solda – Precipitados nos
contornos de grão de solidificação em menor quantidade.
O reduzido tamanho das partículas precipitadas nos contornos de grão e a
complexidade da microestrutura, podendo ser formada por inúmeras fases, tornaram
extremamente importante a análise através de MET. Tendo em vista a necessidade de se
identificar corretamente os precipitados anteriormente apresentados através de análise de
MEV, esforços foram concentrados no sentido de localizar regiões contendo precipitados em
contornos de grão.
A Figura 6.87a apresenta uma imagem obtida por microscopia eletrônica de
transmissão por varredura (STEM – Scanning transmition electron microscopy) na qual é
possível observar um filme contínuo de precipitados ao longo do contorno de grão, cuja
espessura varia entre 0,3 a 1,0 µm. Observa-se ainda algumas pequenas partículas
precipitadas nas proximidades do filme (Figura 6.87c) e um segundo contorno de grão no
qual ocorreu a precipitação de um filme e alguns precipitados nanométricos (Figura 6.87b).
Alguns pontos ao longo do filme foram analisados através de difração de elétrons. A
Figura 6.88 e a Figura 6.89 apresentam exemplos de duas regiões do filme que foram
caracterizadas com seus respectivos padrões de difração de elétrons. Em ambos os casos,
os precipitados foram identificados como fase P.
Também foram realizadas análises para identificar os precipitados menores formados
nas proximidades do contorno de grão, conforme mostrado na Figura 6.90a. O padrão de
difração de elétrons de área selecionada obtido está apresentado na Figura 6.90b, sendo o
precipitado indexado também como fase P.
(a)
(b)
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
254
Figura 6.86. (a) Contornos de grão decorados com precipitados na forma de filme contínuo
na amostra T15; (b) Detalhe do filme de fase secundária da amostra T15; (c) Precipitados
finamente dispersos nos contornos de grão de solidificação observados em cordões
reaquecidos na amostra T9; (d) Detalhe do contorno de grão; (e) Detalhe dos precipitados
no contorno de grão; (f) Idem (e).
(c) (d)
(a)
(b)
(e) (f)
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
255
Figura 6.87. (a) Contorno de grão apresentando tanto precipitados em forma de filme
contínuo como a precipitação de pequenas partículas. (b) Detalhe de um contorno
apresentando uma espécie de filme e precipitados nanométricos. (c) Detalhe das partículas
precipitadas na adjacência do contorno de grão. Amostra T9.
(a)
(b)
(c)
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
256
Figura 6.88. (a) Imagem em campo claro obtida por MET. (b) Padrão de difração de elétrons
no eixo de zona [243]
P
. Amostra T9.
Figura 6.89. (a) Imagem em campo claro obtida por MET. (b) Padrão de difração de elétrons
no eixo de zona [735]
P
. Amostra T9.
Figura 6.90. (a) Imagem em campo claro de um dos precipitados localizados nas
proximidades do filme de fase P. (b) Padrão SAD com eixo de zona [432]. Amostra T9.
(000)
(023)
P
(553)
P
(570)
P
(a) (b)
(a)
(b)
(000)
(512)
P
(420)
P
(112)
P
(370)
P
(000)
(141)
P
(210)
P
(112)
P
(a) (b)
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
257
A análise química da região obtida através de mapeamento químico via EDS
apresentada na Figura 6.91 mostra um comportamento similar aos demais apresentados
para a fase P, com o precipitado rico em Mo e empobrecido em Ni e Fe, não sendo
observada qualquer alteração para o Cr e o W. Observando-se o Mo, este apresentou
novamente uma tendência de empobrecimento na matriz ao redor do filme de fase P.
Um segundo contorno de grão decorado com precipitados na forma de filme foi
observado, como mostra a Figura 6.92a. Nesta imagem é possível observar que o filme,
embora contínuo, é constituído por inúmeros grãos. Diferentemente do caso anterior,
observou-se não somente a presença de grãos com estrutura cristalina uniforme, mas
também alguns poucos grãos apresentando falhas de empilhamento. A Figura 6.92b
apresenta o detalhe da região indicada na Figura 6.92a, na qual é observado ao centro um
destes precipitados com defeitos cristalinos e ao seu redor um precipitado com estrutura
uniforme. O padrão de difração de elétrons de área selecionada realizado sobre cada uma
das fases permitiu identificá-las inequivocamente como sendo fase µ o grão ao centro, cuja
presença de falhas de empilhamento já denunciava, e fase P o grão ao lado com estrutura
cristalina uniforme. A Figura 6.92c mostra o padrão de difração de elétrons de área
selecionada realizado sobre ambos os grãos, o qual permitiu identificar duas relações de
orientação entre a fase P e a fase µ, sendo estas relações definidas como segue:
P
P
]121//[]111[
)111//()011(
µ
µ
Este resultado demonstra claramente a complexidade da microestrutura que pode ser
encontrada nos contornos de grão na liga 686, na qual podem ser observados tanto
precipitados na forma de filme, bem como em pequenas partículas com morfologia quase-
globular, e ainda, sendo estes precipitados constituídos tão somente por fase P, como
também na forma bifásica coexistindo ao longo do filme grãos de fase P e de fase µ.
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
258
Figura 6.91. Mapeamento químico obtido por STEM/EDS da região do contorno de grão.
Amostra T9. (a) Imagem de STEM em campo claro; (b) Níquel; (c) Cromo; (d) Molibdênio;
(e) Tungstênio; (f) Ferro.
(a)
(b)
(c)
(d)
(e) (f)
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
259
Figura 6.92. (a) Imagem em campo claro obtida por MET de contorno de grão decorado com
precipitados. (b) Ampliação da região indicada na Figura 6.92a com um precipitado de fase
µ ao centro e fase P em ambos os lados. (c) Padrão de difração de área selecionada de
ambas as fases no eixo de zona [211]
P
e [111]µ. Amostra T9.
µ
µ
P
P
µ
P
(b) (c)
(a)
P
(000)
(202)
P
(222)
P
(240)
µ
(220)
µ
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
260
Também foram observados pequenos precipitados facetados, com bordas bem
definidas, sugerindo uma morfologia cúbica, incrustados na interface matriz/fase P. A Figura
6.93 apresenta um exemplar deste precipitado incrustado na interface matriz/fase P. Esta
imagem de campo claro obtida no modo STEM do precipitado em particular, apresentou um
brilho intenso, denotando ser constituído por elementos de menor numero atômico que a
matriz e a fase P. A análise de composição química realizada sobre o precipitado revelou
um intenso pico de carbono, sendo um forte indício de que este seja um carboneto.
Foram observados ainda alguns precipitados nanométricos que provavelmente
nuclearam diretamente a partir da matriz. Um exemplo destes precipitados encontra-se
apresentado na Figura 6.94. Como pode ser observado na imagem obtida em campo claro,
a partícula apresenta aspecto facetado e sua morfologia assemelha-se a de um precipitado
acicular. O padrão de difração de área selecionada identificou o precipitado como sendo
fase µ.
De fato, inúmeros trabalhos encontrados na literatura têm reportado a formação de
precipitados agulhados em ligas de Ni expostas a alta temperatura por longos períodos de
tempo, as quais foram identificadas como sendo fases TCP, e dentre estas a fase µ (QIN et
al., 2009; QIN et al., 2008; YANG et al., 2006). Em geral, a precipitação da fase µ se dá
inicialmente em regiões interdendríticas e em seguida em regiões ricas em W no centro das
dendritas (MA et al., 2006; ZHAO et al., 2005). Como o tempo necessário para o
crescimento destas fases agulhadas em dimensões micrométricas (aproximadamente 50
µm) é da ordem de 1000 horas, então, é razoável que as condições de reaquecimento
proporcionadas pela sobreposição de ciclos térmicos sejam somente capazes de nuclear os
precipitados de fase µ em regiões da matriz com concentrações de Mo e W elevadas. Além
disso, foi verificada uma relação de orientação entre matriz e precipitado do tipo:
γµ
γµ
]121//[]031[
)111//()100(
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
261
Composição química
Elemento % em peso
Cr (K) 7,6 ± 0,2
Fe (K) 2,9 ± 0,1
Ni (K) 27,0 ± 0,4
Mo (K) 1,2 ± 0,1
W (L) 0,3 ± 0,6
Figura 6.93. (a) Imagem de campo claro obtida no modo STEM mostrando um carboneto
precipitado junta a fase P. (b) Composição química do precipitado. (c) Espectro obtido por
EDS. Amostra T9.
(c)
(a)
(b)
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
262
Figura 6.94. (a) Precipitado de fase µ. (b) Padrão de difração de elétrons de área
selecionada com feixe orientado segundo as direções [121]
γ
e [031]
µ
. Amostra T9.
Os resultados de MET apresentados até aqui demonstram claramente a presença de
três fases secundárias na matriz γ, e ainda a possível presença em reduzida quantidade de
carbonetos. Em termos de fase secundárias, foram encontradas as fases TCP do tipo σ
(Tetragonal), P (Ortorrômbica) e µ (Romboédrica). Contudo, é importante destacar que
embora a técnica de MET seja uma ferramenta poderosa para identificação de fases,
especialmente quando estas são de pequena dimensão e diferenciáveis somente por
estrutura cristalina, a limitada região de análise das amostras pode tornar esta técnica
limitada em termos de representatividade da microestrutura global, por uma provável não
identificação de outras fases que por ventura possam ter se formado, mas não foram
localizadas nas bordas finas das amostras de MET.
Visando aumentar o volume de material analisado e permitir uma melhor identificação
das fases formadas no volume do metal de solda, foram realizadas análises de difração de
raio-X de pós produzidos pela técnica de extração de precipitados. Os resultados desta
análise são apresentados na Figura 6.95. Como pode ser observado, praticamente todos os
picos foram indexados segundo os padrões das fases σ, P e µ. Também foram observados
picos referentes à matriz γ. Contudo, de uma forma geral, os resultados indicaram que as
fases secundárias presentes na liga 686 são predominantemente fase P, fase µ e fase σ,
nesta ordem, sendo aparentemente a fase P a mais abundante. Este resultado corrobora
com as observações feitas por MET, cuja principal fase encontrada foi a fase P.
De uma maneira geral, existe uma grande carência de informações sobre os aspectos
metalúrgicos da liga 686. Tal liga é derivada do Hastelloy C276, com mesmo teor de Mo e
W, mas com o acréscimo de Cr para possibilitar uma maior resistência à corrosão. Esta
adição de Cr pode acarretar em mudanças em relação à microestrutura resultante. Outra
(a)
(b)
(000)
(313)
µ
(111)
γ
(213)
µ
(113)
µ
(100)
µ
(222)
γ
(111)
γ
(113)
γ
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
263
liga com composição parecida com a liga 686 e que tem sido extensivamente estudada para
aplicações nucleares é a liga C22. Esta liga apresenta teor nominal de Cr (20%) igual ao da
liga 686, contudo, possui quase 3% a menos de Mo (nominal igual a 13%). Estas
características tornam ambas as ligas razoáveis para auxiliar na discussão dos aspectos
metalúrgicos.
Figura 6.95. Difratograma da análise de extração de precipitados da liga 686. (a) Amostra
T3; (b) Amostra T6; (c) Amostra T9; (d) Amostra T15; (e) Amostra T18.
(e)
(b) (a)
(d) (c)
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
264
Como já destacado anteriormente, é consensual que a evolução microestrutural de
metais de solda depositados pela liga C276 consiste da solidificação inicial da fase γ e ao
término da solidificação ocorre a precipitação de uma segunda fase rica em Mo, a qual é
denominada de fase P (RAGHAVAN et al., 1984; CIESLAK et al., 1986; PERRICONE et al.,
2003), embora no presente trabalho tenha sido observada ainda alguma precipitação de
fase σ. Posteriormente tem-se uma parcial transformação da fase P em µ. Para a liga C22, a
solidificação segue uma rota diferente do observado para a liga C276. CIESLAK et al. (1986)
sugerem que a fase secundária formada ao final da solidificação seja a fase σ, a qual
posteriormente se transforma no estado sólido em fase P, e em seguida ocorre a
precipitação da fase µ pela decomposição da fase P, com uma microestrutura resultante
formada por γ + σ + P + µ. PERRICONE et al. (2003) através de cálculos termodinâmicos
têm proposto que tanto a fase P quanto a fase σ são formadas durante a solidificação,
sendo a fase P a primeira a ser formada.
PAN et al. (2005) determinaram a evolução da microestrutura para a liga 22 através de
cálculos termodinâmicos, como pode ser observado na Figura 6.96. A liga 22 apresenta
composição química um tanto parecida com a liga 686, tendo o mesmo teor de Cr (20%),
um pouco menos de Mo (~2% a menos), 1% a menos de W e ainda a presença entre 2 a
3% de Fe. Assim, os resultados apresentados para a liga 22 também podem auxiliar na
discussão sobre o comportamento da solidificação e transformações de fase da liga 686.
Embora os resultados tenham sido determinados para condições de equilíbrio, o qual não
considera a heterogeneidade da composição química devido ao processo de segregação
durante a solidificação, é possível observar a formação inicial da fase P e posterior
transformação em fase µ.
Embora pelos cálculos de PAN et al. (2005) haja uma completa transformação da fase
P em µ, o curto tempo de exposição em alta temperatura sofrido pelo metal de solda durante
os ciclos térmicos de soldagem não favorece grandes transformações da fase P em µ. Isto
explica a predominância da fase P na microestrutura da liga 686 se comparada à fase µ.
Com base nos resultados apresentados em termos de distribuição de elementos na
matriz e microestrutura resultante é proposto no presente trabalho a seguinte rota de
solidificação do metal de solda dissimilar entre a liga 686 e o aço ASTM A516 Gr60.
Inicialmente a matriz γ começa a solidificar, rejeitando alguns elementos para o líquido,
especialmente Mo e W. O líquido remanescente enriquecido por estes elementos entre as
células e/ou braços secundários de dendritas alcança condições favoráveis para a
solidificação de fases TCP, no caso, as fases P e σ. Ao término da solidificação, devido à
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
265
alta temperatura em que o material se encontra, há uma transformação no estado sólido da
fase P em fase µ, e ainda a transformação σ → P.
A presença da fase σ na microestrutura indica que a solidificação não deve ocorrer
com a completa transformação do líquido em fase P, ao final da solidificação. No entanto,
com os resultados apresentados e dados da literatura não foi possível determinar qual das
fases solidifica primeiro. Quanto às transformações no estado sólido é possível afirmar que
a fase P somente se transformou em fase µ, e que existe uma grande possibilidade de
alguma fase σ se transformar em fase P. Assim, a rota proposta para explicar a evolução da
microestrutura durante a solidificação da liga 686 é apresentado abaixo, considerando que a
fase σ seja a primeira fase secundária a solidificar, é:
L → L + γ → L + γ + σ → L + γ + σ + P→ γ + σ + P → γ + σ + P + µ
Figura 6.96. Evolução microestrutural X temperatura da liga C22 (PAN et al., 2005)
7.4. Quantificação das fases secundárias
De forma a estabelecer alguma possível correlação entre os diversos fatores de
controle usados no presente trabalho e a formação de fases secundárias, foi realizada uma
análise quantitativa dos precipitados presentes nos diversos metais de solda. As análises
foram realizadas através de dois programas de análise de imagens sendo um comercial e
outro desenvolvido por ALBUQUERQUE et al. (2009a), o qual utiliza uma rede neural para
segmentar e quantificar as imagens (programa SRVNA). Uma avaliação sobre a rapidez,
robustez e precisão na análise deste tipo de microestrutura foi realizada em paralelo com a
etapa de quantificação, visando comparar o método de segmentação de imagens do
programa comercial e o método de segmentação via redes neurais. Os resultados
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
266
mostraram que o método de segmentação mostrou ser mais rápido, preciso e robusto que o
programa comercial. Além disso, sua operação é mais fácil quando comparado ao programa
comercial (ALBUQUERQUE et al., 2009b), justificando o seu uso.
Para realizar as análises foram utilizadas imagens de MEV obtidas no modo SE
(Secondary electron). Embora sejam apresentados em alguns trabalhos que as imagens em
BSE (Backscattering electron) proporcionam um bom contraste entre fases com significativa
diferença de composição química, especialmente quanto a elementos com grande número
atômico (Contraste Z), excelentes níveis de contraste entre matriz e precipitados foram
obtidos no presente trabalho com o uso do modo SE. Algumas imagens de MEV obtidas no
modo SE e sua respectiva imagem segmentada são apresentados na Figura 6.97.
A avaliação consistiu da análise do primeiro e do último cordão de solda de cada
camada depositada para cada liga, de forma a tentar verificar o efeito do ciclo térmico sobre
a precipitação. Contudo, é importante destacar que embora cada conjunto de liga apresente,
em geral, duas principais fases (fase Laves e o complexo NbTiC/TiNbN para a liga 625 e as
fases P e µ para as ligas C276 e 686), na presente análise considerou-se somente a
diferenciação entre matriz e precipitado. Os resultados da quantificação de fases estão
apresentados na Tabela 6.11. Estes valores correspondem ao valor médio e seu respectivo
desvio padrão obtido pela análise de pelo menos 40 imagens, de forma a produzir um
resultado com 95% de confiabilidade. Conforme já citado ao longo deste trabalho, quatro
condições de revestimentos não conseguiram ser produzidas. Desta forma, foram atribuídos
valores médios para estas condições de forma a proporcionar a análise do método Taguchi.
O primeiro resultado extraído da presente análise foi a significativa diferença em
termos de percentual de fases secundárias encontrada entre o primeiro e o último cordão de
solda, como mostra a Figura 6.98. Nesta Figura é possível observar que para algumas
condições de soldagem a diferença entre o primeiro e o último cordão de solda chega a
mais de 50%.
Para justificar o primeiro resultado obtido, no qual se constatou uma diferença entre a
fração volumétrica dos precipitados entre o primeiro e o último cordão de solda,
estabeleceu-se inicialmente uma discussão baseada na diferença de diluição entre o
primeiro e o último cordão de solda, sendo sempre o primeiro cordão de solda o mais
diluído. Acreditava-se que a adição de outros elementos ao metal de solda como o Fe
devido à diluição causaria dois efeitos distintos. Se por um lado, a adição de Fe reduz a
concentração dos demais elementos no metal de solda, causando uma diminuição de
elementos disponíveis para a formação de fases TCP (STOCKDALE & DUPONT, 2008), por
outro lado, este elemento ocasiona a redução da solubilidade de elementos refratários na
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
267
liga de Ni, alterando significativamente o coeficiente de partição k, tornando mais forte a
segregação de elementos como Mo, Nb e W para o líquido (DUPONT et al., 2003).
Figura 6.97. Exemplos de micrografias obtidas por MEV e suas respectivas imagens
segmentadas pelo programa de análise de imagem SRVNA. Amostra T17.
Isto se deve à diferença de número atômico entre o Fe (26) o e Ni (28), como o átomo
de Fe é menor, este presente em maior quantidade na solução sólida pode causar uma
contração na estrutura cristalina, tendendo a restringir a participação de elementos maiores
como o Mo, W e Nb na solução sólida, e fazendo com que estes sejam rejeitados pelo
sólido. Dados da literatura mostram que a solubilidade do Mo no Ni (CFC) é de 35%
enquanto no Fe (CFC) esta cai para somente 2,9% (DUPONT et al., 2003). O mesmo
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
268
acontece para o Nb, cuja máxima solubilidade em ligas de Ni varia entre 7,5% a 9%,
dependendo da composição da liga, contrastando com os 18,5% que podem ser dissolvidos
no Ni puro (
KNOROVSKY et al., 1989; CIESLAK et al., 1988). Assim, seria esperado
que o aumento da diluição favorecesse a segregação destes elementos para o líquido.
Tabela 6.11. Resultados na análise de quantificação das fases secundárias.
Amostra Liga
Quantidade de precipitados
1º cordão
(% vol.)
Último cordão
(%vol.)
T1* 625 - -
T2 C276 3,4 ± 1,4 1,68 ± 0,3
T3 686 3,3 ± 0,9 2,31 ± 0,5
T4 625 2,8 ± 0,4 1,84 ± 0,4
T5 C276 4,1 ± 1,1 1,69 ± 0,4
T6 686 4,0 ± 1,1 3,44 ± 0,5
T7* 625 - -
T8 C276 3,0 ± 0,5 2,53 ± 0,3
T9 686 4,2 ± 1,1 3,16 ± 0,5
T10 625 1,5 ± 0,4 0,94 ± 0,3
T11* C276 - -
T12* 686 - -
T13 625 1,5 ± 0,4 1,35 ± 0,3
T14 C276 3,2 ± 1,0 1,98 ± 0,3
T15 686 4,4 ± 0,5 3,31 ± 0,5
T16 625 1,4 ± 0,3 1,06 ± 0,3
T17 C276 3,9 ± 0,8 2,65 ± 0,3
T18 686 4,0 ± 0,5 3,58 ± 0,4
*Amostras que não soldaram.
No entanto, como será visto mais adiante, o aumento da diluição e,
consequentemente, do teor de Fe na liga ocasionou uma redução no percentual de fases
TCP. Assim, se verifica que a redução da concentração dos principais elementos
formadores de fases secundárias, como o Mo o W e o Nb, através da diluição do metal de
adição com o substrato, a princípio, foi mais efetiva do que os efeitos associados à redução
da solubilidade e aumento da microsegregação.
A segunda, e talvez mais efetiva causa desta variação de precipitados entre o primeiro
e o último cordão de solda pode ser atribuída ao reaquecimento do metal de solda devido à
sobreposição de múltiplos ciclos térmicos. Este reaquecimento eleva a temperatura do
revestimento dentro de faixas que podem causar a precipitação de novas fases ou o
crescimento das já existentes fazendo com que haja uma maior fração volumétrica de fases
secundárias nos cordões reaquecidos em comparação com o último cordão de solda, o qual
apresenta a microestrutura bruta de solidificação.
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
269
Figura 6.98. Análise comparativa do percentual de fases secundárias entre o primeiro e o
último cordão de solda.
Inserindo os dados de quantificação de fases na matriz de experimentos do método
Taguchi foi possível verificar alguns efeitos importantes de alguns fatores de controle sobre
a formação das fases secundárias, considerando a função objetiva tipo menor melhor.
Primeiramente foram avaliados os resultados para o último cordão de solda, o qual
apresenta somente os efeitos relacionados ao processo de solidificação, sem a ação de
ciclos térmicos de reaquecimento. Os resultados indicaram que a técnica de energia teve
efeito significativo sobre a formação das fases secundárias e que a técnica TE I foi mais
efetiva na redução da quantidade de precipitados (Figura 6.99).
O efeito da energia de soldagem deve ser analisado em conjunto com a sua influência
sobre outras variáveis resposta. Como pode ser observado, o nível de energia mais baixo
contribui para reduzir a formação de fases. Neste contexto, duas questões devem ser
observadas. A primeira é que a soldagem como baixa energia acarreta em uma maior
velocidade de solidificação e resfriamento, o que deve minimizar a segregação de
elementos como Nb, Si, W e Mo durante a solidificação, bem como reduzir possíveis
transformações no estado sólido. A segunda e talvez mais efetiva esteja associada ao
aumento da diluição.
Conforme discutido no Capítulo VI, o aumento da energia possibilita o aumento da
velocidade de alimentação de arame, que promove o aumento do volume de metal
depositado, o qual age como barreira entre o arco voltaico e o substrato, minimizando a
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
270
fusão do mesmo. No entanto, se a energia de soldagem for baixa, esta barreira poderá não
ser efetiva e então, maiores penetrações e níveis de diluição serão observados. De fato, o
menor nível de energia foi considerado o pior em termos de diluição, enquanto os níveis de
energia médio e alto apresentaram comportamento semelhantes.
Conforme será demonstrado adiante, a diluição teve influência marcante na
quantidade de precipitados observados. Assim, o comportamento da energia de soldagem
sobre a formação das fases secundárias, o qual pode ser observado no gráfico de Taguchi,
deve estar associado indiretamente com o nível de diluição, uma vez que a condição que
mais favoreceu a diluição é apontada justamente como a condição que minimiza a formação
das fases secundárias.
Quanto ao efeito da técnica da energia, verifica-se que a técnica TE I foi mais efetiva
para a redução das fases secundárias quando comparada com a técnica TE V. Este
comportamento pode estar associado ao efeito da corrente de soldagem que pode promover
uma maior agitação da poça e assim, minimizar a segregação.
Figura 6.99. Gráfico de Taguchi para a quantificação de precipitados do último cordão de
solda.
O tipo de liga também mostrou ser uma característica importante quanto à promoção
das fases secundárias. A liga 625, que apresenta menor teor de Mo dentre as três avaliadas
e como principal elemento formador de fases secundárias o Nb, foi a que apresentou maior
impacto sobre a redução da precipitação. Já as ligas C276 e 686 que apresentam altos
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
271
teores de Mo e adição de W em substituição ao Nb, foram as que apresentaram pior
comportamento, sendo a liga 686 a mais deletéria sobre este aspecto. Este comportamento
observado para a liga 686 pode ser atribuído ao seu maior teor de elementos de liga.
Quanto ao gás de proteção, o que contribuiu para minimizar a precipitação foi a mistura Ar +
He, embora este gás ocasione um aumento de tensão, proporcionando mais energia ao
sistema arco/poça. Com relação ao tipo de tecimento, não foi possível estabelecer uma
relação clara entre este fator de controle e o nível de precipitação.
Analisando agora o resultado do primeiro cordão, no qual o efeito do ciclo térmico de
soldagem dos passes posteriores pode afetar a quantidade de precipitados, verificou-se que
os fatores de controle que mais influenciaram no resultado foram o aporte térmico e o tipo
de liga (Figura 6.100). Para o nível de energia de soldagem, verificou-se que quanto maior
for este fator de controle pior será o resultado referente à precipitação de fases secundárias.
Diferentemente do observado para a análise do último cordão, neste caso, a máxima
energia de soldagem foi a que mais contribui negativamente para a formação de fases
secundárias. Este comportamento pode ser atribuído ao fato de que neste caso não há o
efeito compensatório da agitação da poça pelo uso de correntes elevadas.
Quanto ao tipo de liga, observou-se o mesmo comportamento da análise anterior, com
a liga 625 sendo a menos afetada e a liga 686 a que proporciona o pior resultado, ou seja,
maior nível de precipitação. A explicação para este comportamento segue as mesmas
razões apresentadas na análise anterior.
Os demais fatores de controle não atuaram de forma significativa sobre a formação
das fases secundárias. Contudo, observa-se ainda que a técnica de energia TE I
proporciona melhores resultados quando comparado à TE V. De fato, quando a variação da
energia de soldagem se dá através do ajuste da corrente, tem-se uma alteração direta na
potência do arco. Isso evidencia que a variação da corrente de soldagem pode afetar mais
significativamente a formação de fases secundárias através de efeitos de aporte térmico
associados ao reaquecimento do metal de solda pela deposição de múltiplos passes. Assim,
o aumento da quantidade de fases pode ocorrer, sendo esta precipitação governada
principalmente pela energia de soldagem.
O efeito da diluição e dos elementos de liga sobre a formação de fases secundárias
também foi investigado. A Figura 6.101 apresenta o efeito da diluição sobre a formação de
fases secundárias para a liga 625, a qual contém Nb, já a Figura 6.102 apresenta o efeito da
diluição para as ligas C276 e 686. Em ambos os casos o aumento da diluição conduz a uma
redução da precipitação. Resultado semelhante foi reportado por DUPONT et al. (2003) na
soldagem dissimilar entre a liga 625 e um aço inoxidável superaustenítico. O mesmo
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
272
comportamento da diluição foi apresentado para o efeito do teor de Fe presente nos metais
de solda, como mostra a Figura 6.103 (liga 625) e a Figura 6.104 (ligas C276 e 686).
Figura 6.100. Gráfico de Taguchi para a quantificação de precipitados do último cordão de
solda.
Figura 6.101. Efeito da diluição sobre a formação de fases secundárias (liga 625).
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
273
Figura 6.102. Efeito da diluição na formação de fases secundárias (ligas C276 e 686).
Figura 6.103. Efeito do teor de Fe sobre a formação de fases secundárias (liga 625).
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
274
Figura 6.104. Efeito do teor de Fe na formação de fases secundárias (ligas C276 e 686).
Quanto ao Mo, verificou-se que o aumento do teor deste elemento no metal de solda
favoreceu a formação de fases secundárias (Figura 6.105 e Figura 6.106). Este resultado
não é surpresa, especialmente para as ligas C276 e 686, uma vez que as fases secundárias
formadas são ricas em Mo e, portanto, são favorecidas pela abundante presença deste
elemento na liga. Em outro trabalho, STOCKDALE & DUPONT (2003) observaram
resultados semelhantes na soldagem dissimilar entre uma liga Ni-Cr-Mo e um substrato de
aço inoxidável superaustenítico contendo 6% de Mo, os quais verificaram que com a
diminuição da concentração de Mo no metal de solda devido à diluição com o substrato,
houve uma redução da fração volumétrica das fases secundárias. Estes resultados mostram
que um dos principais fatores que controla a formação de fases secundárias durante a
solidificação é a concentração de elementos formadores destas fases como o Mo, o W e o
Nb.
Capítulo VI – Resultados e Discussão III – Caracterização Microestrutural
275
Figura 6.105. Efeito do teor de Mo na formação de fases secundárias.
Figura 6.106. Efeito do teor de Mo na formação de fases secundárias.
Capítulo VII – Resultados e Discussão IV – Propriedades Mecânicas e Resistência à
Corrosão
276
CAPÍTULO VII
Resultados e Discussão IV
7. Comportamento mecânico, corrosivo e tribológico dos revestimentos
Para comparar os revestimentos e tipos de ligas estudadas e avaliar os seus
desempenhos, foi realizada uma série de ensaios com o objetivo de se verificar possíveis
influências das condições operacionais e características microestruturais sobre o seu
comportamento, visando produzir informações importantes que permitam avaliar possíveis
aplicações de acordo com as condições de serviço, auxiliando na tomada de decisão. A
seguir, serão apresentados os resultados obtidos através dos diversos ensaios aplicados
neste trabalho.
7.1 Ensaio de polarização eletroquímica
Todas as ligas e condições avaliadas apresentaram uma curva de polarização
semelhante à Figura 7.1. Nesta curva, são indicados o potencial de corrosão (Ecorr), o
patamar estável de passivação; o potencial de quebra (E
quebra I
), o qual correspondente ao
potencial no qual a camada passivadora é quebrada; um segundo patamar, correspondente
ao processo de rapassivação também é observado e, em seguida, tem-se um súbito
aumento de corrente que indica um forte processo corrosivo e evolução de oxigênio, o qual
é denominado de potência de quebra II (E
quebra II
). O cruzamento entre a curva de ida e a de
retorno do ramo anódico é denominado de potencial de proteção (E
proteção
), e a diferença
entre o E
proteção
e o E
quebra II
pode ser interpretado como uma resistência à corrosão relativa, a
qual corresponde a um ∆E (∆E = E
quebra II
- E
proteção
), sendo considerado um índice para
avaliar a resistência à corrosão por pites (YIN et al., 2009).
Os resultados de polarização eletroquímica apresentados no presente trabalho foram
realizados em triplicata. A Figura 7.2 apresenta as três curvas de polarização obtidas para a
triplicata da Amostra T9 (Liga Inconel 686) na qual é possível observar o mesmo
comportamento em relação à Figura 7.1. É possível observar também uma excelente
reprodutibilidade entre as três repetições para a condição T9.
Este comportamento de alta reprodutibilidade foi similar para quase todas as amostras
avaliadas, à exceção da Amostra T5 soldada com a liga Hastelloy C276, como mostra a
Figura 7.3. Embora as curvas para esta amostra tenham apresentado perfis diferentes, os
Capítulo VII – Resultados e Discussão IV – Propriedades Mecânicas e Resistência à
Corrosão
277
resultados dos potenciais foram semelhantes de forma que seu comportamento quanto à
corrosão não sofreu variação significativa.
Figura 7.1. Curva de polarização indicando os principais potenciais e regiões de interesse.
Figura 7.2. Comportamento eletroquímico para uma mesma amostra/liga.
Na Figura 7.4 são apresentadas as curvas de polarização para as amostras T13 (Liga
Inconel 625), T14 (Hastelloy C276) e T15 (Liga Inconel 686), as quais foram depositadas
segundo o mesmo nível de energia de soldagem. Observa-se que não há diferença
relevante entre as curvas de polarização. O potencial de corrosão (E
corr
) das ligas foi
praticamente o mesmo, o patamar de passivação foi idêntico entre as três ligas e a pequena
Capítulo VII – Resultados e Discussão IV – Propriedades Mecânicas e Resistência à
Corrosão
278
diferença em termos de potencial de quebra I (E
quebra I
) é desprezível. Os resultados
apresentados acima devem ser analisados com cuidado, pois sugerem não haver diferença
na resistência à corrosão entre as ligas avaliadas para um mesmo nível de aporte térmico e
teores semelhantes de Fe (Inconel 625 - 10,9%; Hastelloy C276 – 11,3%; Inconel 686 –
9,6%) devido à diluição. No entanto, ressaltar que embora os teores de Fe sejam
semelhantes, os metais de solda avaliados possuem diferenças em termos de teores de
elementos associados à resistência à corrosão como o Cr, cujo teor cai de 20,1% na liga
625 para 16,6% na liga C276 e o Mo que varia de 8,6% para 15,0%.
Figura 7.3. Comportamento eletroquímico da triplicata para a amostra T5.
Figura 7.4. Ensaio de comparativo entre três ligas com o mesmo nível de energia.
Capítulo VII – Resultados e Discussão IV – Propriedades Mecânicas e Resistência à
Corrosão
279
Neste contexto, torna-se necessário avaliar não só a composição química global dos
revestimentos, mas também o valor de seu PREN (Pitting resistance equivalency number) o
qual considera os teores dos principais elementos de liga que participam do mecanismo de
formação da camada passivadora. Os PREN foram calculados segundo a equação 7.1 a
qual é mais indicada para aços inoxidáveis com alta liga e ligas Ni-Cr-Mo (THORNTON &
COOPER, 2004).
PREN = %Cr + 1,5 x (%Mo + %W + %Nb) Eq. 7.1
Os valores de PREN dos revestimentos, juntamente com os seus respectivos teores
de Fe são apresentados na Tabela 7.1. Fazendo uma avaliação inicial com base na análise
discutida anteriormente para os revestimentos depositados segundo o mesmo nível de
energia (Figura 7.4), tem-se que os valores de PREN para as amostras T13 (PREN = 37),
T14 (PREN = 44) e T15 (PREN = 48) apresentam certa variação e possuem também
menores valores de PREN em relação aos valores destacados na literatura para as ligas
originais, os quais são: 40 para a liga Inconel 625; 45 para a liga Hastelloy C276; 51 para a
liga Inconel 686 (SMC-024, 2005). Esta diferença entre os metais de solda e o da liga
original é justamente devido às alterações na composição química decorrentes da diluição
com o substrato.
Tabela 7.1. Teor de Fe e PREN.
Amostra
Teor de Fe
(% em massa)
PREN
T2 22,04 39
T3 23,14 46
T4 6,24 38
T5 19,56 41
T6 6,89 47
T8 13,54 40
T9 5,07 48
T10 8,05 38
T13 10,89 37
T14 11,31 44
T15 9,57 48
T16 17,87 31
T17 15,03 47
T18 1,62 51
Dando prosseguimento às análises de polarização, são apresentados na Figura 7.5
somente os resultados dos revestimentos depositados com a liga Inconel 625. Observou-se
Capítulo VII – Resultados e Discussão IV – Propriedades Mecânicas e Resistência à
Corrosão
280
uma pequena diferença em termos de potencial de corrosão (E
corr
), e ainda uma diferença
de aproximadamente 60 mV entre o ∆E das amostras T4 (28 mV) e T10 (10 mV) quando
comparado com o das amostras T13 (91mV) e T16 (87 mV). No entanto, por se tratar de
uma diferença muito pequena, torna-se difícil fazer qualquer comentário sobre uma possível
correlação com a microestrutura ou teor de Fe, por exemplo.
O comparativo entre as amostras depositadas com a liga Inconel 686 é apresentado
na Figura 7.6. Observa-se novamente um comportamento muito parecido entre as diversas
condições soldadas, não sendo possível estabelecer nenhuma correlação entre o
comportamento eletroquímico e as condições operacionais empregadas e/ou características
metalúrgicas dos revestimentos.
Figura 7.5. Ensaio de polarização eletroquímica dos revestimentos depositados com a liga
Inconel 625.
Já para a liga Hastelloy C276, observa-se através da Figura 7.7 que as curvas de
polarização para algumas amostras destoaram do padrão comumente observado,
apresentando em alguns casos uma maior presença de ruídos. No entanto, novamente
quando comparado os valores dos potenciais, estes se apresentam semelhantes.
Capítulo VII – Resultados e Discussão IV – Propriedades Mecânicas e Resistência à
Corrosão
281
Figura 7.6. Ensaio de polarização eletroquímica dos revestimentos depositados com a liga
Inconel 686.
Figura 7.7. Ensaio de polarização eletroquímica dos revestimentos depositados com a liga
Hastelloy C276.
A Figura 7.8 e a Figura 7.9 mostram os valores médios e desvio padrão dos potenciais
de corrosão (E
corr
) e de quebra da camada passivadora (E
quebra I
), respectivamente. O E
corr
médio de todas as ligas/revestimentos avaliados encontra-se dentro de uma faixa entre -
0,04V e -0,10V. Todos os potenciais de quebra E
quebra I
médio encontram-se entre 0,77V e
0,87V, exceto a amostra T6 que apresentou um E
quebra I
um pouco inferior.
Capítulo VII – Resultados e Discussão IV – Propriedades Mecânicas e Resistência à
Corrosão
282
Figura 7.8. Gráfico comparativo do potencial de corrosão (E
corr
) entre os revestimentos.
Figura 7.9. Gráfico comparativo entre o potencial de quebra (E
quebra I
) dos revestimentos.
Foi realizada também a análise de variância utilizando a matriz de experimentos do
método Taguchi. Os resultados são apresentados na Tabela 7.2 e na Tabela 7.3. Nenhum
efeito dos fatores de controle sobre o E
corr
e sobre o E
quebra I
foi observado. Estes resultados
induzem a crer que os fatores tenham influência significativa sobre as características
geométricas, diluição e defeitos e, em alguns casos, sobre as características metalúrgicas,
mas o seu efeito sobre o real comportamento dos revestimentos em termos de resistência à
corrosão é inexistente ou desprezível. Contudo, é importante comentar que a própria técnica
Capítulo VII – Resultados e Discussão IV – Propriedades Mecânicas e Resistência à
Corrosão
283
de ensaio eletroquímico aplicada por não estar sendo capaz de avaliar o comportamento
dos revestimentos.
Tabela 7.2. Resultado da análise de variância para o potencial de corrosão.
Efeito
Análise de variância
Média = 23,9 ∴ σ = 4,6
SS GL MS F
α
TE
4,1 1 4,1 0,19 0,66
E
69,6 2 34,8 1,61 0,21
L
20,5 2 10,2 0,47 0,63
G
73,5 2 36,7 1,70 0,19
T
14,4 2 7,2 0,33 0,71
Residual 951,7
44 21,6
Outro fato importante é que embora as amostras tenham obtido resultados muito
parecidos em termos de resistência à corrosão, os seus teores de Fe diferem
consideravelmente, bem como o PREN. A Figura 7.10 e a Figura 7.11 apresentam gráficos
que correlacionam os potenciais E
corr
e E
quebra I
com os teores de Fe e os PRENs
apresentados pelos revestimentos. Este comportamento reforça as suspeitas de que possa
haver diferença de resistência à corrosão, mas a técnica aplicada não tenha sido capaz de
determinar.
Embora o comportamento relacionado à resistência à corrosão das ligas estudadas
tenha sido semelhante, dois mecanismos distintos de ataque do meio corrosivo sobre a
superfície do material foram observados. A Figura 7.12a e a Figura 7.12b apresentam
micrografias representativas da superfície corroída de uma amostra da liga Inconel 625, na
qual é possível observar um ataque preferencial do centro das dendritas. Diferentemente,
para as ligas contendo mais alto molibdênio e adição de tungstênio (Inconel 686 e Hastelloy
C276) o comportamento do ataque corrosivo foi completamente diferente, tendo este
ocorrido ao redor dos inúmeros precipitados de fases TCP rica em Mo. (Fases P e µ,
conforme demonstrado no capítulo anterior).
Tabela 7.3. Resultado da análise de variância para o potencial de quebra.
Efeito
Análise de variância
Média = 23,9 ∴ σ = 4,6
SS GL MS F
α
TE
0,00
1
0,00 0,00 0,95
E
0,50
2
0,25 0,86 0,42
L
0,92
2
0,46 1,59 0,21
G
0,26
2
0,13 0,45 0,63
T
0,05
2
0,02 0,08 0,91
Residual
12,69
44
0,28
Capítulo VII – Resultados e Discussão IV – Propriedades Mecânicas e Resistência à
Corrosão
284
Figura 7.10. Comparativo do potencial de corrosão (E
corr
) e do potencial de quebra (E
quebra I
)
com o teor de Fe dos revestimentos.
Figura 7.11. Comparativo do potencial de corrosão (E
corr
) e do potencial de quebra (E
quebra I
)
em função do PREN.
Análises de MEV foram realizadas sobre exemplares das ligas 686 e C276. Na Figura
7.13a é apresentada a micrografia da superfície de uma amostra ensaiada por polarização
cujo intenso ataque ao redor das fases TCP ricas em Mo presentes nas regiões
interdendríticas dos metais de solda depositados com a liga 686 pode ser claramente
observado. A Figura 7.13b apresenta um ataque localizado, semelhante a um pite,
justamente ao redor de um destes precipitados.
Capítulo VII – Resultados e Discussão IV – Propriedades Mecânicas e Resistência à
Corrosão
285
Figura 7.12. Comportamento corrosivo da liga Inconel 625 (Amostra T13). (a) Aumento:
200X. (b) Aumento: 500X. Comportamento corrosivo da liga Hastelloy C276 (Amostra T8).
(c) Aumento: 200X. (d) Aumento: 500X.
Figura 7.13. Micrografias obtidas por MEV da superfície dos corpos de prova ensaiados. (a)
Liga Inconel 686 (Amostra T15). Corrosão preferencial ao redor dos precipitados de fase
TCP ricos em Mo. (b) Em detalhe, ataque localizado ao redor de precipitado.
Na Figura 7. 14a é apresentada a análise da superfície de uma amsotra da liga C276
cujo comportamento foi semelhante ao da liga 686. Observou-se a presença de alguns
poucos pontos mais acentuados de corrosão ao redor das fases TCP (Figura 7. 14b). A
(c) (c)
(b) (a)
Capítulo VII – Resultados e Discussão IV – Propriedades Mecânicas e Resistência à
Corrosão
286
análise química indicada na Figura 7. 14c foi realizada sobre um precipitado como mostrado
na Figura 7. 14a, cujos teores de Mo e W são bastante altos.
Composição química
Elemento % em peso % atômico
Ni
7,1 2,9
Mo
36,7 27
Cr
14,5 19,7
W
9,7 12,2
Fe
32 38,2
Figura 7. 14. Micrografias obtidas por MEV da superfície dos corpos de prova ensaiados. (a)
Liga Hastelloy C276 (Amostra T8). Comportamento semelhante ao da liga Inconel 686. (b)
Em detalhe, ataque localizado ao redor de precipitados. (c) Análise de EDS do precipitado
indicado na Figura 7. 14a. (d) Tabela com a composição química do precipitado.
Estes resultados demonstram que embora as ligas apresentem comportamentos
semelhantes no que diz respeito à resistência à corrosão, o mecanismo pelo qual estes
materiais são atacados difere significativamente. No primeiro caso (liga Inconel 625), a
corrosão ocorre ao longo dos centros das dendritas devido ao empobrecimento de Mo desta
região devido ao processo de microsegregação durante a solidificação, o qual foi explicado
no Capítulo VII.
No segundo caso (ligas Hastelloy C276 e Inconel 686), devido ao seu maior teor de
Mo, o centro das dendritas apresenta ainda uma quantidade apreciável de Mo capaz de
torná-la resistente em comparação com a liga 625. Além disso, a adição de W à liga auxilia
Capítulo VII – Resultados e Discussão IV – Propriedades Mecânicas e Resistência à
Corrosão
287
neste aumento de resistência do centro das dendritas por substituir o Mo perdido. No
entanto, na região interdendrítica verificou-se a presença de fases ricas em Mo e W, e que
apresentam uma região empobrecida destes elementos na sua vizinhança. A queda destes
elementos ao redor das fases TCP, especialmente da fase P, chega a valores da ordem de
4% para o Mo e praticamente zero para o W. Tais alterações metalúrgicas tornam estas
regiões extremamente susceptíveis aos ataques dos meios corrosivos, explicando o porquê
da distinção entre o ataque preferencial observado para cada liga.
Infelizmente, os resultados apresentados pela técnica de polarização eletroquímica
não apresentaram variações que permitissem estabelecer qualquer relação entre os teores
de Fe e PREN dos revestimentos (dentro da faixa investigada no presente trabalho) e os
potenciais de corrosão e de quebra. Segundo tais resultados, independente dos teores de
Fe e PREN, a resistência à corrosão dos revestimentos seria praticamente a mesma.
No entanto, conforme já comentado, normas internacionais destinadas à construção
de equipamentos para o setor de petróleo e gás recomendam que o teor ótimo de Fe
próximo à superfície deva ser inferior a 5%, para garantir uma boa performance em serviço
(ISO 10423, 2003). Teores entre 5 e 10% também são aceitáveis segundo a norma ISO
para algumas aplicações. Contudo, não é especificada a origem para tal classificação.
Poucos trabalhos na literatura têm abordado o efeito da diluição sobre a resistência à
corrosão de metais de solda de ligas à base de Ni. CHUBB & BILLINGHAN (1984)
realizaram uma investigação sobre o efeito do teor de Fe na performance de depósitos de
solda com a liga Inconel 625 através de vários ensaios, inclusive de polarização
eletroquímica usando como eletrólito uma solução aquosa com 3,5% de NaCl, semelhante a
utilizada no presente trabalho. Seus resultados mostraram que o comportamento da
resistência à corrosão dos revestimentos de solda da liga 625 não apresentaram mudança
significativa em função do nível de diluição, mesmo para teores de Fe acima de 20%.
GITTOS & GOOCH (1994) avaliaram o efeito da diluição e, consequentemente, do
teor de Fe na soldagem de revestimentos dissimilares entre a liga Inconel 625 e um
substrato de aço C-Mn. As análises consistiram de ensaios de imersão em solução aquosa
de FeCl
3
variando a temperatura para determinação da temperatura crítica de pite, segundo
a norma ASTM G-48. Os resultados mostraram haver uma correlação entre a diluição e a
resistência à corrosão por pites, sendo recomendado que o teor de Fe seja limitado ao
máximo de 5%.
Estas divergências de informações reportadas na literatura podem estar fortemente
associadas não ao comportamento das ligas/metais de solda, mas sim a técnica de análise
empregada na avaliação. Uma possível justificativa para os resultados obtidos no presente
Capítulo VII – Resultados e Discussão IV – Propriedades Mecânicas e Resistência à
Corrosão
288
trabalho e que também se aplica aos diferentes resultados obtidos por CHUBB &
BILLINGHAN (1984) e GITTOS & GOOCH (1994) é que a técnica de polarização
eletroquímica não seja capaz de detectar alterações na resistência à corrosão por pites
associadas à mudança de composição química devido à diluição, especialmente quanto ao
teor de Fe. Técnicas de longo período de imersão que produzem um ataque mais
pronunciado podem ser mais eficazes e realistas na detecção da suscetibilidade à corrosão
por pites, como a estabelecida pela norma ASTM G-48.
7.2 Ensaios de microdureza
Os ensaios de microdureza realizados ao longo do metal de solda, desde a superfície,
até o metal de base atravessando toda a extensão da ZAC mostraram que em termos de
dureza média, os revestimentos não foram afetados pelas condições operacionais, nem
houve qualquer diferenciação entre as ligas estudadas, como mostra a Figura 7.15.
O comportamento do perfil de dureza ao longo da ZAC somente apresentou diferença
quando aplicado um elevado aporte térmico, conforme apresentado na Figura 7.16.
Figura 7.15. Dureza média do revestimento (metal de solda).
De uma forma geral, as condições soldadas com baixo e médio aporte térmico
apresentaram comportamento semelhantes, sendo observado um aumento de dureza na
região compreendendo a zona de crescimento de grão (ZAC-GG). O mesmo aumento de
dureza não foi observado para as amostras soldadas com alta energia de soldagem.
Capítulo VII – Resultados e Discussão IV – Propriedades Mecânicas e Resistência à
Corrosão
289
Este comportamento está relacionado aos microconstituíntes observados em cada
uma das ZAC’s. As amostras soldadas com baixo ou médio nível de energia de soldagem
apresentaram uma significativa formação de martensita e bainíta inferior na ZAC-GG, como
mostra a Figura 7.17. Em contrapartida, quando a energia de soldagem é aumentada, o
ciclo térmico de soldagem não é mais capaz de promover o rápido resfriamento da ZAC,
favorecendo a transformação da austenita em microconstituintes de transformação mais
lenta, como ferrita com MAC alinhado, ferrita de Widmanstätten, ferrita próeutetoide de
contorno de grão, bainita superior dentre outros. Estes microconstituintes de menor
resistência promovem uma queda na dureza da ZAC (Figura 7.18).
Figura 7.16. Perfis de microdureza. (a) Amostra T2 – energia baixa; (b) Amostra T5 –
energia média; (c) Amostra T8 – energia alta.
(a) (b)
(c)
Capítulo VII – Resultados e Discussão IV – Propriedades Mecânicas e Resistência à
Corrosão
290
Figura 7.17. (a) Microestrutura da ZAC (Amostra T2). (b) Detalhe ampliado. Aumento:
1.000X (c) Presença de martensita e bainita. (d) Idem com 8.000X.
Figura 7.18. (a) Microestrutura da ZAC da amostra T16 (alta energia). Aumento: 200X. (b)
Detalhe ampliado. Aumento: 500X.
(a) (b)
(a)
(b)
(c) (d)
Capítulo VII – Resultados e Discussão IV – Propriedades Mecânicas e Resistência à
Corrosão
291
7.3 Ensaio de desgaste abrasivo com roda de borracha
Os resultados de desgaste abrasivo utilizando o abrasômetro com roda de borracha
mostraram que de uma forma geral, todos os metais de solda depositados apresentaram um
comportamento semelhante do ponto de vista de desgaste abrasivo, com pode ser
observado na Figura 7.19. Nesta figura também são apresentados os resultadas da medição
da área da seção transversal da cavidade formada pela remoção do material. Os resultados
também foram bastante semelhantes. Foram comparados os resultados de desgaste
abrasivo como os valores de dureza das referidas amostras, no entanto não foi observada
qualquer relação, visto que os valores de dureza e desgaste são semelhantes. Os valores
de resistência ao desgaste e área da seção transversal removida são apresentados na
Tabela 7.4.
Embora as amostras apresentem a presença de precipitados com dureza
relativamente alta, sua reduzida dimensão variando entre 3 a 5 µm e pequena fração
volumétrica (variando entre 1 a 4%) em comparação com a matriz não resultou em qualquer
efeito sobre a resistência ao desgaste.
Os precipitados encontrados possuem dimensões teóricas reduzidas (3 – 5 µm),
quando comparado com a dimensão do abrasivo utilizado (0,3 – 0,6 mm), além de
representar uma pequena fração na constituição do material (1 – 4%), fato que talvez tenha
tornado indiferente as pequenas variações destes parâmetros nos valores de desgaste
abrasivo encontrados para os corpos de prova;
Figura 7.19. Resultado do ensaio de desgaste abrasivo.
Capítulo VII – Resultados e Discussão IV – Propriedades Mecânicas e Resistência à
Corrosão
292
Figura 7.20. Relação entre a dureza média dos revestimentos e o nível de desgaste.
Tabela 7.4. Resultados do ensaio de desgaste abrasivo.
Amostra Liga
Desgaste
(mm
3
)
Área da seção
transversal (mm
2
)
r
a
r
q
T2 C276 69,5
5,0
0,81 1,00
T3 686 70,1
5,0
0,67 0,83
T4 625 74,3
5,1
0,86 1,04
T5 C276 67,8
4,8
0,57 0,72
T6 686 73,5
5,1
0,61 0,77
T8 C276 69,1
4,8
0,66 0,82
T9 686 70,2
T10 625 73,3 5,1 0,62 0,77
T13 625 76,6
5,2
0,70 0,87
T14 C276 68,6
5,0
0,72 0,88
T15 686
T16 625 67,7
4,7
0,70 0,85
T17 C276 67,9
4,8
0,64 0,81
T18 686 79,8
5,3
0,72 0,89
As análises de MEV realizadas sobre a superfície dos corpos de prova indicaram que
os micromecanismos de desgaste abrasivo predominantes foram o microsulcamento e o
microcorte, como mostra a Figura 7.21. Estes micromecanismos são característicos de
processos abrasivos que combinam um abrasivo com alta dureza deslizando contra um
material dúctil, com velocidades e carga propícias. Também foram avaliadas as
Capítulo VII – Resultados e Discussão IV – Propriedades Mecânicas e Resistência à
Corrosão
293
características topográficas da superfície desgastada (Figura 7.22), no entanto, os
resultados mostraram que o comportamento da rugosidade superficial foi bastante
semelhante entre as ligas, apresentando valores de Ra e Rq muito próximos.
Figura 7.21. Imagem de MEV da superfície desgastada da amostra T13
Figura 7.22. Exemplo de topografia de superfície desgastada. Amostra T6 (liga 686).
(b)
(a)
Capítulo VII – Resultados e Discussão IV – Propriedades Mecânicas e Resistência à
Corrosão
294
7.4 Ensaio de arrancamento
Os resultados do ensaio de arrancamento segundo especificação da norma ASTM A
265-03 encontram-se apresentados na Tabela 7.5. Como pode ser observado, todos os
corpos de prova avaliados foram aprovados, resistindo a cargas superiores a três vezes a
carga mínima necessária. Mesmo os revestimentos que apresentavam defeitos entre passes
(falta de fusão) conseguiram manter comportamento semelhante aos demais revestimentos.
Isto indica que a presença destes defeitos não compromete, a princípio, a resistência ao
arrancamento, mas pode ser extremamente danosa para outras formas de solicitação como
fadiga.
Tabela 7.5. Resultados do ensaio de arrancamento.
Amostra Área da seção
transversal (mm
2
)
Carga
mínima (kgf)
Carga máxima
resistida (kgf)
Tensão máxima
resistida (MPa)
T2 127 1.812 8.300 640
T3 122 1.740 6.675 536
T4* 120 1.712 6.600 539
T5 118 1.684 7.500 623
T6 107 1.527 7.475 685
T8* 115 1.641 5.200 443
T9* 106 1.513 5.800 537
T10* 110 1.570 6.250 557
T13 113 1.612 5.500 477
T14 115 1.641 5.475 467
T15* 121 1727 6.000 486
T16 107 1527 4.500 413
T17 108 1541 5.300 481
T18* 124 1769 5.650 447
Capítulo VIII – Considerações Finais
295
CAPÍTULO VIII
Considerações Finais
No presente trabalho tem sido demonstrada a grande vocação do processo TIG com
alimentação automática de arame frio para a soldagem de revestimentos de ligas de
resistentes à corrosão, em especial, ligas de níquel. Tal capacidade foi atribuída
principalmente ao fato do processo gastar parte da energia produzida pelo arco para fundir o
material de adição a ser depositado. Isto resulta em depósitos de revestimentos que
alcançam níveis de diluição inferiores ou muito próximos de 5% com a deposição em
apenas uma camada.
No entanto, é importante destacar que para alcançar os baixos níveis de diluição
mencionados, torna-se fundamental um rigoroso ajuste dos diversos parâmetros de
soldagem, tanto relacionados ao arco voltaico quanto à alimentação do metal de adição e
deslocamento da tocha.
Sobre a alimentação de arame, o mínimo nível de diluição é sempre alcançado para a
máxima velocidade de alimentação de arame aplicada, sendo que este valor máximo irá
depender dos ajustes dos parâmetros de processo, principalmente da potencia do arco.
Outro aspecto importante é que altos níveis de energia possibilitam maiores velocidades de
alimentação, acarretando em maiores volumes de metal depositados, sendo que este
excesso de material atua como uma barreira, protegendo o substrato da ação direta do arco
e impedindo que o substrato seja aquecido demasiadamente, reduzindo o volume de metal
de base fundido e, consequentemente, a diluição. Já a variação da energia de soldagem
pela alteração da corrente ou pela alteração da velocidade de soldagem, denominadas de
técnicas de energia TE I e TE V, tiveram influência significativa na geometria do cordão de
solda, bem como na diluição, quando depositado isoladamente. Contudo, seus reflexos
sobre tais características, especialmente sobre a diluição, na soldagem de revestimento foi
menos significativa.
O uso do tecimento e o tipo de movimento descrito pelo conjunto arco/poça é decisivo
para a redução da penetração e, consequentemente, para a redução da diluição, sendo este
considerado fundamental para aplicação na soldagem de revestimento. Além dos benefícios
relacionados à diluição, o tecimento também promove um aumento da largura do cordão de
solda sem comprometer demasiadamente o reforço da solda, permitindo cobrir uma maior
área com uma espessura de camada adequada, resultando em ganho de produtividade.
Quanto aos tipos de tecimento, o espiral, embora tenha sido o mais indicado para reduzir a
penetração e a diluição, introduziu grande instabilidade ao processo e por isso pode não ser
Capítulo VIII – Considerações Finais
296
uma opção viável na prática por resultar em revestimentos com defeitos. O tecimento duplo
8 foi indicado como a melhor opção do ponto de vista de formação de defeitos, contudo, não
foi tão eficiente para a redução da diluição quanto o espiral.
Com relação ao efeito dos gases de proteção, verificou-se que a mistura Ar + He
promove um aumento na quantidade de calor produzida pelo arco, resultando em maior
nível de diluição, mesmo com o aumento da velocidade de alimentação. A mistura de
argônio com um pequeno percentual de gás ativo (NO) obteve resultados interessantes,
melhorando as características geométricas e de diluição, além de proporcionar resultados
positivos do ponto de vista ambiental, por minimizar a formação de ozônio.
Sobre as características metalúrgicas da interface revestimento/substrato, foi
verificado que a formação de zonas parcialmente misturadas com presença de martensita
(ZPM-M) é principalmente influenciada pelo nível de energia empregado e pela agitação da
poça através do tecimento. Ambos os parâmetros tem reflexos sobre o movimentos do metal
líquido na poça de fusão, influenciando o arraste de metal base líquido rico em Fe para o
interior do volume de metal de solda rico em Ni e elementos de liga. A presença de ZPM-M
não afetou a resistência ao arrancamento dos revestimentos, mas pode ser crítica para
outras formas de solicitação mecânica.
A microestrutura dos revestimentos depositados com a liga Inconel 625 foi constituída
por uma matriz com dois tipos principais de fases secundárias ricas em Nb, sendo a
primeira a fase Laves que, quando presente em grande quantidade ocasionou a formação
de trincas de solidificação e, a segunda, precipitados com estrutura complexa constituída
por um núcleo de nitreto de titânio-nióbio (TiNbN) e uma casca de nióbio-titânio (NbTiC) ou
carboneto de nióbio (NbC). A presença destas fases secundárias no metal de solda não
acarretou em perda de resistência à corrosão, sendo a segregação de elementos de liga,
especialmente o Mo, a principal causa da susceptibilidade à corrosão localizada no centro
das dendritas.
A microestrutura dos revestimentos depositados com as ligas Hastelloy C276 e Inconel
686 foram constituídas por uma matriz e fases secundárias ricas em Mo. As fases
secundarias ricas em Mo presentes em ambas as ligas foram principalmente as fases P e ,
sendo ainda observada a presença da fase . Foi identificado um processo de
empobrecimento de Mo ao redor dos precipitados de fase P rica em Mo, cujo teor cai para
valores da ordem de 25% do teor nominal da liga. O tungstênio também sofreu
empobrecimento ao redor da fase P chegando a valores próximos de zero na interface
matriz/precipitado. O empobrecimento de Mo da matriz ao redor das fases TCP foi suficiente
para tornar esta região susceptível à corrosão preferencial.
Capítulo VIII – Considerações Finais
297
Houve uma significativa diferença entre a fração volumétrica dos precipitados
presentes no primeiro e no último cordão de solda, a qual foi atribuída aos múltiplos ciclos
térmicos para a formação da camada. A fração volumétrica dos precipitados mostrou ser
dependente principalmente do tipo de liga e do nível de energia de soldagem empregado. O
aumento do nível de diluição influenciou de forma a reduzir a quantidade de precipitados,
devido à diminuição da concentração dos elementos formadores das fases secundárias: Mo,
Nb e W.
O ensaio de polarização eletroquímica não se mostrou capaz de avaliar com
segurança o comportamento dos revestimentos quanto à corrosão por pites. Conforme já
destacado, a liga Inconel 625 e as ligas Hastelloy C276 e Inconel 686 apresentaram
mecanismos distintos de ataque corrosivo, sendo a liga Inconel 625 corroída
preferencialmente no centro das dendritas devido à segregação de Mo para a região
interdendrítica, enquanto que as ligas Hastelloy C276 e Inconel 686 o ataque corrosivo
preferencial ocorreu ao redor dos precipitados ricos em Mo.
O baixo nível de dureza da matriz associada com uma pequena fração volumétrica de
precipitados de tamanho reduzido resultou numa baixa resistência ao desgaste abrasivo em
todas as ligas avaliadas. Todos os revestimentos avaliados foram aprovados no teste de
arrancamento, o que indica que a presença de defeitos de falta de fusão na região entre
passes não compromete a resistência ao arrancamento.
Por fim, destaca-se que embora não tenha sido possível determinar no presente
trabalho diferenças significativas entre as ligas quanto à resistência à corrosão, a escolha
final do tipo de liga a ser aplicada passa necessariamente pela capacidade de atendimento
das normas internacionais de construção e reparo de equipamentos destinados ao
processamento de fluidos petrolíferos, bem como por uma avaliação dos custos envolvidos.
Neste sentido, o presente trabalho mostrou que a liga Hastelloy C276 não se mostrou capaz
de produzir depósitos que atendessem às exigências das normas quanto ao teor máximo de
Fe (ISO 10423, 2003). Quanto às demais ligas, salienta-se que a liga Inconel 686 apresenta
um custo significativamente maior que o Inconel 625, sendo quase 2,6 vezes mais caro seu
preço por quilo. Isto mostra que a escolha da liga Inconel 686 como o metal de adição só
será viável caso a mesma apresente vantagens incontestáveis do ponto de vista de
resistência à corrosão.
Capítulo IX – Conclusões
298
CAPÍTULO IX
Conclusões
Com base nos resultados obtidos e apresentados na presente tese sobre as
características operacionais e metalúrgicas de revestimentos de ligas de níquel depositadas
pelo processo TIG com alimentação automática de arame frio, foi possível concluir que:
Aspectos operacionais
É possível depositar em apenas uma camada, revestimentos que alcançam níveis
de diluição inferiores ou muito próximos de 5%.
A barreira entre o arco voltaico e o substrato, exercida pelo volume de metal
líquido da poça de fusão devido à adição das ligas, minimizou a ação do arco
voltaico diretamente sobre o substrato, reduzindo a penetração e a diluição.
O comprimento de arco (DPEP) teve participação decisiva na obtenção de
resultados satisfatórios do ponto de vista de diluição, sendo 10 mm o comprimento
ótimo, considerando os demais parâmetros aplicados.
A combinação dos fatores de controle 1-3-1-2-1, ou seja, técnica de energia TE V,
energia de soldagem alta (24 kJ/cm), liga Inconel 625, gás de proteção argônio
com adição de NO, tecimento espiral, além da máxima velocidade de alimentação
de arame (8,5 m/min) e comprimento de arco de 10 mm, foi apontada pelo método
Taguchi como a condição ótima para minimizar a diluição.
Esta mesma condição quando aplicada com a liga 686, bem como as condições
T9 e T18, também alcançaram valores de diluição e reforço adequados,
considerando como critérios de aceitação diluição inferior a 5,0% e reforço
superior a 3,0 mm, podendo serem aplicadas com sucesso.
Aspectos metalúrgicos
Sobre as características metalúrgicas da interface revestimento/substrato, conclui-
se que a formação de zonas parcialmente misturadas com formação de
martensita (ZPM-M) é principalmente influenciada pelo nível de energia
empregado, volume de metal depositado por unidade de comprimento e pela
agitação da poça através do tecimento.
A microestrutura dos revestimentos depositados com a liga Inconel 625 foi
constituída por uma matriz com fases secundárias ricas em Nb tipo Laves e
carbonetos/nitretos de Ti e Nb.
Capítulo IX – Conclusões
299
Precipitados com morfologia cuboidal e com presença de C e Ti observadas no
metal de solda não constituem simplesmente carbonetos primários do tipo MC,
mas sim uma estrutura complexa formada por um núcleo de nitreto de titânio-
nióbio (TiNbN) e uma casca de carboneto de nióbio (NbC) ou nióbio-titânio
(NbTiC).
As condições termodinâmicas da poça de fusão associada à presença de nitreto
de titânio (TiNbN) no estado sólido oriundos do metal de adição na poça de fusão
permitiram a precipitação e crescimento de carbonetos de nióbio (NbC) com
morfologia cruciforme.
A fase Laves quando presente em grande quantidade ocasionou a formação de
trincas de solidificação.
O caminho da solidificação para liga Inconel 625 proposto no presente trabalho
foi:
L + (TiNb)N L + +(TiNb)N L + + (TiNb)N/(NbTi)C L + +
(TiNb)N/(NbTi)C/NbC L + + (TiNb)N/(NbTi)C/NbC + Laves +
(TiNb)N/(NbTi)C/NbC + Laves
A microestrutura dos revestimentos depositados com as ligas Hastelloy C276 e
Inconel 686 foram constituídas por uma matriz e fases secundárias ricas em Mo,
principalmente as fases P e , e em menor quantidade, fase .
Houve efetivamente um empobrecimento de Mo ao redor dos precipitados de fase
P rica em Mo, tornando esta região susceptível a um processo de corrosão
preferencial.
O tungstênio também sofreu empobrecimento ao redor da fase P chegando a
valores próximos de zero na interface matriz/precipitado.
O processo de empobrecimento foi verificado para cordões de solda que foram
reaquecidos devido aos inúmeros ciclos térmicos de soldagem para a formação
da camada de revestimentos;
A fração volumétrica dos precipitados mostrou ser dependente principalmente do
tipo de liga e do nível de energia de soldagem empregado, sendo o aumento da
energia responsável pelo aumento da fração volumétrica na soldagem com
múltiplos passes.
Aspectos de Desempenho
Capítulo IX – Conclusões
300
O ensaio de polarização eletroquímica não se mostrou capaz de avaliar com
segurança o comportamento dos revestimentos quanto à corrosão por pites.
As ligas estudadas apresentaram mecanismos distintos de ataque corrosivo,
sendo a liga Inconel 625 corroída preferencialmente no centro das dendritas
enquanto que as ligas Hastelloy C276 e Inconel 686 o ataque corrosivo
preferencial ocorreu ao redor dos precipitados ricos em Mo.
O baixo nível de dureza da matriz associada com uma pequena fração
volumétrica de precipitados de tamanho reduzido resultou numa baixa resistência
ao desgaste abrasivo em todas as ligas avaliadas.
Todos os revestimentos avaliados foram aprovados no teste de arrancamento, o
que indica que a presença de defeitos de falta de fusão na região entre passes
não compromete a resistência ao arracamento.
Capítulo X – Sugestão para trabalhos futuros
301
CAPÍTULO X
Sugestão para trabalhos futuros
Estudar o efeito dos parâmetros de tecimento sobre a qualidade dos
revestimentos.
Investigar o efeito dos múltiplos ciclos térmicos sobre a geração de tensões
residuais nos revestimentos.
Realizar estudos de corrosão por imersão utilizando a norma ASTM G-48.
Avaliar a sequência de solidificação das ligas através de ensaios de DTA, com
diferentes níveis de diluição.
Quantificar o percentual de cada fase presente nos revestimentos através de
refinamento de estrutura pelo método Rietveld.
Capítulo XI – Referências Bibliográficas
302
CAPÍTULO XI
Referências bibliográficas
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