Resistência à erosão por cavitação de revestimentos soldados

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de Soldadurade Soldadurade Soldadurade Soldadura

X CONGRESO ARGENTINO DE SOLDADURA

VI CONGRESO IBEROAMERICANO DE SOLDADURA Buenos Aires, 25, 26 y 27 de agosto

Resistência à erosão por cavitação de revestimentos soldados

Leonardo F. Boccanera , Sérgio R. Barra e Augusto J. A Buschinelli

Labsolda – Departamento de Engenharia Mecânica – Universidade Federal de Santa Catarina Campus Universitário Trindade - Cx. P.: 476 - CEP.: 88040-900 - Florianópolis – SC - Brasil.

E-mails: [email protected] / [email protected] / [email protected]

Resumo

Decorrente do colapso de bolhas gasosas formadas sob condições hidrodinâmicas especiais no fluido, a erosão por cavitação é fenômeno comum em turbinas hidráulicas, que implica em dispendiosa manutenção periódica, devido a perda de geração de energia durante a recuperação por soldagem das regiões erodidas. Esse trabalho trata da aplicação em pás de turbinas, fundidas em aço estrutural ferrítico, de revestimentos especialmente resistentes, em aços inoxidáveis austeníticos ligados ao Co, na forma de eletrodo revestido e arame tubular, avaliando-se a influência das mudanças microestruturais, da porosidade, do acabamento superficial e da diluição, sobre a resistência ao processo erosivo dos revestimentos soldados. A resistência à cavitação foi avaliada pelo ensaio vibratório ultra-sônico (ASTM G32) e a análise microestrutural foi feita por microscopia ótica e eletrônica de varredura, difração de raios-X e medidas de dureza. Na soldagem GMAW automatizada foi empregada a variante da corrente pulsada com pulsação de energia (MIG-Térmico), verificando-se efeitos vantajosos quanto à diluição, refino de grão e planicidade dos depósitos, relativamente ao processo SMAW. São analisados os efeitos de tratamentos térmicos e da refusão por TIG sobre o desempenho dos revestimentos soldados. Os riscos das lixas e o contorno dos poros atuam como concentradores de tensões (sítios preferenciais) conduzindo a uma rápida perda de material, uma vez iniciado o ensaio. A presença de carbonetos afeta negativamente a resistência à cavitação, diminuindo o tempo necessário para o destacamento do material.

Palavras chave: Soldagem, cavitação, revestimento, erosão

Abstract

Cavitation erosion is a common phenomenon in hydraulic turbines, caused by the violent collapse of vapor

bubbles in special hydrodynamic conditions, which creates a costly maintenance problem for these utilities, specially due to the loss of power generation during the necessary welding repairs. This work deals with the application of Co-alloyed austenitic stainless steels, as coated electrodes and flux-cored tubular wire, to cladding of turbine blades, cast in ferritic structural steel. The influence of microstructural changes, porosity, surface finishment and dilution on the cavitation resistance of the weld claddings was evaluated. Cavitation erosion test was performed through accelerated cavitation test by ASTM-G32 standard. The morphology and microestruture of various claddings before and after erosion were analized by light optical, scanning electron microscopy (SEM) and hardness in order to study the erosion mechanism. By the automatized GMAW the thermal pulsation was applied, with positive results to the dilution rate, grain refining and the planicity of the weld layers, as compared to the SMAW. TIG remelting and thermal treatment were utilized on welding cladding. The grooves of the emery paper and pores are favorite sites for the nucleation of cracks. The presence of carbides is negative to the performance against cavitation.

Key words: Welding, cavitation, cladding, erosion

X Congreso Argentino y VI Congreso Iberoamericano de Soldadura, Buenos Aires, 25, 26 y 27 de agosto

1. Introdução Componentes de turbinas hidráulicas sofrem um processo de erosão por cavitação, fenômeno decorrente do

colapso contra o substrato sólido em contato com o fluido, de bolhas de vapor formadas sob condições hidrodinâmicas especiais. Para o reparo dos danos provocados por esse processo erosivo existem diversos revestimentos comerciais especialmente resistentes, aplicáveis, sobretudo, por soldagem. Dentre os materiais empregados na proteção contra cavitação as ligas à base de cobalto são conhecidas pela sua excelente resistência, mas foram substituídas nessa década por aços inoxidáveis austeníticos ligados ao cobalto, de custo bastante inferior, mas equivalente desempenho (1).

A excepcional resistência à cavitação desses aços inoxidáveis austeníticos pode ser relacionada com sua baixa energia de falha de empilhamento (EFE), que sob as elevadas taxas de deformação atuantes durante a cavitação, promovem o deslizamento planar, a maclação e transformações de fase induzidas pela deformação (γ→α’ e γ→ε), conduzindo a um refinamento microestrutural. A baixa EFE contribui para um menor espaçamento entre maclas formadas sob impacto, o que conduz a um maior encruamento devido à subdivisão dos grãos e sem afetar a tensão verdadeira do material, elevando assim a resistência a fadiga do revestimento(2). Esse encruamento dá-se numa camada de profundidade superior a 100 µm sob a superfície exposta, sendo responsável pelo controle da propagação das microtrincas formadas durante o regime permanente (1).

A melhora do desempenho associada à diminuição do tamanho de grão está relacionada à expressão de Hall Petch, já que um grão pequeno aumenta a resistência ou força necessária para o destacamento do material (3,4).

A técnica da refusão superficial por Laser com o objetivo de refino foi explorada por (Dubé, 1996)(4), mostrando-se um eficiente método para melhorar o comportamento frente à cavitação dos aços austeníticos ligados ao Co, levando a aumento na resistência da ordem 300 % em relação a condição como soldada.

O presente trabalho faz parte da linha de pesquisa iniciada há varios anos no Labsolda/UFSC em colaboração com empresas geradoras de energia da região sul do Brasil, destinada a contribuir para o desenvolvimento de procedimentos de soldagem e materiais resistentes à cavitação (5,6,7). Nesse artigo analisa-se: i) Efeito do emprego de arame tubular na soldagem MIG (convencional e térmica) em comparação à soldagem com eletrodo revestido; ii) A refusão por TIG como técnica de refino de grão e iii) O efeito de tratamentos térmicos posteriores sobre o revestimentos soldados.

2. Materiais e métodos

2.1. Preparação dos corpos de prova e procedimentos de soldagem Os corpos de prova, com as dimensões indicadas na figura 1, foram confeccionados sobre chapas de aço

ABNT 1020, aplicando-se duas camadas de AWS 309L-16Mo, na forma de arame maciço de 1,2 mm, como amanteigamento e duas camadas de revestimento especialmente resistente ao fenômeno, na forma de eletrodo revestido de 3,25 mm de diâmetro ou arame tubular com proteção gasosa de 1,2 mm de diâmetro.

Na confecção das camadas, empregaram-se os processos de soldagem ao arco elétrico MIG (GMAW) ou Eletrodo Revestido (SMAW). O processo MIG foi utilizado sob condição automatizada (montagem e utilização de uma célula de soldagem), aplicando-se corrente pulsada convencional (PN) e uma nova concepção especial de transferência controlada (pulsada) denominada de Pulsação Térmica ou MIG Térmico (PT). Com forma de avaliar a estabilidade do processo de deposição empregou-se softwares de monitoramento, em tempo real, do processo de transferência metálica e temperaturas de pré-aquecimento e interpasse, respectivamente. Os depósitos foram realizados nas posições plana e sobre-cabeça a 450 do plano horizontal, com espessura final do revestimento resistente na ordem de 5 mm (6). Em todos os revestimentos utilizou-se 150 oC como temperatura de pré-aquecimento e interpasse e gás de proteção 99%Ar+1% O2 com vazão de 17 l/min.

A tabela 1 apresenta a composição química dos consumíveis, enquanto que na tabela 2 faz-se um resumo dos parâmetros de soldagem implementados.

TABELA 1: Composição química (% peso) dos consumíveis para amanteigamento e revestimento

(% peso) Identificação C N Ni Cr Co Mn Si 309L-16Mo 0.03 - 13 23.5 - 0.9 0.9

ER 0.17 0.13 - 17.8 9.28 9.08 0.89 AT 0.17 0.18 - 17 9.5 10 3.5

“ER”= Eletrodo revestido; “AT”= Arame tubular


TABELA 2: Parâmetros de soldagem implementados

MIG Térmico

Fase de pulso térmico Consumível Ip (A) Ib (A) tp (ms) tb (ms) va (m/min) vs(cm/min) T1(s) 309L-16Mo 300 55 3.6 3.2 7 25 0.5

AT 300 30 5.3 8.0 8 25 0.5 Fase de base térmica

309L-16Mo 300 55 3.6 10.0 3.5 25 0.5 AT 300 30 5.3 18.0 3.5 25 0.5

MIG Pulsado Convencional

Consumível Ip (A) Ib (A) Tp (ms) tb (ms) va (m/min) vs(cm/min) AT 300 30 3.5 4.5 6 25

Eletrodo Revestido

Consumível Is Vs ER 120 ≈ 25

Corpos de prova paraensaio de cavitação

Revestimento

Amanteigamento

Material debase 1020

A-A

E: 25.4 mm; L: 250 mm; A: 300 mm

Figura 1: Corpos de prova soldados para ensaios de cavitação: (Esq.) Avaliação da resistência do revestimento; (Dir.) Avaliação do efeito da diluição nas diferentes camadas

Na soldagem dos consumíveis (AT e ER), empregaram-se diferentes níveis de aporte de calor: � Corrente pulsada convencional com calor aportado na ordem de 26 kJ/cm; � MIG Térmico com calor aportado galgando valores entre 14.5 e 9.5 kJ/cm, nas fases de base e pulso

térmico respectivamente; � Eletrodo revestido (ER) com calor aportado na ordem de 17 kJ/cm.

No processo de refusão dos depósitos, por meio de TIG, foram feitos passes transversais à direção de soldagem, empregando-se dois diferentes níveis de aporte de energia (6.0 e 1.3 kJ/cm). Como gás de proteção aplicou-se argônio (14 l/min) e eletrodo de Tungstênio ligado ao Th (2%) com diâmetro de 2.4 mm e um ângulo da ponta de 60°.

No tratamento térmico dos depósitos foram empregados dois níveis de aquecimento, isto é, 1100 °C e 700 °C, durante uma hora e seis horas respectivamente, com resfriamento dentro do forno.


2.2. Ensaios de cavitação Os ensaios acelerados de cavitação foram realizados de acordo com a norma ASTM G-32 (8) através do

método vibratório ultra-sônico. O método standard (método direto), ilustrado na figura 2, consiste basicamente da medição da perda de massa ou volume de material num corpo de prova de diâmetro 15.9 mm, fixado na ponta do sonotrodo. Nos ensaios utilizou-se um gerador ultrasônico KLN Ultraschall GmbH tipo 500, que produz uma oscilação axial da ponta do sonotrodo, pelo chamado efeito piezoeléctrico, que vibra a uma freqüência de 20 ± 0.2 kHz, com amplitude pico a pico de 50 µm. O meio de ensaio foi água destilada sob temperatura controlada de 22 ± 1 °C . Neste trabalho utilizou-se o método modificado, ilustrado na figura 2 (detalhe), onde o corpo de prova, estacionário, encontra-se a 0,5 mm afastado da ponta de sacrifício do sonotrodo e imerso entre 8 e 10 mm na água destilada. A perda de massa foi periodicamente avaliada até 45 h de ensaio. As taxas de erosão obtidas através deste método modificado usualmente mostram entre 40-50% das taxas determinadas com o procedimento standard (9).

Transdutor

Sonotrodo

Água destilada

0.5 mm

Recipiente para resfriamento

Corpode

Prova

Método Direto ASTM G32

Método Indireto Detalhe

Figura 2: Método direto de ensaio e detalhe da posição do corpo de prova a testar na utilização do método indireto

2.3. Caraterização microestrutural A análise microestrutural foi efetuada por microscopia ótica, sendo os corpos de prova embutidos a quente,

lixados com papel de carboneto de silício de granulometria 320 a 600 e polidos com suspensão de diamante até 0,25 µm. A microestrutura foi revelada com o reagente V2 - A, e observada sob aumento de até 1000 vezes. O tamanho de grão foi determinado utilizando os métodos de comparação e do círculo.

A microdureza foi determinada mediante microdurômetros marcas Leitz Wetzlar e HMV 2000 da Shimadzu. A penetração possível, mediante a utilização desta técnica, encontra-se na ordem de 10 µm, o que a torna viável em principio para detectar as mudanças locais da dureza nas proximidades da superfície erodida. Para a estimativa do encruamento, como função do tempo de ensaio foi determinada a dureza Vickers sobre a superfície, durante o período de incubação. Para avaliar a dureza como função da distancia sob a superfície erodida foi utilizada a dureza Knoop com a menor diagonal orientada perpendicularmente à superfície erodida. Devido ao encruamento diferenciado da superfície, determinou-se a dureza em 5 diferentes zonas da seção transversal, em 5 pontos por zona, visando diminuir a dispersão dos valores medidos e aceitando aqueles com erro menor ou igual a 10%. O microscópio eletrónico de varredura foi utilizado para a caracterização dos fatores da superfície erodida como função do tempo de ensaio.

Uma estimativa da evolução das fases presentes foi feita mediante a utilização de raios – X, empregando-se um difratômetro tipo XRD – 3000 PTS da firma Seifert, com radiação CoKα e parâmetros I: 30 mA, U: 40 Kv e ângulo 2θ: 30° até 180°. Para as primeiras leituras utilizou-se uma velocidade de analise de 0.05 °/min, uma vez determinada a posição dos picos aumentou-se a velocidade de varredura a 0,2 °/min.

A analise quantitativa foi feita sobre a superfície dos corpos de prova para 0, 5, 10, 25, 35 e 45 horas de ensaio, determinando a posição e a intensidade dos picos de reflexão correspondentes as fases γ, ε e α’ e os volumes relativos através das expressões de Sage (10) para Cobalto puro e as de Lizak (11) para aços Fe-Cr-Mn.


2.4. Avaliação da diluição O efeito da diluição sobre a resistência à cavitação das diferentes camadas de amanteigamento e

revestimento, depositadas por soldagem, foi avaliado através de medidas de rugosidade em corpos de prova extraídos transversalmente aos cordões (Figura1). Empregaram-se os rugosímetros Mitutoyo Surftest-211 e Mahr Perthen. Este ensaio objetivou determinar a influência da variação da composição química sobre a resistência à cavitação, monitorando-se o comportamento erosivo através de Ra (desvio médio aritmético) e Ry (altura máxima das irregularidades), medidas segundo a norma DIN 4768 (12). O procedimento utilizado consistiu em acompanhar a evolução da rugosidade nas camadas de revestimento e do amanteigamento.

3. Apresentação de resultados e discussão

3.1. Ensaios de cavitação Na figura 3 apresentam-se, de modo comparativo, os resultados dos ensaios ultra-sônicos de cavitação. Os

revestimentos convencionais utilizados na prevenção do processo de erosão por cavitação (AWS 309L-16Mo) mostram uma taxa de erosão da ordem de 15 vezes maior e um período de incubação relativamente curto (2h), quando comparado com os aços austeníticos ligados ao Co, utilizados atualmente (8-15h). Nesses aços as taxas de erosão na condição soldada, variam de 0.4-0.7 mg/h, conforme dados da figura 3. Esta elevada resistência é comparável com a apresentada pelo Stellite 6, que mostra uma taxa de erosão de 1.2 mg/h quando determinada pelo método standard (7) (correspondente a 0.5-0.7 mg/h pelo o método modificado deste trabalho).

A implementação de uma célula de soldagem automatizada MIG na aplicação dos revestimentos apresentou vantagens operacionais quando comparado com depósitos aplicados por SMAW. Devido à automação do processo MIG e ao emprego de corrente pulsada consegue-se um melhor controle sobre possíveis incidências de defeitos, uma melhor planicidade superficial dos depósitos até mesmo na soldagem fora de posição (sobre-cabeça), o que se traduz na redução do tempo e dos custos de desbaste e acabamento final (6). Além disso, os revestimentos de aço inoxidável austenítico ligado ao Co, soldados com MIG mostraram superior comportamento à erosão por cavitação. A utilização da pulsação térmica incrementou o período de incubação (15 h) em relação ao revestimento depositado com soldagem convencional (12 h) e eletrodo revestido (8h).

A refusão por TIG permite uma melhora adicional na resistência à cavitação dos revestimentos soldados, aumentando o período de incubação (21 h) e diminuindo a taxa de erosão (0.26 mg/h).

Com relação a rugosidade superficial (condição lixada) e a porosidade, observou-se que estas atuam em detrimento da resistência à cavitação, reduzindo ou até suprimindo em determinadas condições o período de incubação, resultando desta forma numa maior perda de material com taxas de erosão no regime permanente de aproximadamente 0.5 mg/h.

0,0

0,2

0,4

0,6

0,8

1,06

7

8

Aço inoxidável austenítico ao Co

E309L

Período de incubaçãoTaxa de erosão

RefusãoTIG [kJ/cm]

Efeito daSuperfície

Tratamento Térmico

PulsoNormal

6,0

25

20

15

10

5

0

Período de incubação (h)

Poros

PulsoTérmico

Taxa

de

eros

ão (m

g/h)

Lixa

TT1100oC

TT700oC

1,3

GMAW - Arame tubularSMAW

Figura 3: Desempenho à cavitação dos revestimentos testados

Tratamentos térmicos podem introduzir alterações microestruturais, prejudiciais à resistência do depósito, isto é, o tratamento sob temperatura de 1100 °C e a precipitação de carbonetos durante o tratamento térmico a 700 °C, atuarão em detrimento do desempenho dos revestimentos, originando uma queda de até 5 vezes no período de incubação e um aumento de até 2 vezes da taxa de erosão em relação à condição como soldada.


3.2. Efeito da diluição A diluição encontrada nos revestimentos soldados pode apresentar nível distinto em função não só do tipo de

processo de soldagem, como também do grau de automação e das técnicas de deposição. Em função disso observou-se uma melhora da resistência à cavitação dos revestimentos. Os revestimentos soldados com MIG pulsado convencional (PN) e térmico (PT) apresentaram uma diminuição considerável no nível de diluição, isto é, com o emprego de pulsação obtêm-se um menor nível de diluição (20-25%) em comparação com o processo SMAW (30%). Além disso, o MIG térmico, em relação ao pulsado convencional, utiliza dois níveis de freqüência de pulsação, conduzindo a um perfil serrilhado de diluição (figura 4).

Pulso Térmico Base Térmica300

200

100

50

0

25 % 20 %

200 400 600 800 10001020

30

40

0

T (ms)

V (

volts

)I (

Am

p)

Figura 4: Variação da diluição em função da aplicação do pulso térmico e a base térmica, durante a soldagem com MIG térmico.

A utilização de MIG térmico produz a formação de zonas com erosão diferenciada na forma de “escamas”

(figura 5), pontos A, B e C que atuaram em detrimento de sua resistência à cavitação. As zonas menos desgastadas (figura 6) apresentaram concentrações mais elevadas de Co, Si e Mn.

Figura 5: Macro do cordão mostrando as escamas

Figura 6: Diferença de desgaste e composição entre as zonas (B) e (C)

O efeito da diluição sobre a resistência a cavitação pode melhor ser analisado através do estudo da seção transversal à solda. A figura 7 mostra como a diferença de composição química entre as diferentes camadas conduzem a um comportamento diferenciado à cavitação, observando-se que, nas vizinhanças do metal de base (1a camada), a erosão foi mais severa e, na medida em que a composição química da camada se aproxima da composição do metal de aporte puro, a erosão é menor.


0

5

10

15

20

25

Camadas de revestimento

Com

posi

ção

quím

ica

(% p

eso)

NiSi

CoMn

Cr

3a.2a.1a.Aman.

a)

b)

Figura 7: a) Variação da composição química nas diferentes camadas. b) Seção transversal à solda. Aspecto das camadas de amanteigamento e revestimento durante o período de incubação para a condição soldado com GMAW e AT

Assim diferentes processos de soldagem, em função do nível de diluição, exercem importante papel na

resistência à cavitação, principalmente, sobre a 2a camada dos depósitos. A figura 8 mostra que durante a cavitação as camadas apresentam uma rugosidade diferenciada, devido ao distinto grau de deformação/erosão decorrente da influência da composição química sobre a microestrutura. As rugosidades atingidas durante o período de incubação (15 h) nas 2a e 3ª camadas, revestidas com AT (figura 8a), são comparáveis. Entretanto o revestimento soldado com ER mostra uma diferença no comportamento entre estas camadas já a partir das 10 h (figura 8b). As diferenças são mais evidentes nas 1a camadas devido a diluição do amanteigamento (AWS 309L-16). Os valores de rugosidade e os períodos de incubação dos revestimentos exibem certa relação, correspondendo a um maior período de incubação com a menor rugosidade.

0 5 10 150

5

10

15 3a. 2a. 1a.

Rug

osid

ade

Ry

( µµ µµ

m)

Tempo (h)

a)

0 5 10 150

5

10

15 3a. 2a. 1a.

Rug

osid

ade

Ry

(µµ µµ

m)

Tempo (h)

b)

Figura 8: Variação da rugosidade (Ry) durante o período de incubação para 3 camadas de revestimento de aço inoxidável austenítico ao Co: (a) AT (GMAW) e (b) ER (SMAW)

A dependência da estrutura dos aços inoxidáveis austeníticos com a composição química é levada em consideração no estudo de transformações de fases induzidas por deformação. O calculo das temperaturas de transformação a partir das expressões de Md30, modificadas com os coeficientes para o Co obtidos das expressões de Hull (13), mostraram que os revestimentos soldados com AT, em função da composição química, apresentam uma superior estabilidade (Md30: -40 °C) em relação aos soldados com ER (Md30: 5 °C), permitindo aumentar o período de incubação. Assim, um maior conteúdo (%peso) de elementos como Co, Mn e Si, permitem manter a estrutura austenítica proporcionando uma maior capacidade de absorção dos impulsos (impactos) da cavitação.

3.3. Efeito do refino de grão


O efeito da variação do tamanho de grão sobre a resistência à cavitação dos revestimentos observa-se na figura 9.

TT 1100 C Soldado

Refundido TIG

3 4 5 6 70,25

0,30

0,35

0,40

0,45

Taxa de erosãoPeríodo de incubaç ão

25

20

15

10

5

0

Período de incubação (h)Taxa

de

eros

ão (m

g/h)

Tamanho d e grão (ASTM E 112) Figura 9: Influência do tamanho de grão no desempenho dos revestimentos soldados com AT

Nos revestimentos soldados com MIG témico a diferença de aporte (Max./Min.: 14,5 / 9.5 kJ/cm) levou a uma diminuição no tamanho de grão em relação à condição pulsada (26 kJ/cm) passando de ASTM 4 a 5. Efeito mais marcante produz a refusão superficial onde, devido à uma rápida solidificação através do substrato, produz-se uma camada refinada de elevada dureza. A refusão com 6 kJ/cm, gerou uma camada de grão ASTM 6, enquanto que o menor calor aportado para a condição refundida com 1,3 kJ/cm conduziu a um tamanho de grão ASTM 7, em uma camada com espessura de aproximadamente 1 mm. Por outro lado o tratamento a 1100 °C durante 1 hora trouxe um aumento do tamanho de grão para ASTM 3.

3 4 5 6 70

10

20

30

40

50

60

70Regime permanentePeríodo de incubação

εεεε

αααα'

Fas

es (

%)

Tamanho de grão (ASTM E112)

a)

300

400

500

600

700

800

Dur

eza

Vic

kers

(H

V 0

,3)

Refusão por TIG (6 kJ/cm)

403020100Tempo (h)

403020100403020

Dureza K

noop (Hk 0,025)

600

700

800

Dureza Hk (RP)Dureza HV (PI)

Pulso Normal Pulso Térmico

100

b)

Figura 10: a) Fases formadas durante o período de incubação e regime permanente com relação ao tamanho de grão; b) Revestimentos soldados com PN e PT e refundido por TIG: Variação da dureza durante o ensaio de cavitação.

Da relação entre tamanho de grão e formação de fases, deduz-se que, durante o ensaio, há transformação

γ→ε, na medida em que diminui o tamanho de grão, entretanto a martensita α’ permanece constante durante a incubação, e decresce no regime permanente (figura 10a). A variação dos volumes relativos de fases e do tamanho de grão resulta numa conduta de encruamento diferenciada. Na figura 10(b) observa-se através do levantamento de perfis de dureza abaixo e sobre a superfície exposta à cavitação, que existem diferenças de encruamento entre os revestimentos.

Os revestimentos com menor tamanho de grão apresentaram um encruamento superior ao longo de todo o ensaio de cavitação (período de incubação e regime permanente). Aparentemente a estabilização da fase γ


produz um maior número de falhas de empilhamento e maclas, que contribuem posteriormente à formação de um superior volume de fase ε e um maior refinamento microestrutural, culminando com um superior encruamento e resistência à fadiga da superfície exposta. Depois de elevada deformação, o excessivo volume de martensita α’, proveniente da fase γ, não contribui no aumento do encruamento do revestimento.

3.4. Efeito do acabamento superficial, porosidade e precipitados O acabamento superficial e a porosidade afetam a resistência à cavitação. As figuras 11a e 11b comparam os

mecanismos de erosão para revestimentos com aços inoxidáveis austeníticos ao Co (AT), nas condições lixadas e com poros. Os riscos das lixas são sítios preferenciais que favorecem a nucleação de trincas e a propagação transversal e longitudinal. Os poros são responsáveis pela elevada taxa inicial de erosão e perda de material. Devido a elevadas taxas de deformação, decorrente da cavitação, e a forma dos riscos e poros, existe um processo acelerado de maclação (figura 12a) e endurecimento, iniciando-se a nucleação da erosão.

A precipitação de carbonetos em contorno de grão (figura 12b) modifica as condições de encruamento, alterando o desempenho frente à cavitação. Aparentemente a elevada dureza dos carbonetos em relação à matriz foi o motivo do pobre desempenho (2, 14).

a)

b)

Figura 11: (a) Erosão nos riscos da lixa. b) Contorno do poro erodido

a)

b)

Figura 12: a) Maclação no contorno do poro. b) Precipitação de carbonetos

4. Conclusões Em busca da otimização do processo de aplicação e do desempenho dos revestimentos soldados, esse trabalho leva às seguintes conclusões: • O emprego de revestimentos inoxidáveis austeníticos ligados ao Co depositados por soldagem ao arco

elétrico, proporcionam excelente resistência à cavitação caraterizada por taxas de erosão inferiores a 0,7 mg/h quando comparado com os aços inoxidáveis comuns 309 (6,5 mg/h);

• O processo e o procedimento de soldagem empregados na deposição do material resistente afetam o comportamento à cavitação do revestimento através da variação da diluição entre camadas, a granulometria da superfície exposta e homogeneidade química do cordão;

• A refusão por TIG dos revestimentos soldados, além de produzir uma melhora da planicidade e acabamento da superfície exposta, conduz a um aumento relevante da resistência à cavitação, introduzido pelo refinamento do grão;


• A diminuição do tamanho de grão e o refinamento, introduzido pela maclação e transformação de fase (γ→ε), melhoram a conduta ao encruamento dos revestimentos, aumentando o período de incubação dos revestimentos e diminuindo, desse modo, a taxa de erosão;

• A rugosidade superficial (decorrente do lixamento) e a porosidade atuam em detrimento da resistência à cavitação, reduzindo e até suprimindo o período de incubação. Os contornos dos poros e os riscos das lixas atuam como concentradores de tensões conduzindo a uma rápida perda de material uma vez iniciado o ensaio;

• A efetividade da camada superficial encruada do revestimento altera-se pela presença de carbonetos no contorno de grão que, devido à diferença de rigidez com a matriz, afetam a conduta ao encruamento do revestimento e diminuindo o tempo necessário para o destacamento do material, conduzindo a curtos períodos de incubação e taxas de erosão em torno de 0,8 mg/h.

5. Agradecimentos

Os autores agradecem a colaboração prestada pela equipe do Labsolda / UFSC – Florianópolis, ao Instituto de Tecnologia dos Materiais da Uni BW (Hamburg – Alemanha) pela colaboração nas análises dos CP´s e a todos que de alguma maneira auxiliaram na realização deste trabalho.

6. Referências bibliográficas 1 - Simoneau R., P. Lambert, M. Simoneau, J.I. Dickson and G.L. L’Esperance. “Cavitation Erosion and Deformation

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5 - Procopiak L. A J. “Resistência à cavitação de três Revestimentos Soldados”. Dissertação de Mestrado. UFSC. Florianópolis – SC (1995).

6 - Barra, S. R. “Influência dos Procedimentos de Soldagem Sobre a Resistência à Cavitação de Depósitos Obtidos com a Utilização de Arames Tubulares de Aços Inoxidáveis Ligados ao Cobalto”. Dissertação de Mestrado, UFSC, Florianópolis, Brasil, Junho (1998).

7 – Boccanera, L. F., S. R. Barra, A J. A Buschinelli, C. R. R. de Freitas e J. V. dos Santos. “Influência do Acabamento Superficial, Porosidade e Diluição Sobre a Resistência à Cavitação de revestimentos Soldados”. XXIV ENTS – Fortalez, Brasil (1998).

8 - ASTM - G32. “Standard Test Method for cavitation Erosion Using Vibratory Apparatus”. Annual Book of ASTM Standard, 97-110. (1992).

9 - Pohl, M und M. Feyer. “Prüfung von Schichtverbunden durch Kavitation”. Dünne Schichten, 72-74. 1995

10 - Sage M and Ch. Guillaud. "Méthode d´analyse quantitative des allotropiques du cobalt par les rayons X. Revue de metall., XLVII, 2, pgs. 139 - 145. (1950)

11 - Lizak, L. I.. "Fiz. Met. Metall., 6, pgs. 99 - 101. (1972)

12 - DIN 4768. “Ermittlung der Rauheitskenngrössen Ra, Rz, Rmax mit elektrischen Tastschnittgeräten”. DK 62-408.8 : 621.9.05. Deutsche Norm. (1990)

13 - Hull, F. C. “Delta Ferrite and Martensite Formation in Stainless Steels“. Welding Research Supplement. 193-s - 203-s. (1973)

14 - Heathocock, C. J., B.E. Protheroe and A. Ball. “Cavitation Erosion of Stainless Steels”. Wear. 81 N°2, 311-327. (1982).

Resistência à erosão por cavitação de revestimentos soldados

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