Avaliação da relação Cr _eq. / Ni _eq. para o revestimento AF2209 depositado por aspersão térmica com e sem pré-aquecimento.

RESUMO

A oxidação de parte dos elementos químicos que compõem o aço inoxidável duplex durante a aplicação como revestimento pelo processo de aspersão térmica chama arame altera a relação entre os equivalentes de cromo e níquel, de modo que se torna dificultada a previsão da microestrutura final do revestimento utilizando-se de diagramas constitucionais existentes como Schaeffler. O pré-aquecimento do substrato favorece o processo de deposição da camada para as partículas aspergidas, mas também pode contribuir para a alteração da relação Cr_eq./Ni_eq.. Este trabalho objetiva avaliar como a relação Cr_eq./Ni_eq. é modificada devido a oxidação promovida pelo processo de aspersão, avaliando pelo diagrama de Schaeffler para o aço inoxidável duplex AF2209 sobre substrato com e sem pré-aquecimento e sua influência na quantidade final das fases ferrita e austenita solidificadas. Análises por metalografia ótica, E.D.S. - M.E.V., D.R.X. e M.F.M. foram utilizadas na caracterização da composição química e das fases presentes no revestimento. Como resultado observou-se a diferença de microestrutura e composição entre as panquecas aspergidas e a quantidade final das fases solidificadas em função do pré-aquecimento do substrato.

Palavras Chave:
aço duplex; relação Cr_eq. / Ni_eq.; taxa de resfriamento; aspersão térmica.

1. INTRODUÇÃO

O processo de aspersão térmica chama arame envolve a combustão contínua do gás combustível num bocal refrigerado por ar. Os produtos da combustão dos gases C₂H₂ + O₂, são liberados através do bocal e acelerados pelo fluxo de ar comprimido seco. O arame é alimentado de forma axial ao centro da chama e continuamente fundido pela ponta onde as partículas são aceleradas pelo fluxo de ar, Figura 1, [¹].

Figura1:
Ilustração esquemática do processo chama arame, adaptado de OERLIKON, [⁴].

Ocorre oxidação de parte dos elementos alfagênios e gamagênios durante o trajeto e deposição das partículas fundidas pela utilização de atmosfera "ativa" (O₂ + N₂ + impurezas) do gás de arraste, atmosfera e/ou combustão incompleta dos gases C₂H₂ + O₂, o que modifica a relação dos equivalentes de cromo e níquel para a camada depositada. A elevada taxa de resfriamento do processo chama arame é considerada utilizando o diagrama de Schaeffler, sugerido por VITEK, [², ³].

A oxidação das partículas em voo ocorre da superfície para o centro durante o tempo de exposição à elevada temperatura no meio oxidante. Pequenas partículas possuem óxidos distribuídos ao longo de toda partícula, enquanto partículas maiores desenvolvem uma "concha" de óxido revestindo a partícula. Os processos de aspersão que fundem a partícula formam camadas com uma quantidade de óxidos entre as lamelas, crescimento na superfície da panqueca de óxidos antes da colisão da próxima partícula, e a presença de poros entre os "pedaços" de óxidos solidificados e lançados da borda da panqueca, interferindo no espalhamento da partícula seguinte, além de "vazios entre panquecas", [⁵, ⁶].

O pré-aquecimento do substrato é utilizado devido à capacidade em reduzir a fragmentação da panqueca para temperaturas elevadas do substrato, independente da superfície rugosa. Este permite o desenvolvimento de uma microestrutura lamelar com melhor contato e transferência de calor, melhor recobrimento da superfície e menor perda de massa. Para a aspersão térmica, o tempo de solidificação das partículas fundidas que se chocam contra a superfície do substrato ou sobre outras partículas depositadas é extremamente curto, devido a enorme diferença de massa e temperatura entre as partículas e o substrato, e um rápido resfriamento é realizado, [⁷, ⁸, ⁹].

A Tabela 1 apresenta os valores obtidos das taxas de resfriamento da partícula para diferentes processos de aspersão comparados a processos de soldagem de elevada energia. Obviamente estas taxas de resfriamento foram determinadas em diferentes processos, entretanto a influência da elevada taxa de resfriamento para a nucleação e crescimento da microestrutura independe do processo utilizado. Para a liga em solidificação o que importa é sob qual taxa de resfriamento esta irá nuclear e posteriormente crescer na interface sólido/líquido até atingir por completo o estado sólido. Uma elevada taxa de resfriamento pode impedir a partição ou segregação de elementos e a transformação de fases devido o curto tempo para difusão, além de promover a formação de uma refinada microestrutura, [¹⁰, ¹¹].

Tabela 1:
Taxas de resfriamento obtidas em estudos de solidificação rápida.

Referência	Processo de Aspersão	Material Aplicado	Substrato	Taxa de Resfriamento
[12]	Plasma	Mo	Vidro 25°C	4,7 x 107 K/s
[12]	Plasma	Mo	Vidro 400°C	2,2 x 108 K/s
[13]	Chama pó	Fe-C-Si	AISI 1020 ( 25 °C	106 - 109 K/s
[13]	L.P.P.S.	Fe-C-Si	AISI 1020 ( 25 °C	106 - 109 K/s
[2]	Solda laser	Aços inox	---	1,0 x 106 °C / s
[14, 15]	Solda feixe elétrons	Aços inox	---	1,0 x 106 °C / s

• L.P.P.S. = Low Pressure Plasm Spraying.

VITEK et. al., 1987, realizaram estudos sobre o efeito da rápida solidificação sobre a microestrutura dos aços inoxidáveis o qual estreita e reduz a área de formação da ferrita no diagrama de Schaeffler, utilizando os processos feixe de elétrons e laser, também estudado por ELMER et. al., 1989, propondo que as linhas de formação da microestrutura austeno-ferrítica estreitam-se sobre efeito de elevadas taxas de resfriamento. Seus resultados demonstram que durante um rápido resfriamento, o modo de solidificação pode ser alterado, onde os componentes da microestrutura são muito finos, e a segregação padrão de soluto pode ser amplamente modificada, ^[3, ^16].

VITEK et. al., 1987 e BROOKS et. al., 1991, comentaram sobre efeito do rápido resfriamento ao utilizar o processo laser ou feixe de elétrons, o líquido pode ser super resfriado abaixo da linha líquidus estendida da austenita. (C_L(), Figura 2, e tornar-se termodinamicamente possível para o líquido solidificar de forma primária como austenita. Quanto mais próximo a composição de uma liga C_o na Figura 2 estiver do ápice do triângulo com três fases, menor é o super resfriamento necessário para ocorrer a alteração no modo de solidificação de ferrita primária para a austenita primária, ^[3, ¹⁴].

Figura 2:
Seção vertical do diagrama de fase Fe-Cr-Ni. A mudança no modo de solidificação da ferrita para austenita se deve ao super-resfriamento térmico, adaptado de ELMER, [¹⁵].

Entretanto, VITEK et. al., 1987, demonstram que mesmo numa estrutura completamente austenítica observada por microscopia ótica, esta pode apresentar pequenos grãos de ferrita (. Para maior valor da relação Cr_eq. / Ni_eq. ou menor taxa de resfriamento, pequenos grãos de ferrita ( estão dispersos na matriz de austenita. A estrutura de solidificação depende da taxa de resfriamento e da razão entre os elementos formadores de ferrita (Cr, Mo, Si, Nb e Al) e de austenita (Ni, C, N e Mn). O efeito relativo na formação da fase ferrita ou austenita é expresso em termos de Cr_eq., Equação 1, e Ni_eq.Equação 2, [², ³, ¹¹, ¹⁷].

A relação entre os equivalentes de Cromo e Níquel Cr_eq. / Ni_eq., proposta por SCHAEFFLER na década de 40 determina que a solidificação com austenita primária ocorre para uma relação Cr_eq. / Ni_eq., inferior a 1,48, e a solidificação com ferrita primária ocorre para relação 1,48 < ( < 1,95. Acima de 1,95 o material solidifica-se totalmente como ferrita, [³].

Entretanto, SCHAEFFLER, determinou esta relação pela união de aços dissimilares utilizando-se de eletrodos revestidos (( 4,76 mm) de aços inoxidáveis austeníticos, não sendo considerada a influência de diferentes taxas de resfriamento durante a soldagem na elaboração de seu diagrama constitucional para a relação Cr_eq. / Ni_eq., o que foi considerado posteriormente por VITEK, para diversos aços inoxidáveis, ^[2, ³].

Este trabalho avalia como a temperatura do substrato com e sem pré-aquecimento pode influenciar as quantidades solidificadas das fases austenita e ferrita para o aço inoxidável duplex AF2209 depositado por aspersão térmica chama arame, pois para os aços inoxidáveis duplex as proporções das fases presentes influenciam diretamente sua resistência mecânica e à corrosão, sendo considerado como ideal uma proporção de 50:50, e como valor limite 30:70 tanto para ferrita quanto para austenita.

2. MATERIAIS E MÉTODOS

A composição química do material de revestimento em arame AWS A5.9/ER2209 e seus respectivos equivalentes de cromo e níquel conforme Schaeffler é observada na Tabela 2.

Tabela 2:
Composição do material de revestimento A.W.S. A5.9/ER2209. [% peso].

• A = Relação Cr_eq. / Ni_eq.: Cr_eq. = 27,08; Ni_eq. = 10,22;
• P.R.E. = Pitting Resistance Equivalent = %Cr + 3,3 x %Mo + 30 x %N, conforme [18, 19].
• %( = 3x(Cr_eq. - 0,93xNi_eq. - 6,7) = % ferrita delta conforme SÉFÉRIAN, [17].

A Tabela 3 mostra a composição química do substrato SAC-300 em aço micro ligado conhecido como aço "patinável" devido a formação de uma camada de passivação sobre sua superfície, removida antes da aplicação do revestimento.

Tabela 3:
Composição química SAC 300, laminado a 3,0 mm espessura.

Elemento	C	Si	Mn	Cr	Ni	Al	Cu	Nb	P max.	S max.
% peso	0,050	1,11	0,21	0,18	0,01	0,029	0,1	0,001	0,028	0,007

Utilizou-se o processo de revestimento por aspersão térmica chama arame, tocha Sulzer Metco modelo 14E. A avaliação do revestimento é realizada em condições constantes da pistola chama arame, Tabela 4, variando-se o pré-aquecimento do substrato para temperaturas desde a temperatura ambiente (T.A.) com degraus de 150 °C, 300 °C, 450 °C e máximo de 650 °C, [²⁰].

Tabela 4:
Parâmetros de deposição utilizados no processo chama arame.

Material de aporte	Arame - AF 2209 ( 3,2 mm
Taxa de alimentação do arame	0,45 m/min.
Distância da Pistola de Aspersão	100 a 140 mm
Pressão de Acetileno	1,0 bar
Fluxo de Acetileno	35 a 40 FRM
Pressão de Oxigênio	2,1 bar
Fluxo de Oxigênio	45 a 50 FRM
Pressão do ar comprimido	4,8 bar
Fluxo do ar comprimido	40 a 45 FRM

• FRM = Escala de referência utilizada pelo fabricante do fluxômetro.
• SLPM = Standard liter per minute - Litro padrão por minuto. [1 FRM Oxigênio] = 6,3 SLPM;

Como substrato, foram utilizadas chapas de aço SAC-300, com dimensões de 100 x 50 x 3 mm. Antes da aspersão foi efetuada a limpeza do substrato em cabine de jateamento modelo CVM-65. Utilizou-se óxido de alumínio reutilizado com objetivo de se obter o padrão Sa3 conforme norma SIS 055900/88, e rugosidade média Ra ( 5,0 ( 0,5(m, conforme ABNT NBR ISO 4287:2002, medida pelo rugosimetro Mitutoyo SJ-201. Para a limpeza do substrato foi utilizado um tempo de aplicação de 3 a 6 segundos à pressão de 6 bar conforme norma ISO 8501-1, distância média de 100 mm, realizado de duas a três vezes e após aplicado um jato de ar comprimido seco sobre a superfície para remoção de detritos e ou poeiras, ^[21, ²²].

O pré-aquecimento foi obtido com maçarico GLP (Gás Liquefeito de Petróleo), marca CarboGrafite, modelo CG1340 o qual possui chama piloto, gatilho de disparo da chama, bocal de saída com 60 mm de diâmetro e máxima temperatura de 1.200 °C conforme fabricante. Mediu-se a temperatura do substrato por meio do termômetro infravermelho marca Icel, modelo TD980 e fator de emissividade ajustado em 0,7. Quando atingida a temperatura de pré-aquecimento, acionava-se a tocha chama arame, sendo estes procedimentos realizados por no mínimo dois operadores, e o pré-aquecimento mantido até o início da deposição do revestimento, podendo ultrapassar a temperatura mínima determinada em até 50 °C.

A Tabela 5 indica o pré-aquecimento realizado no substrato antes da aplicação do revestimento em aço inoxidável duplex pelo processo chama arame, obtendo-se uma espessura de camada de 300 ( 50 (m.

Tabela 5:
Pré-aquecimentos aplicados no substrato.

Pré-Aquecimento [ °C ]
Temperatura Ambiente - T.A.
150 °C
300 °C
450 °C
650 °C

Após deposição as amostras resfriaram naturalmente por convecção ao ar e foram cortadas em cut-off marca Arotec, modelo COR-40 com líquido refrigerante para análise metalográfica conforme ASTM E1920-03, sendo realizada avaliação da microestrutura formada em função do pré-aquecimento por ataque metalográfico eletrolítico com ácido nítrico 30%, tensão de 5V e tempo variável de 15 a 30 segundos, [²³].

As imagens metalográficas foram obtidas com auxílio do microscópio ótico marca Olympus, modelo BX-51M, determinando-se a quantidade das fases ferrita e austenita presentes no arame de AF2209 através do software de análise de imagem Analisys(, conforme ASTM E2109, [²⁴].

As análises por E.D.S. foram obtidas com equipamento OxFord acoplado ao M.E.V. modelo EVO-MA15, sendo obtidos um mínimo de três análises por panqueca para quatro panquecas por camada com ataque metalográfico.

As análises por D.R.X. foram realizadas no equipamento Shimadzu XRD-7000, utilizando-se o software PCXRD( para busca e comparação dos resultados com o banco de dados PDF2( (marca registrada da I.C.D.D. - The International Centre for Difraction Data).

3. RESULTADOS E DISCUSSÃO

A Figura 3 a. mostra a microestrutura do arame em aço inoxidável AF2209 com ataque metalográfico revelando as fases ferrita ( e austenita (. Com o uso do software de análise de imagens determinou-se a quantidade aproximada de 33 % de ferrita e 67 % de austenita presentes no arame, Figura 3 b.

Figura 3:
a) Microestrutura do AF2209 (seção longitudinal), com ataque eletrolítico e identificação das fases ferrita e austenita; b) Determinação da quantidade de fases por análise de área da imagem.

A Figura 4 a. mostra a análise pontual por E.D.S. (Energy Dispersive Spectroscopy) para o arame de referência AF2209 na seção transversal. As fases ferrita e austenita estão bem identificadas pelo ataque metalográfico, sendo realizada a análise em nove pontos distintos de cada fase e suas médias de composição química apresentadas na Tabela 6 como Ferrita ou Austenita.

Figura 4:
Análise da composição por E.D.S. para: a) AF2209 - pontos de 1 a 9 na austenita, ampliação 5.000x; b) Pontos na amostra a 450° C (2.500x) e acima inserto com ampliação de 20.000x.

Tabela 6:
Composição química, relação Cr_eq. / Ni_eq., PRE30 e estimativa do % Ferrita (.

• P.R.E. = Pitting Resistance Equivalent = %Cr + 3,3 x %Mo+30 x %N, conforme [18, 19].
• %( = 3x(Cr_eq. - 0,93xNi_eq. - 6,7) = % ferrita delta conforme SÉFÉRIAN, [17].

Materiais depositados por aspersão térmica apresentam dificuldade na realização do ataque metalográfico e revelação das microestruturas das panquecas, Figuras 4 b. Nesta condição, as lamelas sofrem ataque em diferentes intensidades. Enquanto algumas não sofrem ataque, outras são sobre atacadas, e algumas lamelas sofrem ataque parcial, Figura 5 a. A utilização de ataque com ácido nítrico eletrolítico não diferencia a formação de fases ferrita e austenita, sendo observadas duas formações existentes, panquecas com formação em "blocos", Figura 5 a., ou com formação "celular", Figura 5 b, [²⁵].

Figura 5:
a) Variação do ataque para diferentes panquecas; b) Destaque de microestrutura celular.

A Tabela 6 apresenta a composição química para as camadas de revestimento em função da temperatura de pré-aquecimento do substrato e conforme os tipos de microestrutura identificados nas panquecas depositadas após ataque metalográfico como "blocos" e/ou "celular".

Para o processo de aspersão chama arame, diferenças locais de composição nos arames podem ser replicadas na camada depositada. Assim, sugere-se que conforme o arame é fundido pelo processo de aspersão térmica chama arame, a fusão ocorre de forma "intercalada" entre as fases ferrita (temperatura de fusão 1.480 - 1.530 °C), e austenita (temperatura de fusão 1.400 - 1.450 °C), representado de forma esquemática na Figura 6, ^[9, ¹⁷].

Figura 6:
Representação (fora de escala) mostrando a fusão e aspersão na ponta do arame formando partículas com composição alternadas entre as fases ferrita e austenita, adaptado de [⁴].

Não é possível identificar de forma individual as fases ferrita e austenita nas panquecas depositadas por microscopia ótica, onde se acreditam que ambos estejam presentes nas panquecas identificadas nas Figuras 4 b. e 5 a. como "blocos" ou "celular, mas com diferença em suas proporções e tamanhos das fases, confirmado posteriormente por microscopia de força magnética - M.F.M.

A Tabela 6 apresenta os resultados determinados por E.D.S. nas diferentes formações identificadas pelo ataque metalográfico, Figura 4 b., "bloco" e/ou "celular" ao qual se observa que as panquecas com formação em "bloco" possuem uma relação Cr_eq. / Ni_eq. maior que as panquecas com formação "celular". Isto indica que a diferença de composição inicial das fases ferrita e austenita no arame possa ter sido replicada nas panquecas depositadas, conforme sugerido por Murakami, 1989, [⁹].

Esta diferença média de temperatura de fusão entre as fases ((80 °C), associado ao baixo ângulo de fusão da tocha quase paralelo ao comprimento do arame, Figura 6, ou seja, na direção alongada das fases intercaladas de ferrita e austenita, Figura 3 a., pode favorecer que partículas com composição química predominante da fase ferrita e partículas com composição química predominante da fase austenita sejam fundidas de maneira intercalada, [⁵, ⁹].

A Figura 7 mostra o resultado médio das análises por E.D.S. nas panquecas, onde as linhas identificadas como "Blocos" ou "Celular" representam o resultado para Cr_eq. / Ni_eq. nas panquecas que possuam microestrutura em "bloco" e/ou celular, Figura 4 b., e Tabela 6.

Figura 7:
a) Variação da relação Cr_eq. / Ni_eq. x temperatura de pré-aquecimento do substrato; b) Análise por E.D.S. de pontos conforme microestrutura da panqueca após ataque, substrato a 450 °C.

Observa-se que a relação Cr_eq. / Ni_eq. para o arame AF2209 medida nas fases ferrita e austenita (Figura 4 a.), apresentam os valores respectivos de 4,4 e 2,3. A relação Cr_eq. / Ni_eq. na fase ferrita do arame AF2209 diminui para um valor médio de 2,50 nas panquecas analisadas que apresentaram microestrutura em "blocos", considerando que a composição do arame foi replicada na camada.

A fase austenita do arame AF 2209 possui uma relação Cr_eq. / Ni_eq. de 2,34, Figura 7 a., valor que deveria ser considerado elevado pois a fase formada para aços inoxidáveis com uma relação Cr_eq. / Ni_eq. superior a 1,94 em condições de resfriamento lento ou moderado seria ferrítica, [², ³, ¹¹, ¹⁷, ²⁶].

Nas panquecas que apresentaram microestrutura "celular" a relação Cr_eq. / Ni_eq. mantém um valor entre 1,9 e 2,4 considerando as diferentes temperaturas de pré-aquecimento do substrato, tendo uma relação média de Cr_eq. / Ni_eq., aproximadamente 0,35 abaixo da média obtida para as panquecas com microestrutura em "bloco". A análise por E.D.S. acaba medindo um valor médio das fases sub micrométricas ferrita e austenita presentes dentro de cada panqueca. O resultado final indica a tendência de cada panqueca possuir maior ou menor quantidade de uma fase em relação à outra.

Na Figura 8 observa-se que ambas as fases do arame de AF 2209 (ferrita - F; austenita - A) sofreram redução no equivalente de cromo, desde o equivalente para o arame, ( 27, finalizando entre ( 22 a 25, não ocorrendo alteração significativa para o equivalente de níquel ( 10, conforme Tabela 6.

Figura 8:
Variação da relação Cr_eq. / Ni_eq. para as fases ferrita e austenita do AF2209 para o diagrama de Schaeffler sugerido por Vitek (linhas tracejadas).

A fase ferrita para o arame AF2209 encontra-se praticamente sobre a linha de 100 % Ferrita, enquanto a fase austenita deveria apresentar ainda ( 40 % de ferrita, conforme os equivalentes de cromo e níquel, Tabela 6. Considerando o efeito da taxa de resfriamento em 1,2 x 10⁶ °C/s informado por VITEK et. al. 1989, [²], para as linhas tracejadas em vermelho na Figura 8, estas indicam o início e término de formação da fase ferrita. Assim, para a relação de Cr_eq. / Ni_eq. da camada revestida, estas também devem apresentar em ambos os tipos identificados de panquecas "bloco" ou "celular", uma microestrutura austeno-ferrítica.

A Figura 8 indica que ambas as fases presentes no arame antes da aspersão devem estar presentes na camada revestida, inclusive para taxas de resfriamento na ordem sugerida por [²] de 1,2 x 10⁶ °C/s. Como nas imagens por metalografia ótica ou pela microscopia eletrônica das panquecas no revestimento não é possível identificar a formação das fases austenita ou ferrita, realizou-se a análise por microscopia de força magnética para identificar a presença das fases na panqueca, Figura 9.

Figura 9:
a) MFA 3D superfície da panqueca, T. A., modo de contato; b) MFM substrato a 300 °C.

O óxido da Figura 9 a. não demonstrou interação com a sonda magnética, o que sugere ser uma fase paramagnética assim como a fase austenita. Na Figura 9 b., a fase austenita apresenta uma microestrutura com crescimento sub micrométrico, definida pela fase clara. Esta é uma fase paramagnética e não apresenta interação com a sonda magnética. A fase ferrita por ser ferrimagnética apresenta interação com a sonda magnética do microscópio, que sofre atração devido ao campo magnético residual na camada que é aplicado antes da varredura, apresentando a fase escura na Figura 9 b.

Como ambas as fases estão presentes dentro das panquecas, sugere-se que a análise por E.D.S. determinou uma média da composição presente na área sobre cada um dos pontos medidos em cada panqueca, Figura 4b. Ambas as panquecas possuem as fases ferrita e austenita com refinada alternância das fases de ( 1(m, variando-se somente a quantidade presente destas fases para cada panqueca, umas com maior percentual da fase ferrita, e outras com maior percentual de austenita, o que influenciou o resultado final da relação Cr_eq. / Ni_eq..

A presença de ambas as fases nas camadas revestidas é também confirmada de forma analítica pela realização da difração de raios-X, Figura 10 a. Com o aparecimento dos picos de difração para o ângulo 2( em 44,5° e plano de difração em (110), utilizou-se a equação de GONZALEZ et. al., 1992, [²⁷], equações 3 e 4, para determinar a quantidade das fases austenita e ferrita, conforme a intensidade relativa obtida nos difratogramas, Figura 10 b.

Figura 10:
a) Difratogramas; b) Variação da quantidade de fases ferrita e austenita para as camadas revestidas de AF2209 em função do pré-aquecimento do substrato.

A quantidade final das fases ferrita e austenita determinadas na difração de rais-X é uma média de todas as panquecas presentes no revestimento, onde se pode observar a influência do pré-aquecimento do substrato, Figura 10. Ao observar os resultados dos difratogramas de raios-X e da microscopia de força magnética, podemos deduzir que inicialmente a aspersão reduz a quantidade da fase austenita para o substrato sem pré-aquecimento, onde o uso do pré-aquecimento aumenta a quantidade de austenita formada.

A temperatura de pré-aquecimento do substrato a 450 °C apresentou uma redução para a quantidade de austenita presente na camada, proporcional a condição sem pré-aquecimento. Sugere-se que esta inversão em relação às outras temperaturas de pré-aquecimento ocorra pela mudança de morfologia da panqueca de "fragmentada" para "disco", elevando a taxa de resfriamento, [²⁸]-[³¹].

A Figura 11 apresenta o efeito do tratamento térmico para a quantidade das fases nas condições como aspergida e após um tratamento à temperatura de 475 °C por 12 horas. A única observação obtida nos difratogramas de raios-X é uma pequena alteração nas intensidades relativas dos picos das fases ferrita e austenita. Ocorre um pequeno aumento na quantidade de austenita, não sendo observados picos de difração para fases deletérias como a fase sigma, por exemplo.

Figura 11:
Comparativo da quantidade de fases: a) austenita; b) ferrita; para as camadas revestidas de AF2209 como depositadas e após tratamento térmico.

Destaca-se ainda que a quantidade da fase ferrita para o arame AF2209 estimado pela equação de SÉFÉRIAN, determinadas pela análise da área metalográfica, e pela equação de GONZALEZ, são respectivamente 32,6 %; 33,0 % e 31,3 %, ^[17, ²⁷].

4. CONCLUSÕES

• Existe diferença de microestrutura e composição entre as panquecas aspergidas, em função das temperaturas utilizadas de pré-aquecimento do substrato.

• A partição dos elementos para formação das fases ferrita e austenita ocorre mesmo sob o efeito do super resfriamento térmico, pois durante a solidificação a microestrutura formada é muito refinada.

• A microestrutura das panquecas é constituída de "dendritas" muito finas de austenita com crescimento desordenado, nem colunar, nem equiaxial, com a fase ferrita presente entre as "dendritas" de austenita, indicando a ocorrência de um super resfriamento térmico, sugere-se que o início da solidificação ocorra pela fase austenita.

• A oxidação de elementos alfagênicos ao longo do trajeto de aspersão, preferencialmente aos elementos gamagênicos reduz a relação Cr_eq. / Ni_eq. da fase ferrita do arame, o que favorece a formação da fase austenita.

• As panquecas apresentam diferentes respostas ao ataque metalográfico, apresentando microestruturas com forma em "blocos" para maiores relações Cr_eq. / Ni_eq., e uma refinada microestrutura celular para menor valor da relação Cr_eq. / Ni_eq..

• A utilização do pré-aquecimento do substrato apresenta-se benéfico na obtenção de uma refinada microestrutura duplex austeno-ferrítica dentro do limite de proporção para 30:70, mesmo sob o efeito da oxidação de parte dos elementos pelo processo de aspersão, o que poderá manter ou aumentar a resistência à corrosão da camada revestida em relação ao material de adição.

• O diagrama sugerido por Vitek indica que ambas as fases ferrita e austenita, presentes no arame antes da aspersão também devem estar presentes na camada revestida, inclusive para taxas de resfriamento na ordem de 1,2 x 10⁶ °C/s.

5. AGRADECIMENTOS

Ao LABATS - Laboratório de Aspersão Térmica e Soldagens Especiais - UFPR, na obtenção das amostras aspergidas pelo processo chama arame.

Aos docentes do LIM - Laboratório Integrado de Materiais e Alexandre José Gonçalves, do laboratório multiusuário de MEV e DRX da UTFPR - Campus Curitiba.

Ao LAMIR-UFPR, Laboratório de Análise de Minerais, pelas análises de MEV e EDS.

Ao LFF - Laboratório de Filmes Finos - UNESP.

6. BIBLIOGRAFIA

• ^[1]
  GARTNER, F., VOYER, J., X. Qi KREYE, H., "New Challenges For Wire and Rod Flame Spraying," Institute Of Materials Technology, 2006.
• ^[2]
  FOLKHARD, E., Welding Metalurgy of Stainless Steels. New York: Springer-Verlag, 1984.
• ^[3]
  VITEK, J. M., HEBBLE, T. L., "Effect of Rapid Solidification on Stainless Steel Weld Metal Microstructures and Its Implications on the Schaeffler Diagram" , AWS - Weld. Res., no. October 1987, pp. 289-300, 1987.
• ^[4]
  OERLIKON. [Online]. Available: http://www.oerlikon.com Accessado: Maio-2015.
  » http://www.oerlikon.com
• ^[5]
  DESHPANDE, S., SAMPATH, S., ZHANG, H. "Mechanisms of oxidation and its role in microstructural evolution of metallic thermal spray coatings - Case study for Ni-Al", Surf. Coatings Technol., v. 200, n. 18-19, pp. 5395-5406, 2006.
• ^[6]
  MARCHIS, L., "Correlação dos mecanismos de oxidação com parâmetros de aspersão térmica a arco elétrico na deposição de alumínio".Tese de D.Sc., UFPR, Curitiba - PR, Brasil 2008.
• ^[7]
  JIANG, X., MATEJICEK, J., SAMPATH, S., "Substrate temperature effects on the splat formation , microstructure development and properties of plasma sprayed coatings Part II : case study for molybdenum" ,v. 272, pp. 189-198, 1999.
• ^[8]
  BOBZIN, K., BAGCIVAN, N., PARKOT, D., PETKOVIĆ, I. "Simulation of PYSZ particle impact and solidification in atmospheric plasma spraying coating process" , Surf. Coatings Technol. , v. 204, n. 8, pp. 1211-1215, Jan. 2010.
• ^[9]
  MURAKAMI, K., OKAMOTO, T., "Characterization of flame-sprayed coating layers of high carbon and high silicon irons", Mater. Sci. Eng. A, v. 112, pp. 185-191, 1989.
• ^[10]
  HERRERA, C., LIMA, N. B., KLIAUGA, A. M., et al, "Microstructure and texture of duplex stainless steel after melt-spinning processing", Mater. Charact., v. 59, n. 1, pp. 79-83, 2008.
• ^[11]
  PADILHA, A. F., GUEDES, L. C. Aços Inosidáveis Austeníticos: Microestruturas e Propriedades. London, 88 Kingsway, Butterworth & Co. Ltd., 2004.
• ^[12]
  MCDONALD, A. G., "Proceedings of the 2005 International Thermal Spray Conference" , In: ASM - International, 2005.
• ^[13]
  MURAKAMI, K., OKAMOTO, T., MIYAMOTO, Y., "Rapid Solidification and Self-annealing of Fe-C-Si Alloys by Low Pressure Plasma Spraying" , v. 117, n. 1989, pp. 207-214, 1989.
• ^[14]
  BROOKS, J. A., THOMPSON, A. W., "Int. Mater. Rev.," 1991, apud, KOU, S., Welding Metallurgy, 2nd. ed. Hoboken, New Jersey.: John Wiley & Sons, Inc., 2002.
• ^[15]
  ELMER, J. W., EAGAR, T. W., ALLEN, S. M., Weldability of Materials. Materials Park, OH: ASM - International, 1990, apud, KOU, S., Welding Metallurgy, 2nd. ed. Hoboken, New Jersey.: John Wiley & Sons, Inc., 2002.
• ^[16]
  ELMER, J. W., EAGAR, T. W., ALLEN, S. M., Metallurgical Transicions. 1989, apud, KOU, S., Welding Metallurgy, 2nd. ed. Hoboken, New Jersey.: John Wiley & Sons, Inc., 2002.
• ^[17]
  MODENESI, P. J., Soldabilidade Dos Aços Inoxidáveis, 1a ed. Osasco, SP, ACESITA - SENAI, 2001.
• ^[18]
  LONDOÑO, A. J. R., "Estudo da Precipitação de Nitreto de Cromo e Fase Sigma por Simulação Térmica da Zona Afetada pelo Calor na Soldagem Multipasse de Aços Inoxidáveis Duplex.", Tese de D. Sc., Universidade de São Paulo - USP, SP, Brasil, 1997.
• ^[19]
  IMOA, International Molybidenun Association, "Orientações práticas para processamento dos aços inoxidáveis Duplex.," 2012, http://www.imoa.info/download_files/stainless-steel/Duplex_Stainless_Steel_Portuguese.pdf, acessado em março de 2015.
  » http://www.imoa.info/download_files/stainless-steel/Duplex_Stainless_Steel_Portuguese.pdf
• ^[20]
  S. METCO, "Wire Combustion, Product Manual MAN41606 EN06" , p. 60, 2005,
• ^[21]
  SWEDISH NORM SIS 055900/88 , "Pictorial Surface Preparation Standard for Paint Steel Surfaces." Switzerland.
• ^[22]
  ABNT-NBR 4287:2002, "Especificações geométricas do produto (GPS) - Rugosidade: Metódo do perfil - Termos, definições e parâmetros da rugosidade" , 2002.
• ^[23]
  ASTM E1920-03, "Standard Guide for Metallographic Preparation of Thermal Sprayed Coatings", v. 03, pp. 1-5, 2014.
• ^[24]
  ASTM E2109-01, "Standard Test Methods for determining Area Percentage Porosity in Thermal Sprayed Coatings", v.1, 2007.
• ^[25]
  MURAKAMI, K., KUJIME, T., OKAMOTO, T., "Production of rapidly solidified thick deposited layers of Fe-C-Cr alloys by flame spraying", Mater. Sci. Eng. A, v. 111, pp. 155-161, 1989.
• ^[26]
  KOU, S., Welding Metallurgy, 2ed, New Jersey, John Wiley & Sons, Inc., 2002.
• ^[27]
  GONZALEZ, J. L., ARANDA, L., JONAPA, M., Application of Stainless Steel'92. 1992., apud, GERALDO, A., "Desenvolvimento de revestimentos Fe-Mn-Cr-Si-Ni resistentes à cavitação depositadas por aspersão ASP", Tesis D.Sc, UFPR, Curitiba - PR, Brasil, 2008.
• ^[28]
  ABEDINI, A., POURMOUSA, A., CHANDRA, S., et al., "Effect of substrate temperature on the properties of coatings and splats deposited by wire arc spraying", Surf. Coatings Technol. , v. 201, n. 6, pp. 3350-3358, 2006.
• ^[29]
  CHRISTOULIS, D. K., PANTELIS, D. I., FABRÈGUE, N. D., et al, "Effect of substrate temperature and roughness on the solidification of copper plasma sprayed droplets" , Mater. Sci. Eng. A , v. 485, o. 1-2, pp. 119-129, 2008.
• ^[30]
  CEDELLE, J., VARDELLE, M., FAUCHAIS, P., "Influence of stainless steel substrate preheating on surface topography and on millimeter- and micrometer-sized splat formation", Surf. Coatings Technol. , v. 201, n. 3-4, pp. 1373-1382, 2006.
• ^[31]
  BROSSARD, S., et al., "Study of the effects of surface chemistry on splat formation for plasma sprayed NiCr onto stainless steel substrates", Surf. Coatings Technol. , v. 204, n. 9-10, pp. 1599-1607, 2010.

Datas de Publicação

• Publicação nesta coleção
  Jun 2016

Histórico

• Recebido
  20 Ago 2015
• Aceito
  05 Mar 2016