Efeito da Substituição de Níquel por Manganês na Resistência ao Desgaste de um Ferro Fundido Branco

EFEITO DA SUBSTITUIÇÃO DE NÍQUEL POR MANGANÊS NA RESISTÊNCIA AO DESGASTE DE UM FERRO FUNDIDO BRANCO Mestrado Integrado em Engenharia Metalúrgica e de Materiais Porto, 6 de Agosto de 2014 Dissertação realizada por: Ricardo Almeida Professor orientador: Professor Carlos Silva Ribeiro Orientador na empresa: Engenheiro Carlos Dias Dissertação: I Agradecimentos A realização deste trabalho não seria possível sem o contributo de algumas pessoas e instituições, às quais sinto a necessidade de expressar os meus mais profundos agradecimentos. Primeiramente, ao Professor Carlos Silva Ribeiro, pela orientação prestada, pelos conselhos, pela paciência demonstrada e ainda pela diligência com que sempre tratou de todas as necessidades práticas deste trabalho, nomeadamente no estabelecimento de contatos fora da Faculdade de Engenharia. Ao Engenheiro Carlos Dias, da empresa Cruz Martins & Wahl, Lda., não só pela oportunidade de realizar este projeto, mas também pela cedência de material bibliográfico, pela ajuda na interpretação de resultados, pela constante preocupação com o desenvolvimento do trabalho e pela total disponibilidade que demonstrou em todos os momentos. Ao Engenheiro Gonçalo Vieira, também da Cruz Martins & Wahl, Lda., pelo apoio e ajuda dados no decorrer de todo o trabalho e, principalmente, pela amizade com que o fez. Ainda da Cruz Martins & Wahl, Lda., ao Sr. Nelson Carvalho, pelo apoio prestado durante os vazamentos decorridos no CINFU. Ao Engenheiro Fernando Barbosa, do CINFU, pela disponibilização do espaço e equipamentos necessários à realização dos vazamentos. Ao Doutor Filipe Oliveira e ao Doutor Miguel Ângelo, do Departamento de Engenharia de Materiais e Cerâmica da Universidade de Aveiro, por me disponibilizarem o equipamento para a realização dos ensaios de desgaste erosivo, e por todo o acompanhamento dado durante os mesmos. Ao Engenheiro Xavier Coelho, da Moldamirco, por me disponibilizar o equipamento de eletroerosão por fio para o corte das amostras, sem quaisquer encargos para mim, ou para qualquer uma das entidades que eu representava. Ao professor António Monteiro Baptista, do DEM, pela disponibilização do tribómetro utilizado nos ensaios de microabrasão por esfera rotativa, e pelo suporte dado durante os mesmos. À professora Laura Ribeiro, do DEMM, pela ajuda prestada na interpretação das microestruturas obtidas. À Engenheira Cláudia Lopes, do DEMM, pela disponibilidade e ajuda dada em todas as atividades práticas decorridas no Departamento de Engenharia Metalúrgica e de Materiais e, ainda, pelo aconselhamento dado no decorrer das mesmas. II Ao Sr. Ramiro, também do DEMM, pela ajuda incansável na preparação das amostras para os diferentes ensaios a realizar. À Joana Cerqueira, por ter criado as condições necessárias para a realização e conclusão deste curso. Á minha Laura, pelo suporte emocional e pela motivação dada, pelo companheirismo e, acima de tudo, por sempre acreditar em mim e nas minhas capacidades. Ao meu cunhado, pelo companheirismo, pela ajuda incansável, pela disponibilidade, pela compreensão e, sobretudo, pela amizade incondicional. À minha mãe e irmã, simplesmente por tudo. Por fim, à minha querida avó, que presenciou o início deste projeto, mas que não pode presenciar o seu término, pelo carinho, dedicação e amor, e pelos ensinamentos que tanto contribuíram para a edificação da pessoa que sou hoje. A todos, o meu mais profundo e sentido obrigado. III Resumo O presente trabalho teve como objetivo analisar a influência da substituição do níquel por manganês, como elemento austenitizante, no comportamento ao desgaste de um ferro fundido branco produzido pela empresa Cruz Martins e Wahl, Lda. Esta liga apresenta, à temperatura ambiente e no estado bruto de fundição, uma microestrutura constituída por carbonetos M3C, martensite e austenite residual, que lhe confere elevada resistência ao desgaste. Sendo o níquel consideravelmente mais caro que o manganês, pretendeu-se encontrar, com este estudo, uma solução que permitisse reduzir os custos da matériaprima utilizada no fabrico do material referido. Para o efeito, foram obtidas, por fundição, ligas com teores distintos nestes elementos, das quais foram retiradas amostras para proceder às diversas atividades experimentais compreendidas neste trabalho. De forma a obter uma análise mais ampla e fiável, os materiais em estudo foram sujeitos a 3 mecanismos de desgaste distintos, recorrendo, para tal, aos ensaios de microabrasão por esfera rotativa, de desgaste erosivo e de pino-sobre-disco. Com o intuito, tanto de fundamentar os resultados obtidos nos ensaios anteriormente referidos, como de conhecer o efeito das variações de composição química na microestrutura das diferentes ligas, foram também realizadas análises metalográficas e de EDS. Por fim, foram efetuados ensaios de dureza e microdureza Vickers, a fim de poder verificar que correlações existem entre esta propriedade e a resistência ao desgaste dos materiais em estudo. Com este trabalho foi possível concluir que a substituição, total ou parcial, do níquel por manganês (para as composições selecionadas) acarreta modificações microestruturais que levam à diminuição da resistência ao desgaste abrasivo e adesivo do material. Este comportamento deve-se à menor efetividade do manganês na inibição da formação de perlite, que surge nas microestruturas dos ferros com os teores em níquel mais baixos. No entanto, no que respeita ao comportamento face ao desgaste erosivo, estas apresentam-se mais resistentes que o ferro de referência. De entre as ligas protótipo em estudo, existe uma cujo comportamento ao desgaste se aproxima ao do ferro fundido de referência, sendo os resultados obtidos no decorrer deste trabalho suficientes para se avançar para um ensaio industrial. Palavras-chave: ferro fundido branco, resistência ao desgaste, desgaste abrasivo, desgaste erosivo, desgaste adesivo, níquel, manganês, austenite residual, perlite, martensite, carbonetos. IV Abstract The present study aimed to analyze the influence of the substitution of nickel by manganese, as austenitizing element, on the wear behavior of a white cast iron produced by the company Cruz Martins e Wahl, Lda. This alloy presents, at room temperature and in the as-cast condition, a microstructure consisting of M3C carbides, martensite and residual austenite, which provides high wear resistance. Being nickel considerably more expensive than manganese, it was intended to find, with this study, a solution that reduces the cost of raw materials used in the manufacture of this specified material. To this end, were obtained, by casting, alloys with different contents on these elements, from which samples were taken to perform the various experimental activities included in this work. In order to obtain a larger and reliable analysis, test materials were subjected to three different wear mechanisms, using for that ball cratering tests, erosion tests by solid particle impingement and pin-on-disk tests. With the intention, both to substantiate the results obtained in the refered tests, as either to know how the effect of the variations in the chemical composition affect the microstructure of different alloys, metallographic and EDS analyzes were also performed. Finally, Vickers hardness and microhardness tests were performed in order to verify which correlations exist between this property and the wear resistance of the studied materials. With this work it was concluded that the replacement, total or partial, of nickel by manganese (for selected compositions) causes changes in the microstructure that lead to a decreased resistance to abrasive and adhesive wear of the material. This behavior is due to diminished effectiveness of manganese to inhibit the formation of perlite, which arises in the microstructures of irons with the lowest levels of nickel. However, with respect to behavior against erosion resistance, they are often more resistant than the reference iron. Of all the prototipe alloys in study, there is one wich wear behaviour is more similar to the cast iron of reference, being the results obtained in this work sufficient to proceed to an industrial test. Key-words: white cast iron, wear resistance, abrasive wear, erosive wear, adhesive wear, nickel, manganese, residual austenite, pearlite, martensite, carbides. V Índice Agradecimentos ............................................................................................................................. I Resumo ......................................................................................................................................... III Abstract ........................................................................................................................................ IV Índice ............................................................................................................................................. V Índice de figuras .......................................................................................................................... VII Índice de tabelas .......................................................................................................................... IX 1 - Motivação e objetivo ............................................................................................................... 1 2 - Introdução ................................................................................................................................ 1 2.1 - Ferros ligados ao Ni-Cr (Ni-Hard) ...................................................................................... 3 2.1.1 - Processamento – Microestrutura - Desempenho ...................................................... 3 2.1.2 - Resistência ao desgaste ........................................................................................... 10 2.2 - Desgaste .......................................................................................................................... 15 2.2.1 - Desgaste abrasivo .................................................................................................... 16 2.2.2 - Desgaste erosivo ...................................................................................................... 16 2.2.3 - Desgaste adesivo ...................................................................................................... 17 2.3 - Ensaios de desgaste ........................................................................................................ 18 2.3.1 Ensaio de microabrasão por esfera rotativa .............................................................. 18 2.3.2 – Ensaio de Desgaste Erosivo ..................................................................................... 20 2.3.3 - Ensaio pino-sobre-disco ........................................................................................... 21 3 - Procedimento Experimental ............................................................................................. 22 3.1 - Materiais ......................................................................................................................... 22 3.2 – Fusão e Vazamento ........................................................................................................ 22 3.3 – Análise Metalográfica ..................................................................................................... 24 3.3.1 – Análise metalográfica qualitativa ............................................................................ 24 3.3.2 - Análise metalográfica quantitativa .......................................................................... 24 3.4 – Ensaios de dureza ........................................................................................................... 25 3.5 – Ensaios de desgaste ........................................................................................................ 25 VI 3.5.1Ensaio de microabrasão por esfera rotativa ............................................................. 25 3.5.2 – Ensaio de desgaste erosivo ..................................................................................... 27 3.5.3 – Ensaio pino-sobre-disco .......................................................................................... 28 3.6 – Análise EDS ..................................................................................................................... 29 4 – Análise e discussão dos resultados .................................................................................. 30 4.1 – Análise metalográfica ..................................................................................................... 30 4.2 – Análise EDS ..................................................................................................................... 34 4.3 - Dureza ............................................................................................................................. 37 4.4 - Comportamento ao desgaste .......................................................................................... 38 4.4.1 – Desgaste abrasivo .................................................................................................... 38 4.4.2 – Desgaste erosivo ..................................................................................................... 41 4.4.3 – Desgaste adesivo ..................................................................................................... 43 5 - Conclusões ............................................................................................................................. 45 6 – Sugestões para trabalhos futuros ......................................................................................... 47 7 - Bibliografia ............................................................................................................................. 48 8 – Anexo – Cálculo empírico da FVC .......................................................................................... 51 VII Índice de figuras Figura 1 - Efeito dos elementos de liga na temperatura eutéctica para os sistemas estável e metaestável [3]. ............................................................................................................................ 4 Figura 2 – Efeito do teor de carbono na resistência ao impacto de um ferro fundido branco [2]. ....................................................................................................................................................... 5 Figura 3 – Efeito de diferentes elementos de liga, e da sua concentração, na temperatura eutectóide do diagrama de equilíbrio Fe-C [3]. ............................................................................ 7 Figura 4 - Microestrutura de um ferro fundido Ni-Hard onde é possível visualizar dendrites de austenite residual (a cinzento claro), martensite acicular (agulhas a escuro no interior das dendrites) e carbonetos do tipo M3C (a branco). Imagem obtida por microscopia ótica [12]. .... 8 Figura 5 – Morfologia dos carbonetos do tipo M3C. Imagem obtida por SEM [3]. ....................... 9 Figura 6 - Martensite de morfologia acicular [3]. ....................................................................... 10 Figura 7 - Resistência à abrasão em função da macrodureza, para diferentes ferros fundidos brancos [16] ................................................................................................................................ 11 Figura 8 - Variação da taxa de erosão em função da fração volúmica de carbonetos para condições de erosão a) suaves; b) severas [22]. ......................................................................... 13 Figura 9 - Massa perdida em função da carga aplicada para dois ferros fundidos brancos distintos: CWCI) ferro convencional; MWCI) ferro modificado [25]. .......................................... 14 Figura 10 - Mecanismos de desgaste abrasivo: a) corte; b) fratura; c) fadiga; d) arrancamento de grãos [27]. ................................................................................................................................... 16 Figura 11 – Influência do ângulo de projeção do erodente na taxa de erosão de dois materiais distintos [30]. .............................................................................................................................. 17 Figura 12 - Fissuração causada por desgaste adesivo [28]. ........................................................ 17 Figura 13 – Esquema de um tribómetro utilizado em ensaio de microabrasão por esfera rotativa [34]. ............................................................................................................................................. 19 Figura 14 - Calotes esféricas produzidas por esferas a) degradadas; b) bom estado [31]. ........ 19 Figura 15 – Esquema ilustrativo do ensaio pino-sobre-disco [37]. ............................................. 21 Figura 16 - À esquerda encontra-se o forno utilizado na fusão da carga; à direita, as moldações em areia auto-secativa utilizadas para vazar as diferentes ligas. ............................................... 23 Efeito da substituição de níquel por manganês na resistência ao desgaste de um ferro fundido branco Mestrado Integrado em Engenharia Metalúrgica e de Materiais 3 aquando da escolha do material a aplicar. Desta forma, os ferros fundidos brancos resistentes ao desgaste são utilizados na produção de injetores e rodas dentadas para motores, lâminas para a mistura de betão, martelos e bolas de moinho para a indústria mineira, componentes para amoladores e bombas propulsoras e, ainda, na produção de rolos de laminagem [3]. 2.1 - Ferros ligados ao Ni-Cr (Ni-Hard) Os ferros fundidos ligados ao Ni-Cr pertencem à classe dos ferros fundidos brancos de alta liga. Estes são comercialmente designados por Ni-Hard, devido ao facto de utilizarem o níquel como principal elemento para promover a temperabilidade do ferro [3]. Caraterizam-se pela sua elevada dureza e resistência, no estado de bruto fundição, e pela possibilidade de serem tratados termicamente a baixas temperaturas, o que é bastante vantajoso quando se pretende impor este tipo de tratamento a fundidos de grandes dimensões [2]. Contudo, tendo em conta que os ferros Ni-Hard possuem uma grande variedade de composições químicas (vide tabela 1 – classe I), estes apresentam propriedades mecânicas e tribológicas bastante distintas entre eles, não sendo correto afirmar a existência de um Ni-Hard típico [3]. 2.1.1 - Processamento – Microestrutura - Desempenho A relação processamento – microestrutura – desempenho possui um papel fundamental na área da fundição. Existem inúmeras condições de processamento que afetam a microestrutura de um determinado material, microestrutura esta que define as propriedades do mesmo e, consequentemente, o seu desempenho quando em serviço [5]. Uma destas condições é a velocidade de arrefecimento. No caso dos ferros NiHard, como na generalidade dos ferros brancos, são utilizadas taxas de arrefecimento elevadas com o intuito de levar o material a solidificar segundo a versão metaestável do diagrama de equilíbrio. Desta forma, promove-se a formação de carbonetos eutécticos, em detrimento da grafite. Por outro lado, velocidades de arrefecimento elevadas promovem a formação de martensite e a retenção da austenite à temperatura ambiente, possuindo estas fases um papel de elevada importância nas propriedades tão específicas dos ferros Ni-Hard. No entanto, ainda que seja possível obter uma microestrutura completamente isenta de grafite, ou uma matriz ferrosa contendo martensite, apenas controlando a velocidade de arrefecimento, nem sempre é fácil fazê-lo [3,6]. Efeito da substituição de níquel por manganês na resistência ao desgaste de um ferro fundido branco Mestrado Integrado em Engenharia Metalúrgica e de Materiais 4 Outra forma de obter a microestrutura pretendida passa pela adição de elementos de ligas. Na figura 1 é possível visualizar o efeito destes elementos na temperatura eutéctica de ambos os sistemas (estável e metaestável) [2]. Como é possível verificar através da figura 1, os elementos que mais potenciam a solidificação segundo a versão metaestável são o crómio, o titânio e o vanádio. Este fenómeno deve-se ao facto destes elementos promoverem o deslocamento das reações eutécticas, estável e metaestável, para temperaturas inferiores e superiores, respetivamente [3]. O crómio, dos elementos anteriormente mencionados, apresenta-se como o maior estabilizador da estrutura de carbonetos existentes nos ferros Ni-Hard, dado que é o que possui maior solubilidade nos mesmos [3]. Por conseguinte, quanto maior for o teor deste elemento no ferro, maior será a porção de carbonetos formados e, consequentemente, maior será a dureza do material e a sua resistência ao desgaste [1,2,3,4]. Por outro lado, o crómio contraria o poder grafitizante do níquel, possibilitando, assim, que este elemento possa ser adicionado ao ferro sem que ocorra o aparecimento de grafite [1,3,4]. Para baixos teores de crómio, os carbonetos formados são do tipo M3C (Ni-Hard do tipo I e II). Contudo, quando o teor em crómio é superior (vide tabela 1 – classe I, tipo D), os carbonetos que se formam são do tipo M7C3, aparecendo estes apenas nos ferros Ni-Hard 4 [3,7]. Estes dois microconstituintes apresentam caraterísticas distintas que serão abordadas posteriormente neste capítulo. Figura 1 - Efeito dos elementos de liga na temperatura eutéctica para os sistemas estável e metaestável [3]. Efeito da substituição de níquel por manganês na resistência ao desgaste de um ferro fundido branco Mestrado Integrado em Engenharia Metalúrgica e de Materiais 5 No que respeita ao carbono, tal como no caso do crómio, quanto maior for o seu teor, maior é a porção de carbonetos eutécticos presentes no ferro. Por conseguinte, maior será a dureza e a resistência ao desgaste do mesmo. Todavia, o material torna-se mais frágil [2,3]. Na figura 2 é possível visualizar a evolução da tenacidade ao impacto com a variação do teor em carbono [2]. É possível prever, de forma empírica, a quantidade de carbonetos que o ferro apresenta, segundo a seguinte equação [2]: Fração de carbonetos (%) = 12,33(%C) + 0,55(%Cr) – 15,2 (1) O níquel, neste tipo de ferros, tem como principal função suprimir a formação de perlite, potenciando, assim, a formação de martensite. Este elemento aumenta o tempo necessário para a nucleação e crescimento da perlite, reduzindo a sua cinética de transformação. Por conseguinte, ocorre um abaixamento da temperatura à qual ocorre a reação eutectóide, deslocando-se esta para temperaturas inferiores a Ms, o que conduz à transformação da austenite em martensite [3]. Por outro lado, teores superiores de níquel provocam o deslocamento de Ms e, consequentemente, Mf, para temperaturas inferiores, podendo esta última encontrarse abaixo da temperatura ambiente. Desta forma, nem toda a austenite se transforma em martensite, o que leva a que o ferro possua na sua microestrutura porções de austenite residual [3,7]. Contudo, esta caraterística não é exclusiva do níquel, existindo outros elementos de liga, tais como o C, o Cr, o Mn e o Mo, que também provocam o deslocamento de Ms para temperaturas inferiores. Por sua vez, o efeito Figura 2 – Efeito do teor de carbono na tenacidade ao impacto de um ferro fundido branco [2]. Efeito da substituição de níquel por manganês na resistência ao desgaste de um ferro fundido branco Mestrado Integrado em Engenharia Metalúrgica e de Materiais 6 que cada um possui nesta temperatura não é o mesmo. Por exemplo, o manganês tem uma influência 2 vezes superior à do níquel, no abaixamento de Ms. De entre os elementos mencionados, o carbono é o que possui maior influência no abaixamento desta temperatura [3]. Os teores de níquel necessários para inibir a formação de perlite são proporcionais às dimensões do fundido. Isto é, para secções de menor espessura, é necessário um menor teor deste elemento para que a formação de perlite seja suprimida. Na tabela 2 é possível visualizar os teores em níquel recomendados para a produção dos ferros Ni-Hard I e II, em função da espessura da sua secção [3]. Tabela 2 - Valores de níquel recomendados, para os Ni-Hard I e II, em função da espessura da sua secção [3]. Espessura da secção (mm) Ni-Hard I (% Ni) Ni-Hard II (% Ni) Areia Coquilha Areia Coquilha <12 3,8 3,3 4,0 3,5 12-25 4,0 3,6 4,2 3,8 25-50 4,2 3,9 4,4 4,1 50-75 4,4 4,2 4,6 4,4 75-100 4,6 4,5 4,8 4,8 >100 4,8 4,8 5,0 5,0 O manganês possui um efeito semelhante ao do níquel. Diferentes estudos comprovam que, com o aumento do teor deste elemento, a gama de temperaturas às quais ocorrem as reações eutectóide e de formação da martensite decrescem, levando a um aumento da austenite residual presente na microestrutura do ferro à temperatura ambiente [8, 9]. Apesar de ambos serem elementos gamagéneos, o níquel apresenta um maior poder austenitizante, comparativamente com o manganês. Este fenómeno deve-se ao facto deste último, durante a solidificação da liga, se dissolver preferencialmente nos carbonetos, sendo que apenas a porção restante se encontra na matriz. Por sua vez, o níquel dissolve-se maioritariamente na matriz, possuindo um maior efeito no abaixamento da temperatura eutectóide, em comparação com o manganês [10]. Esta variação é percetível através da análise no gráfico da figura 3, onde é possível visualizar o efeito de diferentes elementos de liga na temperatura eutectóide do diagrama de equilíbrio Fe-C [3]. Efeito da substituição de níquel por manganês na resistência ao desgaste de um ferro fundido branco Mestrado Integrado em Engenharia Metalúrgica e de Materiais 7 A distribuição destes dois elementos ocorre devido à segregação que os mesmos sofrem durante a solidificação do ferro fundido. Aquando da formação e crescimento dendrítico da austenite (pró-eutéctica ou eutéctica), elementos como o C, Cr e outros elementos com forte tendência a formar carbonetos (Mo, W, V e Nb) são rejeitados e segregados para o líquido. Ainda que o manganês se dissolva preferencialmente nos carbonetos, este elemento não apresenta uma forte tendência para a sua formação (comparativamente com os elementos anteriormente mencionados), o que leva a que este seja, apenas, parcialmente segregado pela austenite. O níquel, por sua vez, é quase totalmente rejeitado pelos carbonetos aquando da sua formação, o que leva a que este elemento se encontre maioritariamente dissolvido na matriz [3]. O silício é um agente grafitizante, logo teores elevados deste elemento devem ser escrupulosamente evitados nos ferros fundidos resistentes à abrasão. Todavia, este elemento deve-se encontrar presente neste tipo de materiais, ainda que em menores quantidades, uma vez que inibe o aparecimento de defeitos de fundição [3,11]. A microestrutura dos ferros Ni-Hard varia consoante o tipo de ferro fundido. Os Ni-Hard do tipo 1 e 2 apresentam uma microestrutura, no estado bruto de fundição, constituída por uma matriz ferrosa contendo austenite residual e martensite, circundada por uma rede de carbonetos metálicos do tipo M3C. Em certos casos, quando a velocidade de arrefecimento e o teor em níquel são bastante baixos, é ainda possível observar a existência de perlite neste tipo de ligas. Na figura 4 é possível visualizar uma microestrutura típica dos ferros Ni-Hard tipo I e II [3]. Figura 3 – Efeito de diferentes elementos de liga, e da sua concentração, na temperatura eutectóide do diagrama de equilíbrio Fe-C [3]. Efeito da substituição de níquel por manganês na resistência ao desgaste de um ferro fundido branco Mestrado Integrado em Engenharia Metalúrgica e de Materiais 8 Nos ferros do tipo Ni-Hard 4, a matriz é igualmente constituída por austenite residual e martensite. A principal diferença entre esta subclasse de ferros e os das subclasses 1 e 2 reside no tipo de carbonetos eutécticos formados, como foi referido anteriormente. Nos Ni-Hard 4, formam-se carbonetos M7C3, derivado ao maior teor em crómio da liga [3]. Estequiometricamente falando, os carbonetos M3C são constituídos por 3 átomos de metal e um átomo de carbono. Os átomos metálicos são, geralmente, de ferro, podendo estes ser substituídos, total ou parcialmente, por crómio, manganês ou molibdénio. No que respeita à sua morfologia, estes são compostos por lamelas finas (vide figura 5), independentemente da composição do ferro (hipoeutéctica, eutéctica ou hipereutéctica). Formam, entre eles, uma rede contínua, dispersa pela estrutura do material, o que torna a liga mais frágil e, consequentemente, menos tenaz. Nos ferros fundidos brancos perlíticos e nos Ni-Hard 1, estes podem atingir uma fração volúmica na ordem dos 40 %. Ao nível da dureza, estes apresentam valores entre os 800 e os 1100 HV [2,3]. Figura 4 - Microestrutura de um ferro fundido Ni-Hard onde é possível visualizar dendrites de austenite residual (a cinzento claro), martensite acicular (agulhas a escuro no interior das dendrites) e carbonetos do tipo M3C (a branco). Imagem obtida por microscopia ótica [12]. Efeito da substituição de níquel por manganês na resistência ao desgaste de um ferro fundido branco Mestrado Integrado em Engenharia Metalúrgica e de Materiais 9 Os carbonetos do tipo M7C3 possuem uma morfologia distinta dos anteriores. Estes surgem na forma de barras ou lâminas, apresentando uma direção de crescimento dominante ao longo do seu eixo. Este crescimento, no caso dos ferros hipoeutécticos e eutécticos, encontra-se confinado a uma célula eutéctica. Contudo, nos ferros hipereutécticos, tal não acontece, o que leva ao aparecimento de carbonetos de maiores dimensões [3]. Os carbonetos deste tipo são mais duros que os do tipo M3C, apresentando durezas na ordem dos 1100-1800 HV. Todavia, os ferros contendo carbonetos do tipo M7C3 apresentam-se mais tenazes, comparativamente com os Ni-Hard do tipo 1 e 2, visto que a rede formada pelos mesmos é descontínua [3]. No que diz respeito à matriz destes ferros, esta é constituída por martensite e austenite residual, como foi referido anteriormente. A martensite surge na forma acicular (vide figura 6), sendo obtida no estado bruto de fundição através de arrefecimentos rápidos do banho, e/ou da adição de elementos de liga, como referido anteriormente. As agulhas de martensite encontram-se no seio das dendrites de austenite residual [3]. A dureza desta fase é influenciada pela distorção da sua estrutura cristalina (tetragonal de corpo centrado), sendo esta tanto maior, quanto maior for o teor em carbono do ferro. Uma estrutura distorcida oferece maior resistência ao movimento das deslocações, levando a um aumento de dureza desta fase. Sendo assim, a dureza pode variar entre os 300 e os 900 HV [3]. Figura 5 – Morfologia dos carbonetos do tipo M3C. Imagem obtida por SEM [3]. Efeito da substituição de níquel por manganês na resistência ao desgaste de um ferro fundido branco Mestrado Integrado em Engenharia Metalúrgica e de Materiais 10 A austenite residual apresenta-se, à temperatura ambiente, na forma de dendrites, com uma estrutura cúbica de faces centradas. No que respeita à dureza, esta encontra-se compreendida entre os 250 e os 500 HV, dependendo este valor do tipo e quantidade de elementos de liga que se encontram dissolvidos nesta fase. Esta variação da dureza em função dos elementos dissolvidos deve-se à instabilidade ou metaestabilidade da austenite residual à temperatura ambiente. Isto é, quando uma identação é feita, a austenite é deformada plasticamente transformando-se em martensite. A porção de austenite transformada é tanto maior quanto maior for a sua instabilidade à temperatura ambiente [3]. Relativamente à tenacidade à fratura, esta apresenta um comportamento crescente com o aumento da porção de austenite residual presente nos ferros fundidos. Esta condição deve-se, por um lado, à necessidade de maior energia para que ocorra a nucleação de fissuras na austenite e, por outro, à baixa velocidade de propagação das mesmas fissuras nesta fase, comparativamente com fases mais frágeis [13]. 2.1.2 - Resistência ao desgaste É geralmente assumido que as propriedades tribológicas de um material são inteiramente função da macrodureza do mesmo. Ainda que seja uma boa aproximação, esta relação não deve ser tomada como certa e exclusiva quando se pretende avaliar a resistência ao desgaste de um dado material, existindo outros parâmetros a considerar. Isto porque a resistência ao desgaste de um material não é uma propriedade intrínseca do mesmo, dependendo do sistema de desgaste que lhe é imposto e das condições que lhe são inerentes [7,14]. Figura 6 - Martensite de morfologia acicular [3]. Efeito da substituição de níquel por manganês na resistência ao desgaste de um ferro fundido branco Mestrado Integrado em Engenharia Metalúrgica e de Materiais 11 Por outro lado, existem diferentes mecanismos de desgaste (abordados com maior pormenor no próximo capítulo), podendo o material possuir diferentes respostas mediante o mecanismo ao qual é sujeito. Desta forma, existe ainda alguma incerteza no que diz respeito à influência da microestrutura na resistência ao desgaste dos ferros fundidos brancos de alta liga, nomeadamente no efeito que a matriz possui sobre esta propriedade [3]. M. E. Garber et al [15] estudaram o efeito da microestrutura na resistência à abrasão de vários ferros fundidos brancos de alta liga. No sentido de variar o tipo e a fração volúmica dos carbonetos presentes nas amostras, foram ensaiados ao desgaste ligas com diferentes teores de crómio. Os resultados obtidos com este estudo permitiram concluir que a resistência à abrasão é tanto maior, quanto maior for a microdureza dos carbonetos, visto que os ferros fundidos que possuíam carbonetos do tipo M7C3 mostraram-se mais resistentes, comparativamente com as ligas que apenas possuíam carbonetos do tipo M3C. O mesmo grupo de investigadores concluiu, ainda, que para o mesmo tipo de carbonetos, a resistência à abrasão era tanto maior quanto maior fosse a fração volúmica dos mesmos [15]. Estudos semelhantes executados por outros grupos de investigadores, em diversos tipos de ferros fundidos brancos, permitiram chegar às mesmas conclusões relativamente à influência dos carbonetos na resistência ao desgaste abrasivo [13,14]. Na mesma atividade experimental, M. E. Garber et al verificaram não existir uma correlação linear entre a macrodureza e a resistência à abrasão dos espécimes ensaiados [15]. K. S. Al-Rubaie [16] chegou às mesmas conclusões em ensaios realizados a diferentes tipos de ferros fundidos brancos (vide figura 7) [16]. Este fenómeno pode ser explicado pelas alterações estruturais que a matriz do ferro fundido sofre no decorrer dos ensaios, devido à deformação que lhe é imposta, tanto como pela variação das condições dos ensaios empregues, nomeadamente da dureza do abrasivo [3,15]. Figura 7 - Resistência à abrasão em função da macrodureza, para diferentes ferros fundidos brancos [16] Efeito da substituição de níquel por manganês na resistência ao desgaste de um ferro fundido branco Mestrado Integrado em Engenharia Metalúrgica e de Materiais 12 Existe alguma informação contraditória no que diz respeito à influência da matriz ferrosa na resistência ao desgaste abrasivo neste tipo de ligas. O. N. Dogan et al [17] estudaram o efeito de diferentes tipos de matriz no comportamento ao desgaste de 3 ferros Ni-Hard. Para tal, foram ensaiadas amostras (ensaio de desgaste por pino abrasivo) com diferentes composições químicas, no estado de bruto fundição e após tratamento térmico, no sentido de obter matrizes distintas sem alterar a estrutura de carbonetos. Os resultados obtidos permitiram concluir que as modificações sentidas ao nível da matriz não afetaram a resistência à abrasão das ligas estudadas [17]. Todavia, grande parte da bibliografia consultada defende que a matriz desempenha, também ela, um papel importante na resistência à abrasão dos ferros fundidos brancos. Uma matriz martensítica apresenta uma maior resistência comparativamente com matrizes perlíticas ou austeníticas. Este fator advém da sua maior dureza, comparativamente com as restantes fases anteriormente enunciadas [3,18]. No entanto, diversos autores defendem que uma matriz martensíticaaustenítica, contendo austenite metaestável, apresenta uma resistência à abrasão semelhante e, por vezes, superior, à resistência apresentada por uma matriz exclusivamente martensítica. A metaestabilidade da austenite à temperatura ambiente permite que esta, quando sujeita a uma força, se transforme em martensite devido à deformação que lhe é imposta [14, 15, 19, 20]. Sendo assim, é possível obter ferros fundidos que apresentem maior tenacidade à fratura (que lhes é conferida pela existência de austenite residual) sem que ocorra uma perda significativa das suas propriedades tribológicas [3]. K. H. Zuhm-Gahr [21] sugere algumas razões para que a existência de austenite residual na microestrutura dos aços, e a sua consequente transformação em martensite, beneficiem a resistência à abrasão destes materiais. Segundo o autor, esta transformação de fase leva a um aumento local da dureza, o que retarda o crescimento de fissuras abaixo da superfície do material. Por outro lado, o mesmo investigador propõe que o aparecimento de tensões de compressão à superfície, causado pela expansão volúmica inerente à transformação supracitada, inibem o aparecimento de fissuras. Zuhm-Gahr sugere ainda que, visto que a martensite se forma exclusivamente à superfície, as fissuras que se possam formar terão maior dificuldade em penetrar na austenite que se encontra por baixo [21]. É importante considerar que a quantidade de austenite metaestável que se transforma em martensite é proporcional ao grau de deformação que esta sofre. Sendo assim, condições de desgaste distintas podem levar a diferentes respostas, por parte do mesmo material [14,15,20]. Efeito da substituição de níquel por manganês na resistência ao desgaste de um ferro fundido branco Mestrado Integrado em Engenharia Metalúrgica e de Materiais 19 Existem diversos parâmetros que devem ser escrupulosamente controlados durante o ensaio, tais como a velocidade de rotação e o número de rotações da esfera, a carga aplicada, a concentração da solução abrasiva e a velocidade a que a mesma é debitada entre a esfera e o provete [31, 34]. Sendo a resistência ao desgaste uma resposta do material ao ambiente em que se encontra, e não uma propriedade intrínseca do material, pequenas alterações dos parâmetros do ensaio podem levar a resultados divergentes, para o mesmo material [3,32]. O estado superficial das esferas utilizadas também possui influência sobre o ensaio. Esferas degradadas, apresentando sulcos à superfície, têm tendência a produzir calotes alongadas na zona equatorial, o que compromete a credibilidade dos resultados obtidos. Na figura 14 é possível observar a diferença entre as calotes produzidas por a) esfera degradada e b) esfera em bom estado [31]. Figura 13 – Esquema de um tribómetro utilizado em ensaio de microabrasão por esfera rotativa [34]. Figura 14 - Calotes esféricas produzidas por esferas a) degradadas; b) bom estado [31]. Efeito da substituição de níquel por manganês na resistência ao desgaste de um ferro fundido branco Mestrado Integrado em Engenharia Metalúrgica e de Materiais 20 O volume desgastado V (mm3) pode ser relacionado com a distância total de escorregamento S (m) e a carga aplicada N (N) aplicada durante o ensaio, segundo a equação de Archard [34]: V = Ks x S x N (2) Em que Ks corresponde à taxa de desgaste (m3.(N.m)-1) sofrida pelo material. Por outro lado, o volume desgastado pode também ser calculado a partir do diâmetro b ou da profundidade h da calote esférica resultante do ensaio [34]: V = 𝝅𝑏4 𝟔𝟒𝑹 , para b << R (3) V = π h2R , para h << R (4) 2.3.2 – Ensaio de Desgaste Erosivo O ensaio de desgaste erosivo é uma forma de avaliar a resistência de um determinado material a este mecanismo de desgaste. As condições para a realização deste teste encontram-se padronizadas na norma ASTM G 76 – 04 (Standard Test Method for Conducting Erosion Tests by Solid Particle Impingment Using Gas Jets). Segundo a mesma, este ensaio consiste na projeção de partículas abrasivas, envoltas num gás, contra a superfície do material a ensaiar [35]. A referida norma especifica diversos parâmetros relativos ao ensaio. O abrasivo utilizado deve consistir em partículas angulares de alumina de 50 µm, sendo estas projetadas a uma velocidade de 30 ± 2 m.s-1. Quanto à duração, o ensaio deve decorrer durante 10 minutos, sendo que a taxa de alimentação das partículas deve ser de 2,0 ± 0,5 g.min-1. Por fim, o ângulo compreendido entre o injetor de partículas e a superfície do material deve ser de 90 ± 2 º. É ainda de salientar que para que o ensaio seja eficaz, a rugosidade superficial da superfície a ensaiar não deve exceder 1 µm [35]. A taxa de erosão pode ser obtida através da equação 5 [35]: Taxa de erosão (mg/kg)= Massa perdida (mg) Massa de erodente (kg) (5) Efeito da substituição de níquel por manganês na resistência ao desgaste de um ferro fundido branco Mestrado Integrado em Engenharia Metalúrgica e de Materiais 21 2.3.3 - Ensaio pino-sobre-disco O ensaio de desgaste pino-disco é um dos métodos mais utilizados para avaliar o desgaste adesivo dos materiais. Neste ensaio, o pino, geralmente uma esfera de um material de elevada dureza, é posicionado perpendicularmente sobre o disco do material a ensaiar, encontrando-se em contacto com o mesmo (vide figura 15). De seguida, um dos componentes (pino ou disco) vai iniciar um movimento giratório que levará à perda de material da espécie a ensaiar. Findo o ensaio, os resultados obtidos são reportados em volume perdido (mm3) ou em quantidade de massa perdida (g) em função da distância de deslizamento [36,37]. Os parâmetros a estabelecer para a realização do ensaio são:  Velocidade de rotação;  Distância de escorregamento;  Carga a aplicar;  Temperatura de ensaio [37]. Figura 15 – Esquema ilustrativo do ensaio pino-sobre-disco [37]. Efeito da substituição de níquel por manganês na resistência ao desgaste de um ferro fundido branco Mestrado Integrado em Engenharia Metalúrgica e de Materiais 22 3 - Procedimento Experimental 3.1 - Materiais A liga D3, produzida exclusivamente na Cruz Martins & Wahl, é um ferro fundido branco hipoeutético fortemente ligado, utilizado no fabrico de componentes que, em serviço, são sujeitos a esforços de desgaste. Esta liga apresenta uma microestrutura constituída por uma matriz austenítica, com porções de martensite vestigiais, e por carbonetos do tipo M3C. Quanto à sua dureza, esta ronda os 600 HV. Com o intuito de avaliar o efeito da substituição, total ou parcial, do níquel por manganês na resistência ao desgaste do material, foram produzidas, por processos convencionais de fundição, 3 ligas distintas possuindo diferentes teores destes elementos. A composição química dos ferros produzidos encontra-se na tabela 3. Tabela 3 - Composições químicas dos diferentes ferros estudados. Ligas Composição química (% peso) C Mn Si Ni Cr Mo P D3 3,79 0,78 0,610 2,38 4,31 0,008 0,017 A1 3,59 3,45 0,511 0,13 4,58 0,006 0,023 A2 3,75 3,49 0,508 0,45 4,26 0,004 0,020 A3* - - - - - - - * - por questões de confidencialidade, a composição química desta liga não pode ser divulgada Como é percetível através da observação da tabela 2, tentou-se manter o teor em manganês constante para as 3 ligas estudadas, fazendo-se variar o teor em níquel das mesmas. No que respeita aos restantes elementos, os seus teores são semelhantes aos do ferro fundido D3, de forma a ser possível analisar apenas a influência das variações em níquel e manganês nas suas propriedades, em comparação com as propriedades do ferro produzido pela empresa. 3.2 – Fusão e Vazamento A fusão das diferentes cargas foi realizada no CINFU, recorrendo a um forno de 10 kg de capacidade (vide figura 16). Durante o processo de fusão, a temperatura do banho foi controlada recorrendo a um termopar. Para controlar a composição química do mesmo, foram retiradas amostras antes de se proceder ao vazamento, sendo estas analisadas num espectrómetro de emissão automática por faísca elétrica. Estas amostras necessitaram de ser retificadas, de modo a que a sua rugosidade superficial não afetasse as leituras feitas pelo espectrómetro. Efeito da substituição de níquel por manganês na resistência ao desgaste de um ferro fundido branco Mestrado Integrado em Engenharia Metalúrgica e de Materiais 23 Quando a composição química do banho era a desejada, este era vazado em moldações de areia auto-secativa (vide figura 16). Este vazamento não foi feito diretamente, recorrendo-se a um cadinho pré-aquecido para transportar o material entre o forno e as moldações. Durante o arrefecimento até à temperatura ambiente, as moldações estiveram expostas ao ar. Finda a solidificação dos ferros, procedeu-se à desmoldação dos mesmos. Dos fundidos obtidos, foi possível obter um bloco paralelepipédico, de dimensões aproximadas 110 x 50 x 10 mm, e um disco com cerca de 50 mm de diâmetro e 10 mm de espessura para os ensaios de pino-sobre-disco. Na figura 17 é possível observar o fundido obtido após desmoldação. Figura 16 - À esquerda encontra-se o forno utilizado na fusão da carga; à direita, as moldações em areia auto-secativa utilizadas para vazar as diferentes ligas. Figura 17 - Fundido obtido após desmoldação. Efeito da substituição de níquel por manganês na resistência ao desgaste de um ferro fundido branco Mestrado Integrado em Engenharia Metalúrgica e de Materiais 24 3.3 – Análise Metalográfica 3.3.1 – Análise metalográfica qualitativa Para a execução da análise metalográfica qualitativa, foram retiradas amostras do bloco paralelepipédico, recorrendo ao corte por disco abrasivo. De seguida, procedeu-se ao desbaste da superfície a analisar, utilizando, para o efeito, uma sequência de lixas de carboneto de silício com granulometria de 120-180-320-400-600 mesh. Posteriormente, na fase de acabamento, utilizaram-se panos embebidos numa suspensão de diamante de 6 μm e panos contendo uma suspensão de diamante de 1 μm. Para a revelação da microestrutura, as amostras foram atacadas quimicamente, com diferentes reagentes aconselhados pela bibliografia [3,38]. Na tabela 4 é possível observar os ataques utilizados, tanto como a sua composição. Tabela 4 - Reagentes utilizados na revelação da microestrutura, e respetivas composições [3,38]. De entre os reagentes utilizados, aquele que providenciou melhor contraste entre as diferentes fases presentes no ferro fundido foi o Reagente Vilella. Com este reagente, a martensite e a perlite surgem a escuro, a austenite residual a amarelo claro e os carbonetos a branco [3]. Após ataque químico, as amostras foram observadas recorrendo a um microscópio ótico Zeiss Axiovert 100A, com câmara Sony Power HAD acoplada, câmara esta que permitiu a aquisição de imagem. 3.3.2 - Análise metalográfica quantitativa As amostras para análise metalográfica quantitativa foram sujeitas a todas as etapas descritas no subcapítulo anterior, desde o corte das amostras até à aquisição de imagens. Posteriormente, recorreu-se ao software de análise de imagem Leica Application Suite V 4.3 para a quantificação das diferentes fases. Neste procedimento, foram analisado 30 campos distintos, sendo que os resultados apresentados neste trabalho correspondem à média dos valores obtidos em cada medição. Ataque Composição Nital 2 % 2 mL de ácido nítrico + 98 mL etanol Picral 4 % 4 g de ácido pícrico + 96 mL de etanol Reagente Vilella 5 mL de HCl + 1 mL de ácido pícrico + 100 mL de etanol Efeito da substituição de níquel por manganês na resistência ao desgaste de um ferro fundido branco Mestrado Integrado em Engenharia Metalúrgica e de Materiais 25 3.4 – Ensaios de dureza Para a realização dos ensaios de dureza Vickers, as amostras foram preparadas através do polimento da sua superfície em lixas de diferentes granulometrias, segundo a sequência 120-180-320-400-600 Mesh. Foram executadas 10 identações, em locais aleatórios de cada amostra, com uma carga aplicada de 30 Kgf. O durómetro utilizado neste ensaio foi o EmcoTEST – Duravision (vide figura 18). O valor de dureza foi lido diretamente a partir do equipamento. Para o ensaio de microdureza Vickers, para além da sequência de desbaste descrita anteriormente neste subcapítulo, as amostras foram sujeitas a uma fase de acabamento, na qual foram utilizados panos, contendo solução aquosa de diamante de 6 e 1 μm, respetivamente. De seguida, foram feitas 10 microidentações em cada uma das fases presentes em cada amostra, com uma carga de 0,025 Kgf. O valor de dureza foi lido diretamente a partir do equipamento (Duramin da Struers). 3.5 – Ensaios de desgaste 3.5.1Ensaio de microabrasão por esfera rotativa As amostras para o ensaio de microabrasão por esfera rotativa necessitavam de ter dimensões muito específicas, nomeadamente uma espessura na ordem dos 2 mm, Figura 18 - Durómetro utilizado nos ensaios de dureza Vickers. Efeito da substituição de níquel por manganês na resistência ao desgaste de um ferro fundido branco Mestrado Integrado em Engenharia Metalúrgica e de Materiais 26 de forma a ser possível utilizar o equipamento disponível. Visto que os materiais em estudo apresentam uma dureza bastante elevada, o corte por disco abrasivo, ou até diamantado, eram inviáveis. Sendo assim, recorreu-se à empresa Moldamirco, que efetuou o corte das amostras por eletroerosão por fio. As dimensões finais das mesmas eram de 35 x 25 x 2 mm. Após o corte, as amostras foram desbastadas utilizando lixas de granulometria 120-180-320-600 mesh, sendo feito um acabamento posterior utilizando panos com suspensão de diamante de 6 μm e com suspensão de diamante de 1 μm. As condições de ensaio empregues encontram-se na tabela 5. Tabela 5 - Parâmetros utilizados no ensaio de microabrasão por esfera rotativa. Esfera Material Aço ligado Dureza 60 HRC Diâmetro 25 mm Velocidade de rotação 80 rpm Suspensão Natureza SiC (F1200) + H2O Caudal 3-4 mL.min-1 Concentração 0,2 g.cm-3 Ensaio Carga 0,25 N Distância de deslizamento 100, 200, 300, 500 e 700 voltas O equipamento utilizado foi o tribómetro Plint TE66 - Plint & Parteners, Ltd (vide figura 19). Para garantir que a concentração da suspensão não se alterava durante o ensaio, devido à deposição das partículas de SiC, esta foi mantida em constante agitação, recorrendo a uma placa e a um agitador magnéticos. Figura 19 - Tribómetro utilizado nos ensaios de desgaste de microabrasão por esfera rotativa Efeito da substituição de níquel por manganês na resistência ao desgaste de um ferro fundido branco Mestrado Integrado em Engenharia Metalúrgica e de Materiais 27 As esferas utilizadas no decorrer do ensaio já haviam sido empregues em ensaios precedentes e apresentavam alguma degradação. Logo, o controlo da efetividade do ensaio foi feita através da análise, por microscopia ótica, das calotes produzidas. Todas as calotes que apresentavam um alongamento da sua zona equatorial (vide figura 20) foram rejeitadas, não sendo contabilizadas para o cálculo dos resultados apresentados neste trabalho. O cálculo do volume desgastado e da correspondente taxa de desgaste foram feitos a partir da análise das calotes impressas no material. Para cada uma, foram medidos dois diâmetros perpendiculares recorrendo a microscopia ótica (equipamento Zeiss Axiovert 100A), com uma ampliação de 50x. Para a obtenção dos resultados apresentados nesta dissertação, foram contabilizados 3 ensaios por provete, para cada distância de escorregamento. 3.5.2 – Ensaio de desgaste erosivo Visto que a rugosidade superficial do material a testar no ensaio de desgaste erosivo não deve ser superior a 1 μm [35], as amostras foram polidas segundo a seguinte sequência: desbaste com lixas de 120-180-320-400-600 mesh e posterior acabamento utilizando panos contendo uma suspensão de diamante de 6 μm e panos contendo uma suspensão de diamante de 1 μm. Figura 20 - Calote apresentando um alongamento da zona equatorial, causada pelo mau estado superficial da esfera utilizada no ensaio Efeito da substituição de níquel por manganês na resistência ao desgaste de um ferro fundido branco Mestrado Integrado em Engenharia Metalúrgica e de Materiais 28 O ensaio foi realizado num equipamento ETMac (erosion testing machine) (vide figura 21), que se encontra disponível no Departamento de Engenharia de Materiais e Cerâmica da Universidade de Aveiro. Ligado a este equipamento, encontra-se um computador onde os parâmetros do ensaio são definidos e controlados. Os parâmetros utilizados no presente ensaio tentaram-se aproximar ao máximo do que se encontra padronizado na norma correspondente [35]. O erodente utilizado foi alumina com granulometria de 50 μm. O fluxo de partículas angulares de alumina foi ejetado a uma taxa de 2 g.min-1, a uma pressão de 2,8 bar. O ângulo formado entre a fonte de projeção e as amostras foi de 90º, sendo que cada ensaio durou 10 min. Apenas a velocidade de projeção diverge do que se encontra especificado na norma, devido às limitações do equipamento. Esta foi de cerca de 22 ± 0,5 m.s-1. Contando que a determinação da taxa de erosão resulta da verificação da perda de massa sofrida pelas amostras, estas foram devidamente limpas, desengorduradas e pesadas numa balança de precisão (erro de 0,0001 g), antes e após cada ensaio. Foram realizados 3 ensaios por amostra. 3.5.3 – Ensaio pino-sobre-disco As amostras para o ensaio foram obtidas diretamente a partir do fundido, e possuíam um diâmetro de 50 mm por 10 mm de espessura. Antes do polimento das mesmas, estas foram retificadas com o intuito de assegurar o paralelismo entre as suas faces. De seguida, foram polidas segundo a sequência anteriormente referida para a preparação de amostras para os ensaios de desgaste erosivo. O equipamento utilizado para levar a cabo o presente ensaio pertence ao DEMM, e possui um controlador programável FATEK (vide figura 22). A carga aplicada (2,5 kgf) Figura 21 - À esquerda, é possível observar o equipamento utilizado nos ensaios de desgaste erosivo; à direita, temos uma visão aproximada do porta-amostras pertencente ao mesmo equipamento Efeito da substituição de níquel por manganês na resistência ao desgaste de um ferro fundido branco Mestrado Integrado em Engenharia Metalúrgica e de Materiais 35 Neste tipo de análise, é importante não descurar dois aspetos essenciais: em primeiro lugar, elementos que possuam uma percentagem inferior a 0,2 % não são detetados; em segundo lugar, elementos de número atómico Z = 4 até Z = 10 apresentam limitações na sua deteção: por um lado, emitem raios-X de baixa energia, que se encontram sujeitos a grande absorção por parte da amostra a analisar. Por outro, os eletrões responsáveis pela emissão deste tipo de radiação são os eletrões de valência envolvidos na ligação química do elemento, o que leva a que as formas e posições dos picos obtidos por EDS possam variar em diferentes materiais [39]. Os resultados obtidos para o ferro fundido de referência (D3) encontram-se na tabela 9. Tabela 9 - Composição química, em percentagem de massa, das fases constituintes do ferro D3. Elemento Austenite residual Carbonetos Martensite % C 3,72 7,12 3,99 % Si 0,94 - 0,98 % Cr 2,56 9,13 2,44 % Mn 0,62 0,91 0,64 % Fe 88,83 82,09 87,89 % Ni 3,23 0,72 3,75 Através da análise da tabela 8, é possível tirar algumas ilações. Como era espectável, verifica-se que a composição (em percentagem de massa) da austenite residual é semelhante à da martensite. Por outro lado, a razão C/M (Fe + Cr + Mn + Ni) dos carbonetos é, aproximadamente, 0,37. Não obstante das limitações de deteção do carbono (Z=6) apresentadas pelo equipamento [39], é possível verificar que o valor obtido se aproxima da estequiometria dos carbonetos. Quanto ao níquel, é possível visualizar que este se encontra, preferencialmente, na matriz (austenite residual + martensite), sendo o seu teor nos carbonetos muito baixo/residual. Esta distribuição deve-se ao facto do níquel ser fortemente segregado pelos carbonetos, durante a solidificação do ferro [3,10]. O manganês, por sua vez, distribui-se pelas diferentes fases do ferro. Esta repartição deve-se ao facto deste elemento ser apenas parcialmente segregado pela austenite, durante a solidificação da liga [3]. Contudo, a sua concentração é Efeito da substituição de níquel por manganês na resistência ao desgaste de um ferro fundido branco Mestrado Integrado em Engenharia Metalúrgica e de Materiais 36 ligeiramente superior nos carbonetos, o que deriva da sua dissolução preferencial nestes constituintes [10]. O crómio, como seria de esperar, encontra-se maioritariamente nos carbonetos, devido à elevada tendência que possui para a sua formação [3]. Os resultados obtidos na análise EDS das restantes ligas encontram-se compilados na tabela 10. Tabela 10 - Composição química, em percentagem de massa, das fases constituintes nas ligas A1, A2 e A3. Elementos A1 A2 A3 AR C P AR C P AR C P % C - 7,72 7,84 3,71 7,41 7,31 4,69 7,28 - % Si - - 0,58 0,78 - 0,59 0,87 - - % Cr - 9,63 5,01 2,67 9,1 4,58 2,81 9,72 - % Mn - 4,90 5,48 3,63 5,68 5,52 3,39 5,06 - % Fe - 77,79 81,06 88,45 77,87 81,2 86,40 77,90 - % Ni - - - 0,77 - 0,78 1,85 - - * AR - Austenite residual; C - Carbonetos; P - Perlite Verifica-se, novamente, que a razão C/M dos carbonetos presentes em todos os ferros fundidos se aproxima da estequiometria dos mesmos. Quanto à repartição dos diferentes elementos de liga, esta parece seguir os mesmos trâmites que os observados no ferro fundido D3. O níquel surge apenas na austenite e na perlite, verificando-se que o aumento do seu teor nas ligas é acompanhado pelo aumento da sua concentração nestas fases. No material A1, que contem um teor em níquel muito baixo, não são encontrados quaisquer vestígios deste elemento. O mesmo acontece nos carbonetos existentes nas ligas A2 e A3. Esta situação pode advir das limitações de deteção do equipamento para concentrações abaixo de 0,2 % [39]. O manganês, tal como no ferro D3, distribui-se entre a austenite residual e os carbonetos, sendo novamente observável uma maior tendência para se dissolver nestes últimos. Também no caso do crómio, volta a ser visível a sua dissolução preferencial nos carbonetos. Sendo a perlite um constituinte bifásico, composto por ferrite e carbonetos M3C, a sua composição em percentagem de massa resulta da combinação das composições das fases que a constituem. É ainda de salientar que, quando comparada com a mesma fase nas restantes ligas, a austenite residual da liga A3 apresenta uma concentração em carbono consideravelmente superior. Esta circunstância constitui um fator abonatório para a inexistência de martensite nesta liga, visto que o carbono é o elemento com maior Efeito da substituição de níquel por manganês na resistência ao desgaste de um ferro fundido branco Mestrado Integrado em Engenharia Metalúrgica e de Materiais 37 preponderância no abaixamento da temperatura Ms. Contudo, esta variação pode não ser fiel à realidade, devido às limitações que o equipamento apresenta na análise semiquantitativa deste elemento. 4.3 - Dureza Os resultados obtidos através dos ensaios de dureza e microdureza Vickers encontram-se nas tabelas 11 e 12. Tabela 11 - Resultados obtidos no ensaio de dureza Vickers Amostra Média (HV 30) Desvio Padrão D3 709 6 A1 680 5 A2 648 8 A3 522 6 Tabela 12 - Resultados obtidos no ensaio de microdureza Vickers Fase D3 A1 A2 A3 HV 0,025 σ HV 0,025 σ HV 0,025 σ HV 0,025 σ AR 296 33 - - 289 41 304 39 P - - 448 40 441 56 - - M 683 142 - - - - - - C 1028 98 958 131 1034 124 1032 135 * AR - Austenite residual; P – Perlite; M – Martensite; C - Carbonetos No que respeita à macrodureza, o ferro fundido de referência (D3) apresentase como o material mais duro, o que advém da existência de martensite na sua microestrutura. Para as restantes ligas, a dureza diminui com o aumento da quantidade de austenite residual e com a consequente diminuição da porção de perlite nas amostras, o que era espectável devido à dureza das duas fases. Ao nível da microdureza, todos os valores obtidos se encontram dentro das gamas propostas pela bibliografia [3] para as diferentes fases. Verifica-se, também, que tanto a perlite como a austenite residual possuem durezas semelhantes, em todos os ferros, o que provém do seu conteúdo similar em elementos de liga. O mesmo acontece no caso dos carbonetos, para as ligas D3, A2 e A3. No entanto, os carbonetos Efeito da substituição de níquel por manganês na resistência ao desgaste de um ferro fundido branco Mestrado Integrado em Engenharia Metalúrgica e de Materiais 38 do ferro fundido A1 possuem uma dureza inferior, comparativamente com as restantes ligas. Esta variação sentida é estranha, atendendo que a sua composição (obtida por EDS) é semelhante à dos carbonetos das restantes amostras. Por fim, é importante salientar que, apesar da dureza da martensite se encontrar dentro dos limites propostos pela bibliografia [3], as identações efetuadas nesta fase abrangeram, também, alguma austenite residual. Desta forma, o valor obtido neste ensaio não corresponde à realidade, sendo, provavelmente, inferior à dureza real da martensite existente no ferro fundido D3. 4.4 - Comportamento ao desgaste 4.4.1 – Desgaste abrasivo Os resultados obtidos a partir do ensaio de microabrasão por esfera rotativa são apresentados num gráfico “volume desgastado (V) em função do produto da distância de escorregamento (S) pela carga aplicada (N)”, que se encontra ilustrado na figura 27. O declive da reta que melhor se ajusta aos pontos experimentais corresponde às taxas de desgastes (Ks) apresentada pelos materiais, no decorrer do ensaio. A1: y = 2E-06x A2: y = 2E-06x A3: y = 9E-07x D3: y = 8E-07x 0 0,005 0,01 0,015 0,02 0,025 0,03 02000 4000 6000 8000 10000 12000 14000 16000 Volume desgastado (mm3) Distância de escorregamento (mm) x Carga (N) A1 A2 A3 D3 Figura 27 - Volume de material desgastado em função da distância de escorregamento, com uma carga aplicada de 0,25 N, para as amostras em estudo. Efeito da substituição de níquel por manganês na resistência ao desgaste de um ferro fundido branco Mestrado Integrado em Engenharia Metalúrgica e de Materiais 39 Através da análise do gráfico precedente, verifica-se que o volume de material desgastado, em todas as ligas, aumenta linearmente com a distância de escorregamento. Constata-se, ainda, comportamentos diferentes por parte dos materiais. Independentemente da distância de escorregamento, o ferro fundido de referência (D3) apresenta uma menor quantidade de volume desgastado, em comparação com os restantes materiais. Contudo, a liga A3, ainda que apresente um volume desgastado superior, possui um comportamento algo semelhante ao do D3, o que é observável através das suas taxas de desgaste aproximadas. Por sua vez, as ligas A1 e A2 apresentam volumes desgastados e taxas de desgaste semelhantes entre si, mas consideravelmente superiores comparativamente com os mesmos valores nos restantes ferros fundidos. A tabela 13 compila os resultados de análise microestrutural, dureza e taxa de desgaste para estas duas ligas. A taxa de desgaste Ks (m2/N) foi calculada segundo a equação 2 [34]. Tabela 13 - Resumo dos resultados de desgaste, dureza e análise microestrutural para todas as ligas. Ks % C % AR HV 0,025 C HV 0,025 AR HV 0,025 M HV 0,025 P D3 8,09 x 10-7 33 15 1028 296 683 - A1 1,75 x 10-6 30 - 958 - - 448 A2 1,50 x 10-6 32 9 1034 289 - 441 A3 9,21 x 10-7 33 25 1032 304 - - * AR - Austenite residual; P – Perlite; M – Martensite; C - Carbonetos Segundo M. E. Garber et al [15], a resistência à abrasão é tanto maior, quanto maior for a fração volúmica e a dureza dos carbonetos presentes num dado material. O ferro fundido A1, ainda que apenas possua uma FVC ligeiramente inferior à das restantes ligas, possui carbonetos consideravelmente menos duros, o que se traduz num maior volume desgastado durante o ensaio. No entanto, como é possível observar na tabela 12, apesar dos restantes materiais possuírem carbonetos de fração volúmica e dureza semelhantes, as suas respostas ao desgaste abrasivo são diferentes. Desta forma, verifica-se que as variações observadas na resistência ao desgaste destas ligas se encontram relacionadas com as fases/constituintes presentes na sua matriz. Vários autores [14, 15, 19, 20] constataram que uma matriz martensítica ou martensítica-austenítica possui uma maior resistência à abrasão, quando comparada Efeito da substituição de níquel por manganês na resistência ao desgaste de um ferro fundido branco Mestrado Integrado em Engenharia Metalúrgica e de Materiais 40 com uma matriz perlítica, o que é causado, por um lado, pela maior dureza da martensite (comparativamente com a perlite) e, por outro, pela transformação, por deformação plástica, da austenite metaestável em martensite [14, 15, 19, 20]. Logo, a maior resistência à abrasão apresentada pelo ferro fundido D3 deve-se à presença de martensite e austenite residual na sua microestrutura. No mesmo seguimento lógico, a transformação da austenite residual em martensite, no decorrer do ensaio, poderá estar na causa do menor volume desgastado observada no ferro fundido A3, em relação à liga A2. Por outro lado, quando se compara as taxas de desgaste de ambos os materiais, verifica-se que o aumento do volume desgastado, em função do aumento da distância de escorregamento, é menos acentuado na liga A3, o que poderá ser explicado pelo acréscimo na quantidade de austenite residual que se transforma em martensite, derivado da maior deformação imposta [14,15,20]. No que respeita ao ferro fundido A1, a inexistência de austenite residual implica que nenhuma martensite poderá ser obtida por deformação plástica, no decorrer do ensaio. Este fator contribui, juntamente com a menor fração volúmica e dureza dos carbonetos, para a menor resistência à abrasão observada neste material. Para estudar a influência da macrodureza das ligas na sua resistência à abrasão, foram lançados os resultados obtidos em ambos os ensaios num gráfico taxa de desgaste (Ks) versus dureza (HV 30). O gráfico em questão encontra-se ilustrado na figura 28. Através da análise da figura precedente, não é possível identificar nenhuma relação entre a macrodureza dos diferentes materiais e a sua respetiva taxa de abrasão, o que está de acordo com a bibliografia consultada [15,16]. Este comportamento deve-se à quantidade de austenite residual existente na Figura 28 - Variação da taxa de desgaste abrasivo em função da dureza HV, para as ligas em estudo. Efeito da substituição de níquel por manganês na resistência ao desgaste de um ferro fundido branco Mestrado Integrado em Engenharia Metalúrgica e de Materiais 41 microestrutura das ligas A1, A2 e A3. A sua presença, por um lado, baixa a macrodureza do material, sendo este abaixamento proporcional à porção de austenite residual dos materiais; por outro lado, quanto maior for esta mesma porção, maior é a resistência à abrasão do material, o que é originado pela transformação da austenite residual em martensite, por deformação plástica, durante a realização do ensaio. No entanto, a liga de maior dureza (D3) é também a liga mais resistente à abrasão, o que advém da existência de austenite residual e de martensite na sua microestrutura, condição apenas verificada neste material. 4.4.2 – Desgaste erosivo Após a compilação dos resultados obtidos no ensaio de desgaste erosivo, estes foram inseridos no gráfico presente na figura 29. As condições do ensaio (dureza do erodente elevada, elevada velocidade e ângulo de projeção) são consideradas severas. A taxa de erosão foi calculada segundo a equação 5. É possível constatar que as ligas em estudo apresentam um comportamento ao desgaste erosivo diferente daquele que apresentam ao desgaste abrasivo. Visto que a fração volúmica de carbonetos é semelhante entre eles, divergindo na ordem dos 2-3 valores percentuais, as diferentes taxas de erosão obtidas derivam da dureza dos constituintes presentes na matriz dos ferros. Segundo a bibliografia consultada, o desgaste erosivo da matriz é tanto maior quanto menor for a sua dureza [22]. Através na análise da figura 29, é possível verificar que a taxa de erosão cresce com o aumento da quantidade de austenite residual presente nos ferros. Este 625 638 685 660 620 630 640 650 660 670 680 690 Taxa de erosão (mg/kg) A1 A2 A3 D3 Figura 29 - Taxa de desgaste erosivo das amostras ensaiadas a ângulo normal de projeção do erodente. Efeito da substituição de níquel por manganês na resistência ao desgaste de um ferro fundido branco Mestrado Integrado em Engenharia Metalúrgica e de Materiais 42 comportamento era espectável, devido à menor dureza desta fase (comparativamente com as restantes fases que coexistem nas microestruturas das ligas). Quanto ao ferro fundido de referência D3, a existência de martensite (fase mais dura que a perlite) na sua microestrutura não se traduz numa resistência ao desgaste erosivo superior, o que é constatável através da comparação entre as taxas de erosão observadas para este material e para as ligas A1 e A2. Esta situação é explicada pela erosão preferencial da austenite, que surge em maior quantidade no D3 do que nos ferros A1 e A2. Novamente no sentido de estudar a influência da dureza das ligas na resistência ao desgaste erosivo das mesmas, foi traçado o gráfico presente na figura 30, em que são relacionados os resultados obtidos em ambos os ensaios. Através da análise do gráfico da figura 30, torna-se evidente que os resultados evoluem de forma negativa entre as amostras A1, A2 e A3, devido ao facto da austenite residual possuir efeito contrário em ambas as propriedades consideradas. Por outras palavras, a presença desta fase provoca a diminuição da macrodureza do material e, no sentido inverso, aumenta a taxa de desgaste erosivo do mesmo. Para a liga D3 não se verifica esta tendência, o que advém desta possuir martensite na sua constituição. Esta fase contribui largamente para o aumento da 0 100 200 300 400 500 600 700 800 590 600 610 620 630 640 650 660 670 680 690 A1 A2 A3 D3 HV 30 Taxa de erosão (mg/kg) Taxa de erosão Dureza HV Figura 30 - Variação da taxa de desgaste erosivo em função da dureza HV, para as ligas em estudo Efeito da substituição de níquel por manganês na resistência ao desgaste de um ferro fundido branco Mestrado Integrado em Engenharia Metalúrgica e de Materiais 43 macrodureza do ferro fundido, contudo, não parece contribuir, tão preponderantemente, para a resistência ao desgaste erosivo. 4.4.3 – Desgaste adesivo Os resultados obtidos a partir do ensaio de desgaste pino-sobre-disco encontram-se na tabela 14. Os mesmos resultados foram lançados num gráfico “massa perdida (g) versus distância de deslizamento (m)”, que se encontra ilustrado na figura 31. Tabela 14 - Resultados obtidos no ensaio pino-sobre-disco, para todas as ligas. Distância de deslizamento (m) Massa perdida (g) D3 A1 A2 A3 6032 0,0053 0,0089 0,0078 0,0060 7351 0,0062 0,0091 0,0093 0,0077 8294 0,0075 0,0110 0,0100 0,0080 Para todas as ligas, verifica-se que a quantidade de massa perdida aumenta com o aumento da distância de deslizamento. Constata-se, também, que existem similaridades entre os resultados obtidos neste ensaio e os obtidos no ensaio de abrasão. Isto é, em ambos os ensaios, o material que sofre um maior desgaste é o A1, seguido do A2, A3 e D3, respetivamente. No entanto, esta condição não se verifica para a liga A1, na distância de deslizamento de 7351 m. Neste ponto, esta liga Figura 31 - Massa perdida em função da distância de deslizamento, para as ligas em estudo 0,005 0,006 0,007 0,008 0,009 0,01 0,011 0,012 0,013 5800 6300 6800 7300 7800 8300 Massa perdida (g) Distância de deslizamento (m) A1 A2 A3 D3 Efeito da substituição de níquel por manganês na resistência ao desgaste de um ferro fundido branco Mestrado Integrado em Engenharia Metalúrgica e de Materiais 44 apresenta menor massa perdida que a liga A2, o que contraria a restante tendência apresentada na figura 31. Sendo assim, o mais provável é que este comportamento seja uma anomalia, proveniente de erros de medição. Segundo S. S. G. Banadkouki et al [25], para a mesma fração volúmica e dureza de carbonetos, uma matriz constituída por martensite e austenite residual apresentase mais resistente ao desgaste adesivo que uma matriz maioritariamente perlítica. Perante os resultados apresentados, esta condição verifica-se, dado que o ferro fundido D3 foi aquele que menos massa perdeu durante o ensaio. No entanto, os mesmos autores defendem que a resistência dos ferros fundidos brancos, face a este mecanismo de desgaste, aumenta com o aumento da dureza do material, condição que, neste trabalho, só se verifica para o ferro D3. Esta disparidade entre os resultados obtidos neste ensaio e os consultados na bibliografia advêm do facto dos referidos autores não considerarem o efeito que a transformação da austenite residual em martensite possui sobre a resistência ao desgaste do ferro fundido branco. Efeito da substituição de níquel por manganês na resistência ao desgaste de um ferro fundido branco Mestrado Integrado em Engenharia Metalúrgica e de Materiais 51 8 – Anexo – Cálculo empírico da FVC Fração de carbonetos (%) = 12,33(%C) + 0,55(%Cr) – 15,2 (1) D3 : FVC (%) = 12,33 x 3,79 + 0,55 x 4,58 – 15,2 = 33,9 A1 : FVC (%) = 12,33 x 3,59 + 0,55 x 4,31 – 15,2 = 31,4 A2 : FVC (%) = 12,33 x 3,75 + 0,55 x 4,26 – 15,2 = 33,3 A3 : FVC (%) = 12,33 x 3,76 + 0,55 x 4,43 – 15,2 = 33,6