INFLUÊNCIA DOS PARÂMETROS DE SOLDAGEM OXIACETILÊNICA UTILIZADOS NO REPARO DE FERROS FUNDIDOS NODULARES FE-50007
TRANSFORMÁVEIS EM FERROS FUNDIDOS AUSTEMPERADOS
E. K. Tomoike ; R. J. Lussoli; D. Bond
Rua Paulo Malschitzki, s/n, Bairro Zona Industrial Norte, Joinville/SC, Brasil daniellebond80@gmail.com
UDESC - Universidade do Estado de Santa Catarina UNISOCIESC/IST – Sociedade Educacional de Santa Catarina
RESUMO
Os ferros fundidos nodulares austemperados (ADI) são muito utilizados principalmente na linha automotiva, porém durante seu processo de fusão pode ocorrer o aparecimento de defeitos, sendo possível a utilização do processo de soldagem para repará-los. Alguns trabalhos têm sido realizados sobre soldagem dos nodulares e ADI separadamente, porém a literatura não aborda o aspecto da influência da região soldada no ferro fundido nodular que sofrerá posteriormente o tratamento térmico de austêmpera. Neste trabalho foram fundidas amostras de ferro fundido nodular, soldadas com o processo oxiacetilênico, utilizando três tipos de materiais de adição e três níveis de tratamento térmico pós soldagem, e posterior tratamento térmico de austêmpera. A adição de níquel no material de adição apresentou diferença significativa na dureza da zona fundida, antes e após a austêmpera. A não utilização do TTPS favoreceu as zonas fundida e termicamente afetada, deixando-as com dureza próxima ao do material de base austemperado. Palavras chaves: soldagem, ferro fundido, nodular, austêmpera, recuperação. INTRODUÇÃO
Durante a fundição de peças de ferro fundido, é comum o aparecimento de defeitos tais como porosidades, trincas e rechupes. Estes defeitos podem estar relacionados a vários parâmetros do processo de fundição, tais como: temperatura de vazamento do metal líquido, inoculação, composição química, posicionamento de massalotes, etc. (1). Para corrigir tais defeitos pode-se realizar um reparo através de um processo de soldagem. O problema é que os ferros fundidos são conhecidos pela baixíssima soldabilidade, devido ao alto teor de carbono presente na estrutura (o que facilita o aparecimento de fases duras e frágeis) (2) e à sua elevada fragilidade (que não permite a absorção de tensões geradas durante a soldagem). Estes fatores tornam os ferros fundidos propensos ao trincamento durante e/ou após a soldagem.
Outra dificuldade é a obtenção de propriedades mecânicas da solda semelhantes ao material de base como relatada por (3), (4) e (5).
A recuperação destas peças defeituosas é realizada normalmente através de um processo de soldagem o qual utiliza material de adição similar à peça, chamado de oxiacetilênico. Este processo de soldagem é manual em que a fusão entre o metal de base e de adição é realizada através de uma chama obtida pela combustão entre oxigênio e o acetileno (6). Alguns trabalhos têm sido realizados com este processo, tais como: (6), (7) e (8). Todos estes trabalhos tem em comum a obtenção uma solda sem descontinuidades com microestruturas, e consequentemente propriedades mecânicas, semelhantes ao material de base.
Em meados de 1960 foi desenvolvido o ferro fundido nodular austemperado (ADI – Austempered Ductile Iron). Este tipo de ferro fundido é produzido a partir de um tratamento térmico de austêmpera. A microestrutura resultante deste tratamento térmico é composta por ferrita acicular, austenita com alto carbono e grafita nodular. Esta microestrutura oferece uma boa relação resistência/peso e boa combinação de resistência mecânica, fadiga, desgaste, ductilidade, tenacidade e baixo custo de fabricação (9). Para a obtenção do ADI, o ferro fundido nodular base deve apresentar alguns requisitos mínimos para a realização do tratamento térmico de austêmpera, caso contrário o ADI resultante não apresentará suas propriedades mecânicas conforme especificação da Norma ASTM A897M (10). Destaca-se aqui que a realização de um reparo soldado pode alterar estes requisitos mínimos prejudicando o posterior tratamento térmico de austêmpera.
Neste contexto este trabalho tem como objetivo estudar a soldabilidade dos ferros fundidos nodulares através do comportamento microestrutural e mecânico utilizando o processo oxiacetilênico, para fornecer subsídios na aplicação da soldagem em reparos destes materiais, os quais serão transformados posteriormente em ferros fundidos austemperados (ADI).
METODOLOGIA
Para a avaliação da influência dos parâmetros de soldagem foram preenchidas cavidades nos corpos de prova com dimensões: 100x35x25mm com rebaixo no centro de 72x9x8mm. Foi utilizado o ferro fundido nodular classe FE-50007, conforme norma (11), com resistência a tração de 500MPa e dureza de 226HB, forma da grafita VI, tamanhos 6, 7 e (8) e matriz perlítica-ferrítica conforme norma (12).
Os corpos de prova foram pré-aquecimentos a 600°C durante 02 horas, após foi realizada a soldagem correlacionando três materiais de adição e três temperaturas de pós-aquecimento. Após a soldagem, realizou-se o tratamento térmico de austêmpera com 01 hora de aquecimento, 02 horas de austenitização a 900°C, resfriamento rápido até a temperatura de 300°C mantendo por 1,5 horas e resfriado ao ar até a temperatura ambiente. Foram considerados três níveis para cada fator de influência e, devido o interesse estar direcionado ao estudo dos efeitos principais, foi realizado um planejamento fatorial completo (32), contendo assim 9 combinações. Para cada experimento foi realizado uma replicação.
A Tab. 01 mostra a composição química do material de base (MB) e dos materiais de adição referenciados neste trabalho por: MA1, MA2 e MA3. O MB e o MA1 são de mesma composição química. Para o material de adição MA2 foi especificado a adição de 5% de silício e magnésio, porém depois da fusão dos corpos de prova apresentaram valores superiores (2,86% de Si e 0,055% de Mg). O material de base MA3 é igual ao material de base com adição de 1,16% de níquel.
Tab. 01: Composição química dos materiais de base e de adição (% em peso).
Material C C eq.* Si Mn S P Mg Ni
MB e MA1 3,58 4,40 1,97 0,11 0,02 0,08 0,02 0,05
MA2 3,58 4,62 2,86 0,11 0,02 0,08 0,055 0,05
MA3 3,58 4,40 1,97 0,11 0,02 0,08 0,02 1,16
*C equiv.= %C + 1/3%Si + 1/3%P (1)
Para o Tratamento Térmico Pós Soldagem (TTPS), a literatura é contraditória quando utilizado em ferros fundidos nodulares. A temperatura do TTPS pode variar de: 600°C (8)(13); 650°C (6); entre 400°C e 500°C (4) e 300°C (2). Analisando este contexto, optou-se por submeter os corpos de prova nos três níveis, referenciados neste trabalho por: sem TTPS (SEM), 300°C (300) e 600°C (600) por 02h.
Após a soldagem, os corpos de prova foram caracterizados conforme norma(13), a qual sugere avaliá-los a partir de: inspeção visual e líquido penetrante, macrografia, metalografia e dureza Brinell (15).
RESULTADOS
Caracterização dos corpos de prova soldados antes da austêmpera
Nos ensaios de inspeção visual, líquido penetrante e macrografias da seção transversal não foram encontradas trincas, falta de fusão na zona de transição;
porém foram constatadas porosidades superficiais agrupadas nos CP1 (MA1, TTPS: Sem), CP2 (MA1, TTPS: 200°C), CP7 (MA3, TTPS: Sem), CP8 (MA3, TTPS: 300°C) e CP9 (MA3, TTPS: 600°C).
As microestruturas das zonas fundida e de transição apresentaram-se similares à do metal de base no que concerne à forma da grafita; e não foi observada a presença de estruturas fragilizantes (carbonetos) na zona de transição.
Segundo a norma (13) os valores de dureza devem ser semelhantes ao material de base (neste caso 226HB) permitindo uma variação máxima de 10% (249 a 203HB). Esta faixa está representada pelos limites máximos e mínimos do material de base na Fig. 01a. Observa-se que todos os valores de dureza da zona fundida dos corpos de prova encontram-se na faixa recomendada, com exceção do CP3 (MA1, TTPS: 600°C); já no que se referem à ZTA os corpos de prova que ficaram fora da faixa (abaixo do limite mínimo) foram os que sofreram pós-aquecimento de 600°C: CP3 (MA1, TTPS: 600°C), CP6 (MA2, TTPS: 600°C) e CP9 (MA3, TTPS: 600°C).
Fig. 01: Variação da dureza na ZF e ZTA nos corpos de prova soldados A) Antes da Austêmpera. B) Após a Austêmpera.
Os valores da dureza podem ser correlacionados com os resultados da metalografia. Verifica-se que os corpos de prova apresentam microestrutura com matriz perlítica-ferrítica de acordo com a Fig. 02. Os corpos de prova com menor
dureza na zona fundida, como por exemplo, CP3 com 167HB, apresentaram maior quantidade de ferrita (39%) quando comparados aos com maior dureza como o CP1 com 246HB e 12% de ferrita, Tab.02.
Fig. 02: a) Matriz perlítica-ferrítica dureza 246HB (CP1). b) Matriz ferrítica-perlítica dureza 167HB (CP3).
Tab. 02: Tabela da caracterização dos corpos de prova soldados. Corpo de Prova Material de Adição TTPS (°C) Região Dureza antes da Austêmpera (HB)
Matriz (%) Dureza após a Austêmpera (HB) Perlita Ferrita CP1 MA1 sem ZF 246 76 12 388 ZTA 226 58 33 359 CP2 MA1 300 ZF 211 61 29 373 ZTA 204 45 46 345 CP3 MA1 600 ZF 167 52 39 363 ZTA 174 47 42 354 CP4 MA2 sem ZF 219 67 19 363 ZTA 217 55 34 354 CP5 MA2 300 ZF 231 75 13 373 ZTA 204 51 39 359 CP6 MA2 600 ZF 207 50 39 388 ZTA 175 39 48 350 CP7 MA3 sem ZF 246 65 23 393 ZTA 217 62 27 354 CP8 MA3 300 ZF 226 68 21 388 ZTA 200 67 23 350 CP9 MA3 600 ZF 217 59 29 383 ZTA 170 19 70 350
Caracterização dos corpos de prova soldados e austemperados
Após o tratamento térmico de austêmpera nos corpos de prova soldados observa-se que na ZF e ZTA de todos resultaram em níveis de dureza menores do que o material austemperado sem solda (404 HB), Fig. 01b. Destaca-se que na ZF todos os valores encontram-se dentro da faixa recomendada (acima do valor mínimo neste caso de 364HB) ao contrário dos valores da ZTA.
DISCUSSÃO
Influência do tratamento térmico pós soldagem (TTPS)
Analisando os resultados de dureza na zona fundida, verificou-se que a média b)
dos corpos de prova sem aquecimento pós soldagem e os aquecidos a 300°C logo após a soldagem (237 e 222HB respectivamente) aproximaram-se do material de base (226HB). Este comportamento muda quando a temperatura utilizada é de 600°C. Os resultados mostram níveis de dureza inferiores (média de 197HB). Esta diferença da dureza está correlacionada com a matriz que ficou predominantemente ferrítica. Com o aumento da temperatura de pós-aquecimento para 600ºC, diminui a velocidade de resfriamento do corpo de prova, facilitando que o carbono presente na matriz perlítica migre para os nódulos de grafita, transformando esta matriz em ferrita (14), Fig.02. Outros trabalhos da literatura destacam que o TTPS feito apenas para alívio de tensões, portanto resfriados depois da soldagem até a temperatura ambiente e aquecidos novamente, utilizando temperaturas de 510°C (8), 400°C e 500°C(4), 300°C(2) não resultam na variação dos níveis de dureza.
Analisando os níveis de dureza da zona fundida após a realização do tratamento térmico de austêmpera, observa-se que a média foi elevada para 381, 378, 378HB (sem, 300 e 600°C respectivamente), portanto sem diferença significativa entre elas (3HB). Destaca-se aqui que os corpos de prova que não foram soldados antes da austêmpera apresentaram dureza 26HB maior.
Já para a ZTA, os valores de dureza encontrados foram menores que os da zona fundida, mas a tendência da média das durezas foi igual 355, 351, 351HB (sem, 300 e 600°C respectivamente). Igualmente a zona fundia, a ZTA também não apresentou variação significativa entre os níveis de TTPS utilizados. A variação entre a média encontrada nesta zona e os corpos de prova que não foram soldados antes da austêmpera foi maior (53HB).
Portanto a soldagem antes da austêmpera diminuiu a dureza final na região soldada e ZTA, independente da realização ou não de tratamento térmico pós soldagem.
Influência dos elementos de liga
O material de adição (MA1) que continha a mesma composição química do material de base apresentou a média da dureza (210HB) na ZF abaixo do material de base (226HB), esta diferença entre as durezas dos materiais pode ser correlacionado com a perda de elementos químicos durante a soldagem conforme relatado por (8). Mesmo comportamento teve quando utilizado o material de adição MA2 (218HB) que continha uma quantidade maior de silício e magnésio em relação ao material de base, que foram adicionados para repor perdas destes elementos durante a soldagem. A perda de Si durante a soldagem favorece a perde de dureza uma vez que maiores quantidades de Si aumentam a solubilidade de C na austenita, favorecendo a transformação em microestruturas mais duras.
O material de adição que mais influenciou no processo foi o MA3 em função da adição do elemento químico níquel. As soldas com este material de adição apresentaram a média de dureza (229HB) acima do material de base (226HB). O Ni faz um efeito de barreira no contorno dos nódulos de grafita(14), impedindo que o C saia da matriz deixando esta perlítica, auxiliando assim a austenitização.
No caso dos corpos de prova soldados e posteriormente austemperados, a dureza encontrada seguiu a mesma tendência. Os materiais de adição MA1 e MA2 abaixo do material austemperado sem solda (404HB), e o MA3 com valores de dureza mais próximos (388HB). Outros autores afirmam que a dureza do material austemperado podem ser elevadas com a adição de Ni combinada com Cu (16)(17). Considerações adicionais
Em nenhum corpo de prova que sofreu o tratamento térmico de austêmpera foi encontrado carbonetos. Este fato indica que os corpos de prova foram tratados termicamente dentro da janela de processo de austêmpera, não ultrapassando o 2° estágio, pois neste estágio a austenita rica em carbono se precipita em ferrita e carbonetos. Os elementos de liga (cobre, níquel e molibidênio) retardam a decomposição da austenita (2° estágio da janela de processo), de modo que a janela de processo fica ampliada (14).
CONCLUSÕES
A adição de Níquel, na composição química do material de adição, apresentou diferença significativa no comportamento mecânico (dureza) da zona
fundida, antes e após o tratamento térmico de austêmpera, estando correlacionado com o efeito perlitizante deste elemento químico, pelo efeito de barreira nos nódulos de grafita, favorecendo o tratamento térmico de austêmpera.
A adição dos elementos químicos Silício e Magnésio no material de adição com a intenção de repor as perdas destes elementos na soldagem não foram siginificativos para os parâmetros estudados.
A não utilização do tratamento térmico pós soldagem (TTPS), deixou a matriz predominantemente perlítica, favorecendo as zonas fundida e termicamente afetada, deixando-as com dureza próxima ao do material de base.
Dos parâmetros de soldagem estudados, o procedimento de soldagem que auxiliaria na transformação de austêmpera nos ferros fundidos nodulares foi com o material de adição com adição de Níquel e sem a utilização do TTPS.
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INFLUENCE OF WELDING PARAMETERS USED IN REPAIR OXYACETYLENE NODULAR CAST IRON FE-50007 CONVERTIBLE INTO AUSTEMPERED
DUCTILE IRONS ABSTRACT
The austempered nodular cast iron (ADI) are widely used mainly in the automotive line, but during the process of merging the appearance of defects may occur, the use of the welding process being possible to repair them. Some studies have been conducted on welding of nodular and ADI separately, but the literature does not address the issue of the influence of the welded region in nodular cast iron which subsequently suffer the austempering heat treatment. In this work, samples of nodular cast iron with the oxyacetylene welding process were melted using three types of materials added and three levels of post weld heat treatment and subsequent austempering heat treatment. The addition of nickel in the filler metal significant difference in the hardness of the molten zone before and after austempering. Failure to use the TTPS favored fused and heat affected zones, leaving them with hardness next to the base of austempered material.
