Abstrato

Neste estudo o processo TIG foi utilizado para realizar o tratamento superficial da liga Níquel-Alumínio Bronze (C63280), principal material utilizado na indústria para fabricação de hélices navais. O processo foi aplicado em corpos de prova obtidos de uma pá de hélice em diferentes frequências de pulsação de corrente (2, 5, 6, 12 Hz e 30 kHz) e sem pulsação. Os tratamentos foram submetidos a análises microestruturais e de microdureza, e os resultados foram comparados ao material sem nenhum tratamento. Quanto ao aspecto microestrutural, todos os tratamentos resultaram em refino de grão, pois este aspecto é mais acentuado para a frequência de 6Hz. A análise também revelou menor volume da fase α em todos os tratamentos, o que foi evidenciado na investigação da microdureza, com dispersão da fase β em todas as amostras e da fase k em algumas amostras. Os resultados mostram maior uniformidade na microdureza na zona tratada devido ao refino dos grãos. Porém, ao comparar a microdureza média com a microdureza do material de referência, foi alcançado um aumento significativo da microdureza apenas na frequência de 6Hz.

Palavras-chave:
Liga de bronze níquel-alumínio; Hélices navais; Tratamento da superfície; TIG; Pulsação atual

1. Introdução

A hélice é o principal mecanismo propulsor de muitas embarcações navais. Sua função é primordial para seu desempenho. Portanto, é necessário um compromisso harmonioso entre seus requisitos, como alta eficiência, baixa probabilidade de cavitação, ruído, erosão, vibração e baixos custos de manutenção. A combinação destas qualidades, associada aos grandes diâmetros que uma hélice pode atingir e à natureza com que é fabricada fazem dela um componente de elevado valor acrescentado. Como resultado, vistorias são realizadas constantemente para prolongar a vida útil desses componentes (hélices de embarcações) tão importantes para as embarcações navais.

O fenômeno da cavitação é sem dúvida o mais comum e, sobretudo, o mais prejudicial às hélices das embarcações, que ocorre em escoamentos em altas velocidades em um fluido, quando a pressão estática cai para um valor inferior à pressão de vapor do mesmo. Nesta condição, surgem bolhas de vapor que são carregadas para uma região onde se a pressão aumentar novamente, ocorre a implosão. Devido ao modo agressivo em que estas bolhas de vapor implodem, a superfície do material é então atacada, degradando assim as pás que constituem a hélice. Como forma de resistir a esse ataque, o material deve possuir características que proporcionem maior resistência mecânica. Assim, alterar a microestrutura do material é uma estratégia normalmente abordada como forma de conferir ao propulsor propriedades mais adequadas na tentativa de prolongar o exercício de sua função. Neste contexto, os tratamentos superficiais frequentemente encontrados na literatura especializada apontam o laser como sua principal fonte de energia. Como resultado, diversas técnicas de soldagem a laser foram desenvolvidas com o objetivo de melhorar os materiais, principalmente contra a erosão por cavitação.

O Bureau Americano de Navegação identifica a Liga de Alumínio Níquel-Bronze (NAB) C63280 como sendo um material comumente empregado na fabricação de hélices navais. Isto se deve principalmente à alta resistência à corrosão e ao desgaste apresentada por este material. De acordo com Hyatt et al. Uma maior resistência à erosão por cavitação é obtida pela deposição no NAB usando a técnica de revestimento a laser (LC) usando o próprio NAB como material de adição. Aplicando esta técnica, Hyatt et al. Obtiveram a alteração da microestrutura da superfície de grãos colunares grandes para grãos menores, variando a contribuição de calor no material. Porém, foi observada a formação da fase α de Widmanstätten, caracterizada por Bell devido à sua baixa resistência à corrosão na presença de água do mar, tornando a técnica inviável para aplicações em hélices ou outras peças que operem debaixo d’água. No caso da fase Widmanstätten, Cottam et al. Observaram sua presença aplicando a técnica de soldagem por fusão de superfície a laser (LSM) em NAB. Além disso, também identificaram a presença de um precipitado lamelar (kIII), que é mais suscetível à erosão por cavitação e contribui para o baixo desempenho de cavitação do material. Os mesmos autores também analisaram o processamento da liga NAB com a técnica Laser Processed (LP), mas neste caso não identificaram a presença da fase kIII. Porém, a taxa de erosão por cavitação em materiais tratados por ambas as técnicas é muito semelhante, uma vez que a análise de microdureza revelou que as amostras processadas por Laser Processed apresentaram menor dureza. Nesse contexto, Tang et al. Utilizando liga de superfície a laser (LSA) e LSM no tratamento superficial da liga de bronze Manganês-Níquel-Alumínio (MAB), material semelhante e de mesma aplicação do NAB, obteve aumento na resistência à erosão por cavitação em ambos os casos. Porém, esses tratamentos conferiram maior fragilidade ao material, pois os ensaios de erosão por cavitação revelaram que prevaleceu o modo de fratura frágil, com o material sendo quebrado nas junções triplas fracas e nos contornos de grão.

2. Materiais e métodos

Os corpos de prova foram obtidos de uma pá de hélice. Devido à complexa geometria e variações de espessura, as dimensões dos corpos de prova foram otimizadas de forma a maximizar o número de corpos de prova. Assim, foram obtidos seis corpos de prova, inicialmente obtidos por processo de corte refrigerado a água, a fim de manter sua integridade microestrutural e, posteriormente, finalizados com processo de usinagem, a fim de lhes conferir as dimensões de 90 x 80 x 6 mm. A composição da liga NAB empregada no presente trabalho foi determinada por Espectrofotometria de Absorção Atômica e Gravimetria para determinação do teor de Cobre (Cu).

O processo TIG Pulsado foi utilizado com os parâmetros mostrados em Tabela 1 . Como referência também foi realizado um teste não pulsado, utilizando corrente constante (CC-) com valor igual ao valor médio utilizado nos testes com corrente pulsada.

Em todos os testes foi utilizado argônio puro como gás de proteção, com vazão de 10 l/min. A distância entre eletrodo e peça (DEP) utilizada foi de 3mm, sendo que o eletrodo EWTh-2 possui diâmetro de 2,4mm. Os testes envolveram moldar uma área superficial de 30 mm ² . Para tanto, foi utilizado um sistema de deslocamento com dois graus de liberdade, no qual foi programado para desenvolver uma trajetória retangular. Assim, ao final de cada trecho percorrido no sentido X, o sistema deslocou a tocha de soldagem 0,5 mm do sentido Y antes de realizar o movimento de retorno no sentido X. Com isso foi possível estabelecer uma sobreposição aproximada de 0,25 mm entre os cordões de solda. Após a realização dos testes, os corpos de prova foram resfriados até a temperatura ambiente.

As amostras foram obtidas por meio da subdivisão da área tratada em 30mm ² dos corpos de prova. Estas amostras, juntamente com uma amostra não tratada do material (MB – retirada diretamente da pá da hélice) foram então embebidas a frio. Posteriormente, foram submetidos a um processo de lixamento iniciando com a granulometria 80 e depois com as classes 120, 320, 600 e 1200, seguido de polimento com pasta de diamante com granulometria de 3μ e 1μ, respectivamente. Por fim, as amostras foram atacadas quimicamente conforme Cottam et al. Em solução contendo 5g FeCl3 + 15ml HCl + 60ml etanol por 3s.

A profundidade da região tratada (região superficial dos corpos de prova que foram fundidos pelo processo de soldagem) foi analisada em estereoscópio, e os valores apresentados no presente estudo consistem na média aritmética obtida de três medições. Para as análises micrográficas foi utilizado microscópio óptico modelo IM100i. Para fins de identificação das fases observadas, as imagens foram comparadas com as obtidas pelos autores Marsico, Rodrigues et al e Cottam et al. A análise das frações volumétricas das presentes fases foi feita com auxílio do software Digimet Plus 5G fornecido pela MIPS Systems a partir das imagens com ampliação de 200X. Além disso, foram realizadas análises dessas imagens para determinar o tamanho médio dos grãos utilizando o método de interceptação conforme ASTM E 112.

Por fim, foram realizados testes de microdureza Vickers conforme norma ASTM E384-11. O perfil de microdureza, composto por 20 indentações em cada amostra, foi coletado ao longo da espessura da amostra, iniciando em 0,5 mm da superfície das amostras. A carga aplicada no teste foi de 200g (0,2 kgf) com duração de 15s.

3. Resultados e Discussões

A análise da composição química, mostrada em A Tabela 2 revelou que o material estudado é uma liga NAB classificada pelo Sistema Unificado de Numeração de Metais e Ligas (UNS) como liga C63280.

Como pode ser observado, esta liga possui 8,30% de Al. Devido a esta percentagem de Al, a fase ɤ não está presente neste material. Esta fase possui baixo potencial eletroquímico e é, portanto, uma fase preferencial para corrosão na presença de água salgada. Assim, sua ausência é benéfica ao material, pois não reduz sua resistência mecânica e corrosão.

Os valores da corrente de soldagem e da tensão do arco medidos e da energia de soldagem calculada são mostrados em Tabela 3 . O A Equação 1 foi utilizada para calcular a energia de soldagem em função da soma do produto da corrente instantânea de soldagem (Ii) e da tensão instantânea do arco (Ui) medidas em “n” pontos e em função da velocidade de soldagem (Ws). . É possível observar que a energia de soldagem para todos os ensaios foi aproximadamente igual. Isto permite, portanto, desconsiderar possíveis efeitos relacionados à influência da energia de soldagem nos resultados obtidos.

A Figura 1 apresenta os valores médios da profundidade de penetração da região tratada para cada uma das amostras produzidas. O valor médio dessa profundidade para todos os testes foi de aproximadamente 2,5mm, o que é compatível com os obtidos por Cottam et al. Aplicando a técnica LP. Contudo, é possível notar variações significativas (da ordem de 40%) neste valor, quando consideradas as profundidades obtidas nos ensaios com 6 e 12 Hz. Este resultado pode estar relacionado ao perfil do arco ou eficiência de fusão do processo obtido nestas frequências, e sua possível influência na largura do cordão de solda. De acordo com Ugla, a frequência de pulsação é um importante parâmetro de influência nas relações de aspecto da largura do cordão e da profundidade de penetração. Seus resultados mostram uma redução significativa na largura do cordão de solda obtido com frequência de pulsação de corrente de 6 Hz quando comparado ao obtido em corrente constante, no qual pode ser atribuído a um arco mais constrito devido à pulsação de corrente. Assim, como o deslocamento da tocha de soldagem foi o mesmo em todos os ensaios, isso afetaria os índices de sobreposição entre os cordões de solda. Como resultado, diferentes entradas de energia são entregues localmente à peça, afetando assim a profundidade da região tratada.

A Figura 2 mostra o aspecto microestrutural da amostra não tratada do material (MB) e a interface entre as regiões tratada (ZT) e não tratada (ZNT). Nestas imagens é evidente um refinamento significativo do grão no ZT, em relação ao material recebido (amostra MB mostrada na Figura 3 – CC), em decorrência da aplicação do tratamento superficial. O refino dos grãos obtido possivelmente é consequência do processo de aquecimento do material, elevando sua temperatura um pouco acima da temperatura de fusão, em aproximadamente 1070 °C, promovendo, assim, a quebra dos grãos e as transformações de fase, conciliadas a um resfriamento à temperatura ambiente que impediu o crescimento dos grãos. Ainda nessas imagens é possível identificar variações na profundidade de penetração da região tratada, acompanhadas de um padrão de linhas bem característico na região ZT. Uma análise mais detalhada desta região (Figura3 ) apresenta uma variação considerável nos tamanhos de grãos presentes na região ZT, principalmente nas amostras tratadas com 2,5 e 6,0 Hz, o que é resultado da sobreposição entre os cordões de solda. Assim, acredita-se que quando o arco voltaico se sobrepõe ao cordão anterior, a entrada de calor do arco voltaico promove a fragmentação dos cristais em crescimento no cordão anterior. Isto reforça, portanto, o efeito que o ciclo térmico imposto pelo arco voltaico tem na microestrutura do material.

Em comparação com imagens presentes em trabalhos disponíveis na literatura, em Na Figura 3 (30,0 kHz) é possível identificar a fase α, rica em Cu, e a fase β, composta pelas fases α + k. Como pode ser observado, a fase α é predominante na microestrutura, sendo responsável pela ductilidade característica do material. A fase β, pela sua constituição, é uma fase que apresenta naturalmente uma maior dureza, contribuindo assim para o aumento da resistência à erosão por cavitação. Para identificar uma possível influência do tratamento empregado em relação à quantidade dessas fases, foi realizada análise da fração volumétrica das fases α e β. O resultado é mostrado em Figura 4 . Como pode ser observado, o material base (MB) é aquele com maior volume da fase α. Porém, as amostras processadas, inclusive aquelas sem pulsação de corrente, apresentaram percentuais menores dessa fase. Isto foi mais acentuado para as amostras produzidas com as frequências de pulso de corrente de 2,5 Hz e 6 Hz, que resultaram em percentuais de fase β de cerca de 40%. No entanto, o volume da fase α presente nestas amostras ainda é consideravelmente superior ao volume da fase β. Assim, mesmo com o aumento percentual de cerca de 70% da fase β, a proporção resultante destas fases leva à obtenção de um material com maior ductilidade e, consequentemente, um maior alongamento, reduzindo assim a probabilidade de ocorrência de fraturas frágeis. tipo de falhas.

A análise do tamanho médio de grão, mostrada em Figura 5, mostra que todas as amostras tratadas obtiveram refino de grão significativo. Com base no desvio padrão dos resultados, pode-se afirmar que o refinamento alcançado é muito semelhante em todas as amostras. Este resultado indica que o ciclo térmico ao qual o material foi submetido durante o tratamento é o principal fator atribuível às alterações microestruturais. Isto implica, portanto, que o uso de pulsação de corrente não é necessário. Isto é favorável do ponto de vista econômico e produtivo, pois pode-se utilizar equipamentos mais simples sem depender de conhecimentos altamente especializados para definir adequadamente as variáveis ​​relacionadas à corrente pulsada. Porém, embora não significativo em relação às demais amostras, o resultado obtido com a frequência de 6Hz apresentou o maior valor de refinamento de grão. Este resultado está de acordo com Sundaresan et al. Que constataram em sua investigação que a frequência de 6 Hz é a mais adequada para o refinamento de grão, assim como Reddy et al. Que também obteve valores ótimos de resistência última à tração de ligas de Al em juntas soldadas a 6Hz. De acordo com Sundaresan et al. O efeito da pulsação da corrente na solidificação do cordão em frequências muito baixas é muito pequeno. Por outro lado, em frequências muito altas, a amplitude de vibração e oscilação de temperatura induzida na poça de fusão são reduzidas. Portanto, os efeitos são maximizados na frequência de pulsação intermediária.

Uma análise ainda mais detalhada da região tratada (com aumento de 1000X) revelou a existência de precipitados intermetálicos esféricos (Figura 6 ). Em comparação com imagens presentes nos trabalhos de Rodrigues et al.E Cottam et al. Assume-se que estes precipitados são da fase k (designação dada por estes autores). As fases intermetálicas designadas k (kI, kII, kIII, kIV) podem ser constituídas por Fe3Al, FeAl ou NiAl dependendo da composição da liga. A identificação da fase k presente na microestrutura resultante não está no escopo deste trabalho, sendo tratada apenas como fase k. Conforme explicado por Marsico, essas fases são derivadas das maiores concentrações de Ni e Fe introduzidas no material para aumentar sua resistência mecânica. Neste contexto, o Ni aumenta a resistência à corrosão, enquanto o Fe atua como refinador de grãos aumentando a resistência à tração. Assim, a presença de ambos contribui para aumentar a estabilidade da fase α e reduz a formação da fase β.

É possível observar que nas amostras obtidas com frequências de pulsação de 2,5 Hz, 6 Hz e em corrente constante, obteve-se uma distribuição homogênea desses precipitados (de menor tamanho) no material. Já na frequência de 12Hz e 30kHz, esta fase está presente em ilhas de grande volume. A corrente pulsada aplicada no processo TIG promove variações cíclicas de energia térmica na poça de fusão. Nesse contexto, Garland exemplifica que a diminuição da corrente de pulso permite que a fase sólido-líquido avance em direção ao arco e se torne cada vez mais vulnerável a qualquer perturbação na forma do arco, posteriormente com o aumento da corrente de pulso o crescimento dos grãos do material é interrompido, reduzindo assim, consequentemente, a taxa de resfriamento e promovendo o refino dos grãos. Os ciclos térmicos utilizados nas frequências mais altas (12Hz e 30kHz) ocorrem em intervalos curtos, interrompendo o processo de solidificação do material, evitando assim maior refinamento da fase k e demais fases para estas frequências. Pelas suas características, Marsico mostra que quanto mais refinadas e dispersas forem essas precipitações na fase α, como nas amostras produzidas com 2,5 Hz, 6,0 Hz e CC, maior será a resistência à corrosão e a dureza do material. Por outro lado, quando a fase k está concentrada em regiões específicas, a dureza do material é basicamente definida pela fase β, que está mais dispersa em sua microestrutura em relação à fase k. Segundo Rodrigues et al. Esta é uma desvantagem desta condição, pois confere menor resistência à corrosão.

A fase Widmanstätten não foi observada em nenhuma das amostras tratadas. Supõe-se que a ausência desta fase, característica da liga NAB quando resfriada rapidamente, é devido ao resfriamento lento ocorrido à temperatura ambiente. Outro benefício proporcionado pelo resfriamento lento foi a não formação da fase β’. Esta é chamada de fase martensítica devido ao seu formato acicular, que confere ao material um alto valor de dureza. Assim, a utilização de um tratamento térmico subsequente para transformar a fase β’ em β é desnecessária. Além disso, de acordo com Zhang et al. A fase β’ é anódica em relação à matriz α, o que reduz a resistência à corrosão do NAB. Neste contexto, a presença da fase β como resultado do tratamento realizado resulta em menores variações na dureza do material, como pode ser observado em Figura 7.

EmNa Figura 7 são apresentados os perfis de microdureza obtidos na interface entre as regiões ZT e ZNT para todas as amostras. Observa-se que os valores de microdureza obtidos na região ZT apresentam amplitude de variação significativamente menor que os obtidos na região ZNT. Este resultado pode ser atribuído à fragmentação e dispersão das fases β e k dentro da fase α. Por outro lado, a dispersão dos resultados obtidos no ZNT pode ser justificada pelo maior tamanho de grão presente nesta região. Assim, os picos de dureza obtidos representam os endentamentos realizados nas fases β, enquanto os pontos de menor dureza representam os endentamentos realizados na fase α, conforme mostrado na Figura 8.

Nas imagens deA Figura 8 mostra o local onde foram realizadas três indentações em cada uma das regiões ZNT e ZT. Como pode ser observado, essas indentações estão localizadas em diferentes fases presentes no ZNT. A fase α (recuo 1) possui o menor valor de microdureza, aproximadamente 139HV. A indentação 2 foi realizada na fase k, resultando em um valor de microdureza de cerca de 200HV. O maior valor de microdureza foi obtido para o recuo 3, realizado em maior volume da fase β, no valor de aproximadamente 220HV. Os recuos realizados na região ZT (A Figura 8b ) apresentou valores semelhantes. Este resultado já era esperado, tendo em vista que nesta região a microestrutura é mais refinada devido ao tratamento realizado com o arco TIG. Porém, analisandoNa Figura 8b é possível observar que o recuo 6 foi realizado em uma região de grãos de menor tamanho (possivelmente devido à sobreposição entre os cordões de solda), resultando em um valor de dureza de 195HV. As reentrâncias 4 e 5 estão localizadas em uma região de granulação mais grosseira, resultando em valores de dureza mais baixos, 160 e 170HV, respectivamente.

A Figura 9 apresenta o valor médio da microdureza obtida na região ZT nas diferentes amostras. Como esperado, o maior valor de microdureza obtido para a amostra foi processado na frequência de 6Hz (198HV), devido ao maior refino de grão obtido (Figura 5 ). Isto significa um aumento de dureza de cerca de 10% quando considerada a amostra de material não tratado (MB), cujo valor médio foi de 176HV.

A maior dureza observada na ZT é derivada da obtenção das fases β e k mais dispersas na fase α, aspecto que tende ao aumento da resistência à erosão por cavitação. Além disso, a fase α, responsável pela característica de ductilidade do material, está presente em volume considerável na ZT. Isso, aliado ao significativo refino de grãos na região tratada, torna o tratamento superficial com o processo TIG uma técnica promissora para obtenção de propriedades mecânicas superiores na Liga Níquel-Alumínio Bronze com menor custo envolvido.

4. Conclusões

As características microestruturais e de microdureza da liga NAB submetida ao processo TIG foram analisadas e comparadas com o NAB não tratado. Com base nisso, chegaram-se às seguintes conclusões:

• Quanto aos efeitos obtidos com a aplicação da técnica em relação à microestrutura resultante, conclui-se que todos os tratamentos superficiais alcançaram um nível visível de refinamento de grão. Para a amostra tratada com frequência de 6Hz foi obtido o maior nível de refinamento de grão;
• As fases de Widmanstätten e β’ não foram observadas, evitando assim os problemas delas decorrentes;
• Foi observada dispersão da fase β em todas as amostras e da fase k nas amostras produzidas com CC, 2,5Hz e 6,0Hz, proporcionando maiores valores de microdureza para estas amostras;
• Quando se trata de microdureza, a aplicação da técnica resultou em maiores valores de microdureza em relação à amostra CC para todos os tratamentos realizados, mas para atingir um maior nível de refino de grão, a frequência de 6Hz proporcionou um aumento de dureza de cerca de 11%.

Reconhecimentos

Os autores agradecem ao Laboratório de Tecnologia de Soldagem (UFSC-Joinville) e à empresa IMC Welding pelo auxílio nesta pesquisa.

• Como citar: Tascheck BL, Cunha TV. Prospecção de tratamento superficial de liga de bronze níquel-alumínio pelo processo TIG. Soldagem & Inspeção. 2023;28:e2801.https://doi.org/10.1590/0104-9224/SI28.01

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