Os preços das ligas, especialmente do níquel (Ni), caíram drasticamente desde 2007, quando atingiram o seu patamar mais elevado. Os preços mais baixos, por outro lado, foram alcançados na virada de 2008 para 2009 (figura 2). Esta queda de preços é resultado do declínio da produção de aços inoxidáveis durante e após a crise financeira mundial.

A partir de 2009, os preços começaram a aumentar novamente, mas não está claro o quão forte este aumento é. A demanda mundial de aço inoxidável e a situação do mercado na China são imprescindíveis para o desenvolvimento dos preços das ligas metálicas.

A influência do molibdênio como elemento de liga no ferro fundido nodular foi pesquisada sistematicamente por J. H. Avila e outros[2]. Para esclarecer esta questão, eles estudaram uma liga de ferromanganês (Fe-Mn) com 0,052% a 0,069% de manganês (% em peso). O teor de carbono (C) desta liga era de 3,05% a 3,40% (% em peso), cimento do cristal misto de ferrita (solução sólida de silício em ferro alfa). Com um teor de molibdênio de 0,38% (% em peso), o coeficiente de expansão térmica do ferro fundido é diminuído em cerca de 15%.


Fig. 1 - O coletor de exaustão do BMW foi a primeira peça fundida em série no novo material, dominando a técnica de fundição com teor de Al-Si

Uma pesquisa sistemática da influência do nitrogênio (N), do titânio (Ti) e do alumínio (Al) e suas interações com a estrutura do ferro fundido cinzento foi conduzida por M. C. McGrath e outros[3] . Eles determinaram que os elementos residuais influenciam o comprimento das lamelas de grafita. O nitrogênio encurta as lamelas de grafita, em razão do impedimento do seu crescimento, o que conduz a um aumento da resistência. O alumínio e o titânio, por sua vez, conduzem à formação de lamelas de grafita compridas, o que tem base principalmente na ligação do nitrogênio com estes elementos.

A questão da determinação correta do ponto eutético foi tratada por R. Silva na referência bibliográfica 4. O conhecimento do ponto eutético é necessário para um bom controle do processo e para a observação da evolução da solidificação, com o objetivo de se evitar defeitos.

O ponto eutético no sistema ferro carbono é alterado por outros elementos de liga, especialmente o silício, o que já é considerado nos cálculos do grau de saturação e do carbono equivalente (CE). Além disso, o ponto eutético calculado pode desviar do valor correto, devido à taxa de formação de núcleos (nucleação) e à presença de outros elementos de liga.

O ponto eutético é definido como o ponto de encontro entre a linha de liquidus e a temperatura eutética inferior. Por este motivo, o autor sugere que ele não seja esquecido no cálculo, visando a uma análise térmica correta.

 Fig. 2 – Desenvolvimento do preço das ligas de níquel (a), ferrocromo (b) e ferromolibdênio (c)[1]

A determinação do carbono equivalente e do grau de saturação seria melhor por meio da determinação da temperatura liquidus, em sequência à análise térmica, do que por meio de cálculos.

O. Maluf e outros[5] estudaram a condutividade térmica das ligas de ferro fundido cinzento para discos de freio. Para a estabilidade destes componentes, é importante manter a condutividade térmica em relação à alteração da temperatura. Eles pesquisaram diferentes ligas, as quais são apresentadas na tabela 1. Os resultados estão na figura 4.

A condutividade térmica das ligas apresenta diferenças significativas na temperatura ambiente, mas com o seu aumento estas diferenças tornam-se insignificantes. A condutividade térmica máxima ocorre com a liga E, de ferro fundido ligado ao cobre, enquanto o efeito do molibdênio nos ferros fundidos B e C é desfavorável, pois a condutividade térmica diminui.

Um teor mais alto de carbono no ferro fundido C não foi suficiente para compensar a influência desfavorável do molibdênio. A questão é como a estrutura ocorre, especialmente a formação da grafita, e quanto carbono está na forma de carboneto. A boa condutividade térmica do ferro ligado ao cobre foi atribuída pelos autores ao teor de cobre.

Com o tratamento térmico das peças de ferro fundido nodular com espessura de parede mais grossa, vem a necessidade de se determinar os parâmetros corretos para o tempo de aquecimento e de permanência, em dependência dos parâmetros do forno, assim como a composição da liga para a perlitização ou endurecimento. Isso requer experiência e pesquisa, para que seja tomada a decisão correta, evitando-se assim um consumo de energia desnecessário.

Fig. 3 – Influência do molibdênio em um ferro fundido nodular muito pobre em manganês[2]. a) Percentagens de ferrita e perlita; b) influência sobre a resistência à tração e o limite de escoamento; c) influência sobre o alongamento à ruptura; d) dureza da perlita e da ferrita na matriz da estrutura.

E. Lee[6] tratou esta questão com a fabricação de uma engrenagem (coroa) com mais de 12 m de diâmetro e módulo maior que 11,5 cm, o qual deveria alcançar uma dureza entre 300 e 320 HB. Para determinar os parâmetros necessários, ele elaborou um programa de pesquisa com amostras fundidas, as quais tinham módulos de até 20 cm e foram equipadas com termopares, sendo aquecidas em forno e resfriadas. O ajuste da dureza pela normalização também requer o teor correto dos elementos de liga, que aumentam a endurecibilidade. A composição destas amostras era a seguinte: 3,65% a 3,75% de carbono, 2,45% a 2,55% de silício, 0,30% a 0,60% de manganês, 1,20% a 1,40% de cobre, 0 a 2,50% de níquel e 0 a 0,30% de molibdênio (todas % em peso).

Para medir a duração do aquecimento em um forno com circulação de ar, amostras foram fundidas em duas metades, que foram unidas após a usinagem. No eixo médio das amostras, foram montados blocos redondos com 30 mm de diâmetro e 50 mm de comprimento. Os termopares (TC1 e TC2) foram colocados no meio das extremidades, assim como a 20 mm abaixo da superfície (TC3).

A tabela 2 traz os tempos medidos para que as temperaturas de austenitização de 898°C fossem alcançadas.Para a determinação da dureza, as amostras foram mantidas uma hora a 898°C, após o termopar TC2 ter alcançado esta temperatura.

Com base na medição da dureza após a normalização, foi alcançado o coeficiente de endurecibilidade representado na figura 5. Para um módulo de 10 cm, o coeficiente é 1. A partir disto, é possível determinar uma percentagem de liga para cada módulo, obtendo-se a dureza objetivada de 300 a 320 HB.

A tabela 3, que foi elaborada a partir deste estudo, faz uma associação entre a composição da liga e o módulo.


Fig. 4 – Relação entre a condutividade térmica e a temperatura do ferro fundido cinzento, de acordo com a tabela 1[6]

Um grande número de publicações foi devotado aos temas fadiga termomecânica e otimização da estabilidade térmica do ferro fundido nodular com molibdênio (GJS-SiMo) e silício acima de 4% (% em peso).

Este ferro fundido nodular, o GJS-SiMo, é conhecido há mais de quarenta anos, tendo-se tornado usual na produção de coletores de exaustão e carcaças de turboalimentadores de automóveis. Ele preenche as mesmas exigências do ferro fundido vermicular nas temperaturas um pouco abaixo de 800°C.


Fig. 5 – Coeficiente de endurecibilidade em função do módulo[6] (coeficiente de endurecibilidade = 0,4596 x módulo 0,3376).

No ferro fundido ligado com aproximadamente 4% de silício (% em peso), o limite de 800°C corresponde ao limite inferior da região de transformação da ferrita para austenita. A transformação de fase conduz a alterações de volume, que influenciam desfavoravelmente a resistência à oxidação e o comportamento da fadiga termomecânica. Além disso, a prática tem mostrado que este material ainda resiste com uma certa porção de transformação e, com isso, também pode ser utilizado um pouco acima de 800°C.


Fig. 6 – Resultados dos ensaios de fadiga dos ferros fundidos A1 e A2[8] : a) A : 600°C, b) A :800°C, c) A : 600°C, d) A : 800°C 1 1 2 2

Fig. 7 – Influência dos elementos de liga sobre a estabilidade termomecânica do ferro fundido nodular GJS-SiMo[9]. A) Influência do teor de silício sobre a contagem de nódulos e a nodularidade do ferro fundido nodular GJS-SiMo, com 3% (em peso) de carbono, em uma peça fundida em molde de areia aglomerada quimicamente; b) influência do teor de silício do ferro fundido nodular GJS-SiMo sobre a estabilidade termomecânica, a contagem de nódulos e a percentagem de ferrita, em uma peça com 2 mm de espessura de parede, fundida em molde de areia verde; c) influência do teor de carbono do ferro fundido nodular GJS-SiMo sobre a estabilidade termomecânica, a percentagem de ferrita e a quantidade de nódulos com um carbono equivalente de 4,55%, em uma peça com espessura de parede de 2 mm, moldada em areia aglomerada quimicamente; d) influência do molibdênio sobre a estabilidade termomecânica do ferro fundido GJS-SiMo.

Um teor de silício maior do que 4% (% em peso), por sua vez, desloca a região de transformação para cima.

Em temperaturas ainda mais altas, é utilizado um ferro fundido nodular austenítico mais estável, como o GJSA-XniSiCr35-5-2 (Ni-resist D5S). O rápido aumento do preço do níquel é uma desvantagem, mas deve-se considerar que ao ser aplicado em temperaturas mais altas, o GJS-SiMo de custo mais favorável resulta em falhas, devido à ocorrência de trincas. Esta situação foi um estímulo para o estudo do comportamento termomecânico e da otimização deste material.

Para criar os fundamentos da simulação do comportamento do componente, G. Winter e outros[7] compararam os resultados dos ensaios de fadiga termomecânica à tração/compressão com o comportamento à trinca de um coletor de exaustão que rompeu após 150.000 km de uso em um turbodiesel.

Fig. 8 – Velocidade de oxidação do ferro fundido nodular GJS-SiMo com 3,8% de carbono, em função do tempo de permanência a 800°C[10]: a) influência do teor de molibdênio; b) influência do tempo nas duas ligas.

Como primeiro resultado, foi encontrada uma concordância na formação e no progresso da trinca da amostra de fadiga (laboratório) e do componente real. 

As propriedades de resistência a quente, o comportamento à alternância da temperatura e a resistência à oxidação das duas variantes de GJS-SiMo foram pesquisadas por Y. Kim, J. Kim e outros[8]. As duas ligas pesquisadas contêm os seguintes elementos (% em peso):

 


Fig. 9 – Influência dos teores de silício (a) e molibdênio (b) sobre a fluidez do ferro fundido nodular GJS-SiMo [11]

Os valores da resistência à fadiga foram determinados em barras de teste nas temperaturas de 600°C e 800°C.

A figura 6 apresenta os resultados dos ensaios de fadiga executados nas duas ligas, com base na amplitude da tensão e na alternância da carga até a ruptura. Os valores das propriedades de resistência à tração e do módulo de elasticidade estão na tabela 4. 

A 600°C, o ferro fundido com teores altos de silício e molibdênio teve uma alta resistência e estabilidade elevada às cargas alternantes. A sua resistência à oxidação também foi alta.

A 800°C, ocorreu uma considerável queda da resistência, de modo que a influência dos teores de liga tornou-se menor. A resistência à oxidação do ferro fundido com silício foi mais alta, conforme esperado.

Por razões econômicas, o ferro fundido nodular GJS-SiMo foi pesquisado para a produção de componentes com espessura de parede fina, em sistemas de gerenciamento da temperatura e limpeza dos gases de descarga.

Sob este ponto de vista, H. Y. Chang e outros[9] pesquisaram a influência do teor de silício e de molibdênio na produção de peças com espessura de parede de 2 a 3 mm, assim como a influência da composição química sobre a estabilidade termomecânica. O teor de carbono foi estabelecido em 3% (% em peso); um pouco menos do que o usual.

Com um teor de silício crescente, a contagem de nódulos e a nodularidade alcançaram um valor máximo com um teor de silício de 4% (figura 7a). Em níveis superiores a este, a contagem de nódulos e a nodularidade ficaram constantes ou diminuíram levemente. 

Outros parâmetros de influência são o tipo de areia de moldagem, a temperatura de vazamento e a espessura de parede. Como era de se esperar, a percentagem de ferrita aumenta com a elevação do teor de silício.

O máximo de estabilidade termomecânica foi alcançado com teores elevados de silício (figura 7b). O teor de carbono exerce uma influência desfavorável, como é evidenciado na figura 7c. Uma adição de 0,5% (% em peso) de molibdênio, por sua vez, melhora claramente a estabilidade (figura 7d). Deste modo, a variante de liga mais favorável é aquela cuja composição química é de 3% de carbono, 4,7% a 4,8% de silício e 0,5% de molibdênio; sendo todas as % em peso.

O comportamento à oxidação do GJS-SiMo com 3,8% (% em peso) de carbono e a influência dos teores de silício e de molibdênio foram pesquisados por R. S. Yang e W. B. Chen[10] . A variação do teor de silício entre 3,6% e 4,2% (% em peso) revelou uma influência pequena. O efeito de 0,6% a 0,8% (% em peso) de molibdênio é apresentado na figura 8. Após a formação da camada de óxidos, o comportamento à oxidação passa ser igual, independentemente do teor de molibdênio.

Fig. 10 – Distribuição do mercado de ADI em 2008. Os valores para 2007 estão entre parêntesis[12].

Os comportamentos à fluidez e à estabilidade termomecânica do GJS-SiMo foi o tema de um outro trabalho de R. S. Yang e W. B. Chen[11]. O comportamento à fluidez foi determinado com a ajuda de uma espiral de fundição usual.

Com um teor de carbono constante de 3,8% (% em peso), a fluidez piorou com o aumento do teor de silício (figura 9a). O aumento da temperatura de vazamento melhora a fluidez, de modo que 30 K a mais podem compensar o efeito do silício. Além disso, deve-se observar que a fluidez não depende da temperatura de vazamento por si só, mas também do aquecimento acima da temperatura de liquidus, que por sua vez depende do grau de saturação e do teor de silício alterado. O molibdênio não apresentou praticamente nenhuma influência, conforme a figura 9b.

Sobre o comportamento da alternância da temperatura, o silício teve uma influência favorável a 700°C, mas em temperaturas acima de 800°C isso não ocorreu mais.

A tabela 5 traz os valores da resistência à tração a quente e a quantidade de ciclos térmicos até a ruptura. Com um teor de silício mais alto, a resistência teve uma pequena queda. A estabilidade à alteração da temperatura aumentou a 700°C. Esta tabela permite reconhecer ainda que a estabilidade à alternância da temperatura com um aumento da temperatura de 100 K e 200 K diminui drasticamente.



Fig. 11 – Influência da placa de resfriamento brusco sobre o ferro fundido nodular CADI 1 e CADI 2[15]. A) Percentagem de carboneto no estado bruto de fundição, em função da distância da placa de resfriamento; b) percentagem de carboneto após a transformação para ausferrita no resfriamento de 900°C para 320°C, em função da distância da placa de resfriamento; c) e d) Dureza da placa em dependência da distância da placa de resfriamento brusco após a transformação para ausferrita, no resfriamento de 900°C para 320°C.

A demanda por peças de ferro fundido austenítico-ferrítico (ADI) continua crescendo. Na bibliografia 12, A. Rimmer aborda este mercado em 2007 e prevê um crescimento de 35% no ano seguinte. Em uma outra publicação, é descrita a distribuição do mercado de ADI nos diferentes campos de aplicação, com exemplos.

Na figura 10, a distribuição do mercado de ADI é comparada em 2007 e 2008. Chama a atenção o forte crescimento observado no setor de energia, principalmente no emprego de componentes de ADI nos parques eólicos. Também nota-se um aumento das taxas de utilização deste metal na construção de máquinas em geral, inclusive máquinas agrícolas.

O ferro fundido austenítico-ferrítico continua sendo tema de pesquisa. Em algumas peças com espessura de parede grossa, que em banho de sal devem ser transformadas em ausferrita superior, o ajuste da ausferrita homogênea é problemático.

No resfriamento em banho de sal, a velocidade de resfriamento é menor e a peça fundida se aproxima mais da temperatura do sal e da transformação desejada. Por este motivo, antes mesmo de alcançar a temperatura de transformação isotérmica, tem-se a formação de perlita, ferrita e ausferrita.

O. Mouqyet [13] p esquisou este processo com a ajuda de uma cuidadosa análise dilatométrica. Ele determinou a ocorrência de muitas transformações na temperatura de

 

FERRO FUNDIDO

transformação isotérmica de 385°C, no caso dos resfriamentos mais lentos (peças fundidas com espessura de parede grossa).

A transformação mais superior situa-se na faixa de 590°C a 640°C, representando a formação da grafita tipo “olho de boi” (ferrita em volta do nódulo de grafita).

Em uma segunda região, entre 450°C e 480°C, começa a formação de ausferrita sob condições de resfriamento contínuo, para a temperatura de transformação de 385°C.

Conforme os resultados obtidos, somente 11% a 67% da austenita permaneceram de acordo com a velocidade de resfriamento e a temperatura de austenitização de 385°C, tendo sido transformadas isotermicamente em ausferrita. A outra porção era ferrita ou ausferrita originadas em alta temperatura. Ambos os tipos de ausferrita não foram distinguidas metalograficamente.

Um efeito adicional é que a formação da ausferrita isotérmica não tem mais tempo de incubação, sendo iniciada imediatamente após o alcance da temperatura. A ausferrita já formada durante o resfriamento contínuo ficou instável durante o período isotérmico, precipitando o carboneto, o que piora as propriedades de tenacidade da peça fundida. O tratamento térmico deve levar em consideração este processo e ser modificado correspondentemente.

O comportamento de transformação de dois ferros fundidos nodulares, com 0,75% e 1,37% de cobre (% em peso), a 340°C, foram comparados por U. Kitkamthorn e I. Diewwanit [14] . O cobre atrasou o início do primeiro estágio da reação de transformação, de modo que o alongamento à ruptura com tempos curtos de transformação (até aproximadamente 2.400 s) foi menor, como na variante pobre em cobre.

No entanto, nos tempos longos de transformação estes ferros fundidos alcançaram um alto alongamento à ruptura, que foi recuperado devido à alta quantidade de austenita não transformada, a qual foi encontrada na região de contorno do grão.

Uma variante do ferro fundido austenítico-ferrítico, que contém carboneto livre e é designada CADI, pode ser utilizada especialmente na produção de peças fundidas estáveis ao desgaste por abrasão.

Este material distingue-se pela sua combinação favorável de resistência à abrasão e tenacidade, o que se traduz em segurança à ruptura.

O caminho óbvio para se produzir uma estrutura com carbonetos é a utilização de uma liga com cromo ou outros elementos estabilizadores de carbonetos.

S. Laino e outros[15] introduziram ainda o princípio das peças fundidas com uma camada superficial dura, para se obter uma estrutura com alta distribuição de carboneto. Para isso, ligas com diferentes teores de cromo foram fundidas contra uma placa de resfriamento brusco. A tabela 6 apresenta a sua composição química.

As peças fundidas foram austenitizadas a 900°C e a estrutura transformada na temperatura de 320°C. Com este procedimento, a quantidade de carboneto é máxima na camada sobre a placa de resfriamento brusco e diminui com uma distância crescente. A dureza revela um comportamento correspondente.

A figura 11 mostra a evolução da quantidade de carboneto e da dureza. A resistência ao impacto aumentou correspondentemente à quantidade de carboneto, com a distância da placa de resfriamento brusco.

No processo do cilindro de borracha, o ensaio de desgaste pela areia revelou que a resistência ao desgaste dos ferros fundidos CADI é 2,6 a 3,0 vezes maior do que do ADI normal, livre de carboneto.

A resistência ao desgaste da liga CADI 2, mais rica em cromo, foi mais alta na proximidade da placa de resfriamento brusco do que na liga CAD I 1. No entanto, a diferença foi menor com o aumento da distância da placa.

O CADI 1 também se mostrou mais resistente ao desgaste. Este comportamento é explicado pelo efeito de troca do carboneto com os grãos de areia e sua firme ligação na massa da estrutura.


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