Limitation and Future Research

in te ns id ad r el at iv a CCASTD DMA15S C19S

Figura 91 - Comparação entre os difratogramas das amostras DMA15S e C19S.

CCSTD DMA15S

Pó Diamalloy 3007

Figura 92 - Comparação entre os difratogramas do revestimento DMA15S e do pó de

C19S

Pó Amperit 586.054

Figura 93 - Comparação entre os difratogramas do revestimento C19S e do pó de partida.

O primeiro mecanismo de amorfização pode ser devido à velocidade de esfriamento das partículas já que o processo de aspersão térmica ocorre em tempos curtos, da ordem de micro-segundos. Quando uma partícula se choca com a superfície do substrato existe uma velocidade de esfriamento crítica, onde uma parte da fase fundida não tem tempo de se ordenar, ocorrendo à formação de fase amorfa.

Se as partículas são pequenas, chegarão mais fundidas e, portanto, ao se chocarem com o substrato, se “adaptarão” melhor à superfície, promovendo maiores velocidades de esfriamento, o que favorece a amorfização. No caso dos revestimentos obtidos com o pó Diamalloy 3007, em que o tamanho das partículas é menor, essas chegam mais fundidas e, portanto, deve haver maior interação mecânica com o substrato e uma maior velocidade de resfriamento, favorecendo assim, a amorfização. Esse pode ser o motivo porque as amostras DMA15S,

DMA15Q, DMA15R apresentam uma maior zona amorfa.

Estudos realizados com aspersão térmica por plasma de arco não-transferido (APS) de ligas de NiCr (131) colocaram em evidência que estes revestimentos tinham uma estrutura com alto grau de cristalinidade. Na técnica de APS, o aumento da temperatura pode exceder 17000 oC e, portanto, altas velocidades de esfriamento

(39)_{. Assim, comparando os resultados obtidos com os do presente trabalho, a}

velocidade de esfriamento não é o fator determinante para a amorfização da matriz de NiCr nos revestimentos de Cr3C2-NiCr.

Os resultados obtidos sugerem o mecanismo da difusão como responsável pela amorfização e indicam que o elemento que amorfiza é o carbono, já que sua difusão na fase metálica ocorre mais rapidamente que a difusão do cromo, conforme confirmam os valores de coeficientes de difusão (DC-Ni = 2,5x10-4 m2·s-1 no intervalo

de temperaturas de 730 a 1020 ºC, DCr-Ni = 6,0x10-5 m2·s-1 de 850 a 1200 ºC). A

diferença nas velocidades de difusão deve ser devida ao menor raio atômico do carbono (0,91 Å) comparado com o do cromo (1,30 Å), o que favorece a difusão intersticial do carbono. Portanto, desde o ponto de vista da aspersão térmica e, mesmo que essa ocorra em períodos de ordem de micro-segundos, é viável um mecanismo por um processo de difusão intersticial.

Assim, a incorporação do carbono na fase metálica NiCr é favorecida pela presença de Cr na solução sólida de níquel, devido ao cromo fazer com que a rede cristalina do Ni fique mais aberta, conseguindo aumentar o tamanho dos vazios tetraédricos, sendo favorecida a acomodação do carbono nesses interstícios. O diagrama ternário da Figura 94 mostra uma zona de alta estabilidade C-Cr-Ni a 1100 oC (temperatura facilmente alcançada no processo de aspersão térmica) marcada em negro, que evidencia a facilidade do carbono se difundir na rede cristalina de Ni-Cr. Uma matriz de níquel puro, ao apresentar uma estrutura mais fechada, não admite tanto carbono em solução e, portanto, o grau de amorfização diminui significativamente.

Com relação aos constituintes dos revestimentos; encontraram-se as fases Cr3C2, Cr7C3, Cr2O3 e Ni, como mostram os difratogramas das Figura 89 e Figura

90. A fase Cr2O3 aparece como conseqüência do processo de aspersão térmica, já

que não foi encontrada nos difratogramas do pó de partida. Nos difratogramas dos revestimentos observa-se uma pequena diminuição na intensidade dos picos de Cr3C2, o que se atribui ao processo de dissolução/descarbonização que ocorre

durante a aspersão térmica, sendo um pouco maior para a amostra DMA151Q devido às temperaturas maiores alcançadas durante o processo de aspersão que facilitam a dissolução de carbono.

Figura 94 - Diagrama ternário C-Cr-Ni a 1000 ºC, onde se pode ver como a fase Cr7C3 aceita Ni em solução sólida.

Analisando o difratograma da Figura 89 observa-se que os picos da fase de óxido para as amostras DMA15Q e DMA15R são maiores do que os picos da amostra DMA15S, uma vez que, para sua obtenção, foram empregados maiores fluxos de oxigênio (DMA15Q) e de ar comprimido (DMA15R). O aumento do fluxo de oxigênio implica num incremento da temperatura da chama, facilitando a fusão das partículas, as quais, uma vez no estado líquido, reagem com o oxigênio da chama para formar óxidos. Um maior fluxo de ar comprimido também implica num aumento na quantidade de oxigênio da chama, assim como um aumento da velocidade, ocorrendo processos similares ao caso anterior; a maior velocidade das partículas (menor tempo na chama) faz com que a quantidade de Cr2O3 que se forma na

amostra DMA15R seja ligeiramente menor que na amostra DMA15Q. Nas amostras

C19S, C19Q e C19R não se encontram diferenças na intensidade dos picos de

Cr2O3, o que pode ser atribuído à morfologia do pó.

- Revestimentos DMA15S, DMA15Q e DMA15R.

Nas Figuras 95-97 são mostradas as microestruturas de todos os revestimentos obtidos com o pó DIAMALLOY 3007. Todos os revestimentos apresentaram estrutura uniforme, baixa porosidade e espessuras que oscilam entre

200 e 260 µm. As espessuras mais baixas foram obtidas para as amostras

DMA15R, o que pode ser devido a muitos fatores, entre eles a maior velocidade das

partículas e, portanto, um maior impacto com o substrato ou maior reboteamento das partículas, o que permite compactar mais o revestimento ou o reboateamento das partículas.

Figura 95 - Revestimento DMA15S (a) seção transversal mostrando o rompimento do

revestimento entre subcamadas, (b) seção transversal de uma área não tensionada do revestimento. (c,d) detalhe da seção transversal onde se observam bandas de oxidação e dissolução, assim como a distribuição dos carbonetos na matriz.

As microestruturas dos revestimentos de Cr3C2-NiCr obtidas para os pós

Diamalloy 3007 e Amperit 586.054 diferem muito entre si. As morfologias laminares dos revestimentos DMA15R, DMA15Q e DMA15S aparentam ter sofrido processos térmicos mais severos que os revestimentos C19S, C19R, C19Q, os quais mostram uma estrutura com menor dissolução e com uma distribuição mais homogênea de carbonetos. (b) (a) (d) (c) 100 µm _{50 µm} 10 µm _{5 µm}

Para a amostra DMA15S, observou-se que o revestimento não está bem compactado, pois houve o reboteamento do mesmo entre as camadas, próximo, mas não na interface revestimento/liga AA7050 (Figura 95a). Esse comportamento sugere a existência de um excesso de tensão térmica, gerada durante a aspersão, nas proximidades da interface revestimento/substrato, o que facilitaria a ruptura entre as camadas.

Analisando-se uma área homogênea do revestimento sem delaminação aparente (Figura 95 b,c,d), observa-se a presença de partículas de carbonetos, tanto facetadas, como arredondadas, assim como a presença de bandas de oxidação e bandas de dissolução, as quais aparecem num contraste mais claro que as bandas de oxidação. Já os revestimentos DMA15Q e DMA15R não apresentaram delaminação dos revestimentos na interface ou entre as camadas.

Figura 96 - Revestimento DMA15Q (a) seção transversal, (b) ampliação da microestrutura

do revestimento, (c) detalhe de uma região de oxidação-dissolução.

(b)

(c) (a)

5 µm