Adalberto Bierrenbach de Souza Santo.Engenheiro metalurgista, mestre em engenharia metalurgia e doutor em

engenharia. Diretor da Metal Consult Ltda. Joinville (SC).

A UTILIZAÇÃO DE COBRE EM FERROS FUNDIDOS NODULARES.

Trabalho apresentado no Conaf 2007, sendo que seu autor Adalberto Bierrenbach de Souza Santos foi agraciado com o “Premio Destaque Técnico do Setor Biênio 2006/2007”.

Neste trabalho de revisão da literatura, examinam-se os efeitos da adição de cobre na solidificação de ferros fundidos nodulares.

Descreve-se o mecanismo de transformação da austenita, durante o resfriamento no estado sólido, para a formação de ferrita e perlita na matriz metálica, destacando-se a influencia do cobre nessa reação.

São mostradas recomendações quanto à utilização de cobre como elemento de ligas para a fabricação de ferros fundidos nodulares de diferentes classes.

Apresentam-se alguns resultados referentes aos efeitos de vários teores de cobre na microestrutura e propriedades mecânicas de ferros fundidos nodulares hipereutéticos

1. Introdução.

A produção mundial de peças fundidas foi de 85,7 milhões de toneladas em 2005. Os ferros fundidos são as ligas metálicas mais produzidas e corresponderam a pouco mais de 70% do total, sendo 47,6% referentes a ferros fundidos cinzentos e 22,8% aos nodulares (1).

O Brasil foi o sétimo produtor mundial de componentes em ferro fundido cinzento, em 2005, correspondendo a 3,5% do total e o oitavo em nodular (3,2% da produção) (1).

Quase toda a produção mundial de peça de ferro fundidos nodulares apresenta microestrutura constituída por grafita esferoidal, em geral, com um mínimo de 80% de nódulos dos tipos I e II ASTM A – 247 (2–4) e matriz metálica constituída por ferrita e/ou perlita.

As propriedades mecânicas, principalmente as determinadas em ensaios de resistência à tração, estabelecem as diferentes classes de ferros fundidos nodulares especificados nas normas técnicas internacionais (5). Essas propriedades dependem da microestrutura obtida, isto é, da morfologia da grafita, condicionada à solidificação dessas ligas, e da matriz metálica, que é decorrente dessa reação e da transformação de fase da austenita no estado sólido.

A fabricação de peças de ferro fundido nodulares no estado bruto de fusão depende de um conjunto de variáveis de processo, entre as quais as matérias-primas metálicas (6–9), a composição química base, o histórico térmico, o grau de nucleação do metal líquido, os elementos de liga, os processos e agentes para os tratamentos de nodulização e inoculação (10–17), a composição química final das peças, a temperatura de vazamento, a velocidade de esfriamento (18) e as condições de desmoldagem.

Efetua-se, em geral, a adição de elementos de liga de ferros fundidos nodulares para obter a matriz metálica que resultará em valores de propriedades mecânicas que atendam às especificações dos componentes que são produzidos.

Os elementos de liga são utilizados para aumentar a porcentagem de perlita na matriz ou, ainda, causar o refino desses microconstituinte, resultando em aumento da dureza e da resistência mecânica, ou para promover a formação de ferrita, diminuído a dureza e aumentando a ductilidade da liga (19).

Este trabalho tem o objetivo de apresentar uma revisão da literatura relativa aos principais efeitos da utilização de cobre em ferros fundidos nodulares, examinar as transformações de fase de solidificação e reação eutetóide e verificar a influência desse elemento na obtenção das propriedades mecânicas especificadas para as diferentes classes estabelecidas nas principais normas técnicas.

2. Efeitos do cobre na solidificação de ferros fundidos nodulares.

O carbono equivalente define a seqüência de solidificação dos ferros fundidos nodulares, evidenciando a importância da composição química base.

Além de carbono, silício e fósforo, que sempre são considerados na determinação do carbono equivalente, os elementos de liga também têm efeito na porcentagem de carbono correspondente ao eutético.

O cobre é solúvel em ferros fundidos no metal até cerca de 3,5%. Com a adição de magnésio para a fabricação de ferros fundidos nodulares a solubilidade desse elemento diminui, sendo possível observar a presença de glóbulos de cobre formados na microestrutura, para concentrações a partir de cerca de 1,5% (20).

Na solidificação de ferros fundidos o cobre, a exemplo de outros elementos grafitizantes, em concentrações crescentes, destoca a porcentagem de carbono correspondente ao eutético para menores teores (21, 22).

Elevando-se as concentrações de elementos que são promovedores da formação de carbonetos, verifica-se que a porcentagem de carbono do eutético torna-se maior (21, 22).

Os ferros fundidos nodulares apresentam duas reações eutéticas. Para as composições empregadas nas diversas aplicações dessas ligas, em vários segmentos industriais, a diferença entre as temperaturas desses eutéticos é da ordem de 10°C.

Aumentando-se a porcentagem de elementos grafitizantes, verifica-se o acréscimo do intervalo entre as temperaturas dos eutéticos.

Adições de cobre causam aumento da temperatura do eutético estável e diminuição da correspondente ao metaestável (21–24), tendo assim influência similar ao silício, alumínio, níquel e cobalto. O fósforo, que também é grafitizante, tem um efeito diferente, uma vez que diminui essas duas temperaturas (21, 22).

O silício e o alumínio são os elementos grafitizantes mais eficientes quanto ao acréscimo que promovem no intervalo entre as temperaturas dos eutéticos.

O cobre e o carbono têm influência semelhante, enquanto cobalto, fósforo e níquel, nessa ordem, são menos efetivos (21, 22).

O acréscimo da porcentagem de elementos promovedores da formação de carbonetos causa diminuição do intervalo entre as temperaturas dos eutéticos estável e metaestável (21–24).

A obtenção de grafita nodular em condições industriais de produção depende principalmente dos teores residuais de elementos nodulizantes (Mg, Ce e outros metais do grupo das terras raras e Ca) (25–27).

Nas situações em que não ocorre a formação do eutético contendo alto teor de fósforo (steadita) (28–34) nos ferros fundidos nodulares, a transformação de fase líquido-sólido completa-se com a reação eutética, que pode se verificar de acordo com os sistemas estável e / ou metaestável.

Na grande maioria de aplicações de peças em ferro fundidos nodulares o objetivo é que o processo de solidificação se complete de acordo com o sistema estável (10–13, 15, 17, 35) formando-se, portanto, austenita e grafita na reação eutética.

Para componentes com espessura de até cerca de 40 a 50 mm geralmente são utilizadas composições eutéticas ou hipereutéticas, enquanto, para seções mais espessas, o carbono equivalente

deve ser menor ou igual a 4,20%, para se evitar a ocorrência do defeito de flotação de grafita (29, 31, 32,

33, 34, 36–40) e diminuir a tendência a drosses (41–45).A reação eutética estável nos ferros fundidos nodulares inicia-se com certo super-resfriamento

abaixo da temperatura do eutético, formando-se inicialmente a grafita, fase mais difícil de ser nucleada (46, 47) que posteriormente é envolvida por um invólucro de austenita, como foi claramente mostrada por Weterfall, Fredriksson e Hilert (48).

O eutético estável de ferros fundidos nodulares é, portanto, divorciado, e a maior parte do crescimento da grafita esferoidal durante a solidificação ocorre por difusão de carbono, do líquido para a grafita, através de invólucro austenita.

O super-resfriamento durante a reação eutética depende do número de núcleos e da velocidade de esfriamento (5, 11, 49, 50).

A partir da formação da austenita nas células eutéticas, o crescimento da grafita nessas ligas prossegue por difusão de carbono, do líquido para a grafita através da austenita, embora tenham sido propostos outros modelos, como o de formação de células muito maiores, que seriam compostas por vários nódulos e austenita (51, 52), que apresentariam crescimento dendrítico (53–56).

Durante a reação eutética estável o cobre concentra-se na austenita das células, como também ocorre com silício, alumínio, níquel e cobalto (57, 58), enquanto o fósforo e os elementos promovedores da formação de carbonetos são rejeitados para o líquido residual (57–61).

Exames de microssonda eletrônica mostraram ainda que a concentração de cobre ao redor dos nódulos de grafita é maior que na periferia das células eutéticas (20).

Nas situações em que ocorre o aumento do super-resfriamento para a reação eutética, a temperatura do líquido residual pode tornar-se inferior a do eutético metaestável (austenita + carbonetos), tendo-se, assim, a possibilidade de formação desse produto de transformação de fase (22,

29, 32, 33, 46, 47, 61-66).A inoculação e a velocidade de esfriamento também têm influência na solidificação e, portanto,

na microestrutura e propriedades mecânicas de ferros fundidos nodulares.Na solidificação, o aumento da eficiência da inoculação resulta em acréscimo o número de

partículas de grafita, obtém-se nódulos mais perfeito e diminui a tendência à formação de carbonetos eutéticos na microestrutura (10–13).

O acréscimo da velocidade de esfriamento, que depende da espessura da seção da peça, da temperatura de vazamento e da velocidade de extração de calor pelo molde (5, 67), causa aumento do super-resfriamento para a solidificação e, conseqüentemente, resulta em maior número de nódulos e menor diâmetro médio das partículas de grafita (49, 50, 61, 68).

A velocidade de esfriamento na solidificação tem ainda efeito na segregação, tanto dos elementos que constituem a composição base, como dos elementos de liga (22, 69).

3. Efeitos do cobre na transformação eutetóide em ferros fundidos.

3. 1. Região da reação eutetóide no diagrama de equilíbrio.

A estrutura dos ferros fundidos nodulares ao se completar a solidificação é constituída por grafita esferoidal, austenita e inclusões, desde que não tenha ocorrido a formação de carbonetos eutéticos e/ou steadita. A austenita possui um teor relativamente elevado de carbono e apresenta sempre heterogeneidade de composição, e virtude da segregação que se verifica durante a solidificação.

A seção do diagrama ternário, mostrada na figura 1, corresponde ao resfriamento, sendo a temperatura AT referente ai início de nucleação da ferrita (eutetóide estável) partir da austenita e a temperatura AT ao início de formação de perlita (eutetóide metaestável).

O teor de carbono da austenita corresponde ao eutetóide em ferros fundidos nodulares, sob condições de equilíbrio, é da ordem de 0,65% a 0,70% (70). Dessa forma, durante o esfriamento no estado sólido, o carbono é rejeitado pela austenita desde o final da reação eutética até o início da transformação eutetóide, ou então a austenita evidencia supersaturação em carbono (71).

A solubilidade do carbono na austenita no resfriamento no estado sólido decresce com a diminuição da temperatura, como se observa na figura 1, ocorrendo, portanto, grafitização, até que seja atingida a temperatura do eutético estável (AT).

A diminuição da concentração de carbono da austenita ocorre com a precipitação desse elemento nas partículas de grafita já existentes entre os pontos A e B do diagrama mostrado na figura 1 e causa o aumento da espessura dessas partículas. A porcentagem de carbono que é precipitada nessa etapa de esfriamento corresponde à cerca de 1% (72).

No resfriamento abaixo da temperatura AT verifica-se a precipitação adicional de carbono nos nódulos de grafita, de acordo com a linha BC, até atingir a temperatura A1, para qual, sob condições de equilíbrio, toda a austenita se transforma m ferrita e grafita. É por essa razão que se pode obter matriz constituída exclusivamente por ferrita para baixas velocidades de esfriamento, situação que corresponde a peças mais espessa, em que as condições de extração de calor pelo molde são mais próximas ao equilíbrio.

As temperaturas críticas AT e A1 e o intervalo entre essas temperaturas são modificados pela adição de elementos ao sistema Fe – C – Si.

O carbono praticamente não tem influência no intervalo entre as temperaturas AT e A1 (73, 74), porque em ferros fundidos comerciais há sempre excesso de grafita presente. Outros elementos que praticamente não tem efeito nas temperaturas dos eutetóides são molibdênio, vanádio e estanho (72, 74).

A figura 2 é uma representação esquemática do efeito do cobre nas temperaturas dos eutetóides estável e metaestável.

Figura 1 – Representação esquemática de seção do diagrama Fe – C 2% Si (72).

Figura 2 – Representação esquemática do efeito de teores crescentes de cobre nas temperaturas dos eutetóides estável e metaestável em ferros fundidos (74).

O feito quantitativo do acréscimo da concentração de cobre na diminuição das temperaturas de transformação eutetóide estável e metaestável para duas concentrações diferentes d manganês (0,01% e 0,42%), é mostrado na figura 3.

Verifica-se, na figura 4, que a temperatura de transformação eutetóide diminui com o acréscimo da concentração de cobre.

Figura 3 – Variação das temperaturas dos eutetóides estável e metaestável em ferros fundidos nodular com cerca de 3,6% C e 2,2% Si, para 0,01% e 0,42% Mn, em função do teor de cobre (75).

Figura 4 – Curvas de esfriamento para ferros fundidos nodulares com 3,7 C e 2,4% Si, para diferentes teores de cobre (75).

3. 2. Características da transformação eutetóide em ferros fundidos nodulares.

As reações eutetóides estável e metaestável em ferros fundidos nodulares ocorrem em intervalos de temperatura que podem se sobrepor parcialmente, devido à heterogeneidade de composição da austenita, decorrente da segregação que se verifica durante a solidificação.

A transformação da austenita no estado sólido também depende da inoculação e da velocidade de esfriamento.

A influência da adição de compostos grafitizantes é a de promover o acréscimo da fração d ferrita na matriz (10, 76–78). Durante o resfriamento no estado sólido as distâncias para a difusão do carbono na austenita diminuem com o aumento do número de nódulos, tendo-se m menor teor de carbono na austenita nas regiões próximas às partículas de grafita que resultará na formação de maiores frações de ferrita na matriz (42, 49, 50, 79, 80).

No estado sólido o efeito do acréscimo da velocidade de esfriamento em ferro fundido nodulares é de aumentar a quantidade de perlita formada na reação eutetóide. O tempo de desmoldagem é, portanto, uma variável de processo que pode ser utilizada para controlar a matriz metálica obtida (74).

As reações eutetóides em ferros fundidos são competitivas e constitui-se em processos controlados por difusão de carbono, sendo as distâncias envolvidas para a formação de ferrita muito maiores que as correspondentes a perlita.

Em componentes produzidos industrialmente, como mencionado, o teor de carbono da austenita é da ordem de 0,65%, enquanto o correspondente a ferrita é menor que 0,02% (70).

Desta forma, a formação de ferrita livre na microestrutura de ferros fundidos nodulares só se verifica para baixos teores de carbono na austenita.

Se a transformação da austenita não tiver se completado antes que seja atingida a temperatura do eutetóide metaestável (A1), têm se condições para ocorrer i início da formação da perlita, que cresce competitivamente com a ferrita.

A formação de ferrita depende ainda da velocidade de difusão do carbono na matriz. Para uma dada temperatura, a velocidade de difusão do carbono na ferrita é cerca de dez vezes maior que na austenita, sendo, portanto, a difusão do carbono na austenita a etapa que controla a cinética da transformação (70).

A velocidade de difusão de carbono na austenita diminui com o decréscimo da temperatura e com a presença de elementos de ligas na composição dos ferros fundidos.

Ao se iniciar a formação de ferrita, a ocorrência desse micro-constituinte exerce uma espécie de barreira entre a austenita e a grafita, de modo que a formação adicional da ferrita passe a depender da difusão de carbono da austenita para a grafita, através da camada de ferrita presente.

Evidentemente, em decorrência da segregação dos elementos que constituem a composição base e dos elementos de liga, a formação da ferrita livre a partir da austenita depende da composição dessa fase junto aos nódulos de grafita.

Deve-se considerar ainda que a austenita geralmente se encontra super-saturada em relação ao teor de carbono do equilíbrio, o que indica a necessidade de que ocorra difusão ainda mais intensa de carbono na austenita para verificar a formação de ferrita na transformação eutetóide.

A formação de perlita é favorecida pela presença de elementos de liga que exercem um ou mais dos seguintes efeitos (70): Aumentar a temperatura do eutetóide metaestável; Causar diminuição da velocidade de difusão do carbono na ausenta; Aumentar a concentração de carbono na austenita, isto é, a supersaturação de carbono nessa fase; Dificultar a deposição de carbono nas partículas de grafita.

A formação do eutetóide metaestável depende de teor mais elevado de carbono na austenita. Nas condições de esfriamento que se verificam industrialmente tem-se supersaturação de carbono na austenita, que é tanto maior quanto mais elevada, forem as velocidades de esfriamento (70).

Para obter perlita na matriz de ferros fundidos nodulares, evidentemente, é necessário que haja presença de austenita na microestrutura durante o intervalo entre as temperaturas dos eutetóides estável e metaestável, isto é, na região de coexistência entre austenita, ferrita e grafita do diagrama Fe – C – Si.

Durante o esfriamento, sob condições de não-equilíbrio, é necessário que se tenha presença de austenita quando a temperatura passa a ser menor que A1. A formação de ferrita a partir da austenita pode também ocorrer a temperaturas inferiores a A1, nas situações em que se têm menores velocidades de esfriamento.

A presença de austenita na matriz entre AT e A1 depende, principalmente, do teor de carbono dissolvido nessa fase. A tendência a se manter austenita retida entre essas temperaturas aumenta quando se têm condições que dificultam a difusão do carbono, favoráveis, portanto, para a obtenção de perlita na microestrutura, como é o caso de elevadas velocidades de esfriamento e da presença de partículas de grafita mais distantes entre si.

Por outro lado, para baixas velocidades de extração de calor e tendo-se partículas de grafita mais próximas entre si, como se verifica quando o úmero de nódulos é elevado, estabelecem-se condições que favorecem a formação de ferrita livre. Para menores velocidades de esfriamento há mais tempo para a difusão do carbono, enquanto, para partículas de grafita mais próximas entre si, as distâncias de difusão são menores.

3. 3. Formação e crescimento de ferrita e perlita na reação eutetóide. As microestruturas de ferros fundidos nodulares muitas vezes mostram a presença de áreas de

ferrita livre ao redor dos nódulos de grafita. A formação de ferrita pode se verificar tanto pela transformação direta da austenita como pela decomposição da perlita.

A transformação da austenita é um processo controlado por difusão de carbono, ocorrendo a formação e o crescimento inicial da ferrita na forma de um envoltório esférico em torno da grafita nodular (71).

A formação de perlita inicia-se nos contornos de grão da austenita, principalmente e regiões intercelular, em virtude dos teores mais elevados dos elementos que estão presentes nessas regiões, devido à segregação que se verifica na solidificação.

A perlita pode também se nuclear em inclusões e na interface austenita/grafita (71). As colônias de perlita crescem na forma de hemisférios ou esferas, para frente ou lateralmente na austenita, competindo com a ferrita, até que tenha e completado a transformação da austenita nos grãos (71).

Nas microestruturas de ferros fundidos nodulares em que há presença de perlita verifica-se a existência d muita colônias, com diferentes espaçamentos interlamelares. As áreas de perlita com maior espaçamento interlamelar são as que se nuclearam inicialmente, correspondendo aos menores super-resfriamentos. Com a diminuição da temperatura firmam-se então colônias de perlita com menor espaçamento.

O acréscimo da velocidade de esfriamento no estado sólido promove diminuição do espaçamento entre a ferrita e o carboneto na estrutura da perlita. O espaçamento interlamelar da perlita formada em ferros nodulares, para uma dada velocidade de esfriamento, dependerá ainda dos efeitos dos elementos nas temperaturas de transformação.

O cobre promove o refino da perlita em ferros fundidos (21), de modo semelhante ao níquel, sendo, nesse aspecto, menos eficiente que o manganês.

O efeito da velocidade de esfriamento na transformação da austenita fica evidenciado na observação das curvas de transformação contínuas (diagramas TTT).

Para elevadas velocidades de esfriamento a região do diagrama correspondente a ferrita não é alcançada, não sendo assim possível à formação de ferrita livre. Para menores velocidades de esfriamento, a transformação da austenita inicia-se com a formação de ferrita, completando-se com a formação de perlita.

A influência do cobre e da maioria dos elementos de liga perlitizantes é a de deslocar as curvas de esfriamento contínuo para a direita (maiores tempos de transformação) e para menores temperaturas. Dessa forma, através da adição de elementos perlitizantes, mesmo para menores velocidades de esfriamentos, é possível diminuir e até evitar completamente a formação de áreas de ferrita livre na microestrutura (21).

3. 4. Seqüência da transformação eutetóide em ferros fundidos nodulares.

A seqüência de reação eutetóide em ferros fundidos nodulares foi examinada em alguns trabalhos (81–83).

A cinética de transformação de fase para um ferro fundido nodular com 3,6% C e 2,2% Si foi estudada acompanhando-se a seqüência de transformação isotérmica para diferentes temperaturas (83).

Para temperaturas de transformação entre 750°C e 722°C constatou-se que a austenita se transformava completamente em ferrita e grafita, não ocorrendo, portanto a formação do eutetóide metaestável (83). Para temperaturas inferiores a 722°C observou-se que o envoltório de ferrita em torno da grafita deixava de sr contínuo, havendo formação de perlita, ocorrendo, portanto, as duas reações eutetóides (83).

Lalich e Loper (82) estudaram os efeitos de elementos de liga na cinética de transformação da austenita em ferros fundidos nodulares com 4,45% a 4,55% de CE e 0,3% Mn, utilizando diferentes teores de cobre e de outros perlitizantes.

A técnica experimental consistiu na realização de têmpera em água de amostras correspondentes a diferentes tempos transcorridos após ter-se atingido, o resfriamento, a temperatura de 760°C, que correspondia, de acordo com a curva de esfriamento determinada por análise térmica, ao início da reação eutetóide (82).

A figura 5 mostra o procedimento experimental utilizado para realizar as várias experiências de têmpera realizadas nesse trabalho (82).O procedimento adotado, relativo à obtenção de amostra para tempos crescentes, possibilitou acompanhar a seqüência da transformação, correspondente a diferentes instantes da recalescência registrada na curva de resfriamento.

Nos exames metalográficos desses corpos-de-prova foram determinadas as porcentagens de austenita residual, ferrita e perlita formadas, verificando-se, ainda, as regiões em que havia se iniciado a formação desses dois microconstituintes (82). As experiências Figura 5 – Representação esquemática

da técnica de Têmpera utilizada para examinar a transformação eutetóide de ferros fundidos nodulares (82).

relativas ao efeito de cobre foram realizadas, além do material base, para as concentrações de 0,33%, 0,50% e 1,0% (82), sendo os resultados na figura 6.

Os resultados da figura 6 mostram que o crescimento da ferrita prosseguiu durante o intervalo de tempo considerado nessa experiência, ocorrendo, portanto, simultaneamente ao crescimento da perlita até que a transformação tivesse se completado, porém com menor velocidade (82).

Outro aspecto a destacar é o de que a velocidade de crescimento da ferrita diminui com o tempo transcorrido na temperatura de 760°C, enquanto o crescimento da perlita se verifica com maior velocidade (82).

Examinando-se o conjunto desses resultados, referentes a amostras temperadas com diferentes tempos transcorridos após ter-se atingido a temperatura de 760°C verifica-se, para um dado tempo de manutenção à temperatura, que aumentando o teor de cobre diminui a quantidade de austenita retida, aumenta a porcentagem de perlita e decresce a de ferrita.

Dessa forma, o acréscimo da concentração de cobre retarda a transformação da austenita para ferrita, ocorrendo o início da formação de perlita também para maiores tempos transcorridos, o que é uma evidência que o cobre diminui a velocidade de difusão do carbono, que controla o processo de crescimento do envoltório de ferrita, por favorecer a transformação metaestável.

Na produção de peças de ferros fundidos nodulares em escala industrial as condições são de esfriamento contínuo, sendo, portanto importante verificar a seqüência de transformação da austenita para essa situação.

Assim, foram utilizados dois ferros fundidos nodulares comerciais, hipereutéticos, sendo um material com matriz quase totalmente ferrítica (liga F), e o outro completamente perlítico (liga P), contendo manganês, cobre e cromo (81).

O estudo consistiu na utilização de vários corpos-de-prova que foram submetidos a aquecimento a 900°C e manutenção a essa temperatura por 1 hora, tendo-se um temopar em cada amostra, de modo a possibilitar a determinação da curva de resfriamento por análise térmica.

Figura 6 – Variação das porcentagens de austenita, ferrita e perlita com o tempo a 760°C para ferro fundido nodular hipereutético contendo diferentes teores de cobre (82).

Os corpos-de-prova foram esfriados a partir de 900°C, com duas diferentes velocidades, até temperaturas preestabelecidas, quando então se efetuava a têmpera em água, para verificar o estágio da transformação (81).

Examinando as microestruturas correspondentes as amostras temperadas a partir do término da reação eutetóide, esses autores (81) verificaram, tanto para a liga em que a matriz inicial era predominantemente ferrítica como para o material totalmente perlítico, que o acréscimo da velocidade de resfriamento promovia diminuição da porcentagem de ferrita e aumento da quantidade de perlita.

Foi também constatado, para uma dada velocidade de esfriamento, que as quantidades de perlita presentes na estrutura foram maiores, como era de se esperar, na liga contendo maiores porcentagens de manganês, cobre e cromo (81).

A transformação da austenita iniciava-se em temperaturas mais elevadas para a liga F, com a formação de alguns grãos de ferrita constituindo um envoltório em torno dos nódulos de grafita, prosseguia com o crescimento da ferrita, enquanto a formação de perlita só a partir de menores temperaturas. A perlita começou a se formar nas interfaces austenita / ferrita, que apresentaram maior porcentagem desse micro-constituinte que nos contornos de grão de austenita. Constatou-se ainda, a partir do início da formação de perlita, que sua velocidade de crescimento era muito maior que a da ferrita (81).

Para que se tenha uma avaliação quantitativa das temperaturas de formação dos produtos de transformação da austenita para essa liga F verificou-se, a partir das curvas de esfriamento e dos exames metalográficos, que a formação de ferrita se iniciava a partir de 778°C e a de perlita a partir de 744°C, completando-se a reação a 720°C (81).

Esses autores realizaram também experiências de têmpera para a liga P, com matriz inicialmente constituída por perlita, tendo verificado que a transformação da austenita nesse material iniciava-se a uma temperatura menor, também com a formação de grãos de ferrita junto aos nódulos de grafita, seguindo-se o crescimento desses envoltórios (81). Com a diminuição da temperatura de têmpera, observou-se o início da formação de perlita, os contornos de grão de austenita.

Para temperaturas ainda menores verificou-se que a perlita também se apresentava, em menor parcela, na interface austenita/ferrita, observando-se que o crescimento das áreas de ferrita livre prosseguiu ao longo de toda a transformação de fase d austenita, portanto simultaneamente à formação e ao crescimento da perlita, prosseguiu até o final da reação (1). A velocidade de crescimento da perlita nessas experiências, foi cerca de 4 vezes maior que a da ferrita (81).

Para a liga P, examinando as curvas de resfriamento e os resultados das microestruturas correspondentes a diferentes temperaturas de têmperas, verificou-se que a reação eutetóide estável se iniciava a 750°C, constatando-se presença de perlita na amostra temperada a 743°C, enquanto para 718°C a transformação da austenita já havia se completado (81).

Comparando-se os resultados das duas séries verifica-se que os elementos perlitizantes presentes na liga P (manganês, cobre e cromo) retardaram a formação de ferrita, diminuíram a temperatura de início de formação desse micro-constituinte e aumentaram a velocidade de crescimento da perlita (81).

4. Efeito do cobre na microestrutura e propriedades mecânicas. O cobre tem efeito grafitizante na solidificação de ferros fundidos nodulares, diminuindo

ligeiramente a tendência de carbonetos eutéticos na estrutura. Esse elemento praticamente não tem influência na forma da grafita obtida na fabricação de

componentes em ferro fundido nodular.

Na figura 7 é mostrado o efeito do cobre na porcentagem de perlita presente na matriz metálica para ferros fundidos nodulares com 3,7% a 3,8% C e 2,8% a 3,0% Si.

Aumentando-se a concentração de cobre obtêm-se quantidade crescente de perlita na matriz (20,

74, 81–87) como mostrado na figura 7 e na figura 8, que ilustra ainda a influência da velocidade de esfriamento.

O cobre é um forte perlitizante porque estabiliza a austenita, diminui o coeficiente de difusão do carbono (82), aumenta a solubilidade do carbono nessa fase (82) e dificulta a deposição de carbono nas partículas de grafita durante o esfriamento.

Na fabricação de peças de ferros fundidos nodulares ferríticos no estado bruto de fusão é importante limitar os teores de cobre aos residuais contidos na sucata de aço utilizada (em geral, menores que 0,05%), embora algumas empresas operem com limites mais elevados.

Na produção de ferros fundidos nodulares utilizam o cobre como elemento de liga, a definição do teor necessário para obter as propriedades mecânicas especificadas para uma dada peça depende também do carbono equivalente, da eficiência da inoculação e da velocidade de esfriamento. Como indicação inicial, para a obtenção de materiais com matriz ferrítica – perlítica são geralmente necessários teores da ordem de 0,10% a 0,30% (20, 74).

Nas aplicações em que se requer matriz perlítica – ferrítica, as concentrações se situam, aproximadamente, entre 0,30 e 0,50 a 0,60%, enquanto teores mais elevados são geralmente necessários para se obter mais de 80% de perlita na matriz (20, 74).

Figura 8 – Efeito de diferentes teores de cobre na porcentagem de perlita presente na matriz de ferros fundidos nodulares com 3,6 – 3,8% C e 2,4 – 2,6% Si corpos-de-prova cilíndricos com 12,5,25,37,5 e 50 mm de diâmetro (75).

Figura 7 – Variação da porcentagem de perlita presente na matriz de ferros fundidos nodulares hipereutéticos com 3,7% a 3,8% C e 2,8% a 3,0 Si, para corpos de prova obtidos de blocos em Y de 25 mm de espessura (20).

O aumento da porcentagem de cobre em ferros fundido nodulares com matriz constituída de ferrita e perlita resulta em acréscimo da dureza, como se observa na figura 9, dos limites de resistência à tração e de escamento e em diminuição do alongamento (74), devido ao acréscimo da porcentagem de perlita na matriz metálica.

Adições de cobre superiores às necessárias para obter matriz perlítica em ferros fundidos nodulares nos estados brutos de fusão causam fragilização do material. O limite de escoamento e a dureza continuam a aumentar, mas o limite de resistência à tração e o alongamento diminuem.

O aumento da concentração de cobre causa acréscimo da temperatura de transição dúctil – frágil (88, 89) e diminuição no valor máximo de resistência ao impacto para temperatura em que a fratura é dúctil em nodulares recozidos (74).

Em ferros fundidos nodulares normalizados, teores crescentes de cobre de até cerca de 1,0% resultam em aumento do limite de resistência à tração do limite de escoamento e da dureza, com pequeno efeito na diminuição do alongamento.

O cobre também é utilizado como elemento de ligas em ferros fundidos nodulares temperados e revenidos e nos austemperados, principalmente por sua influência na temperabilidade, deslocando as curvas de transformação de fase à direita. A influência desse elemento é menor que a de molibdênio e a de níquel (90). Em nodulares temperados e revenidos os teores empregados são, em geral, de até 1,0% enquanto para os austemperados são da ordem de 0,3% a 0,7% sendo normalmente utilizado em combinação com molibdênio.

5. Utilização de cobre como elemento de ligas para a produção de ferros fundidos nodulares de diferentes classes.

Em trabalho anterior (74) foram realizadas séries de experiências na Fundição da Schulz S.A., em Joinville (SC) com objetivo de avaliar a influência do aumento do teor de cobre na microestrutura e propriedades mecânicas de ferros fundidos nodulares.

Figura 9 – Variação da dureza Brinell (HB) com o teor de cobre para ferros fundidos nodulares hipereutéticos com 3,7% 3,8% C e 2,8% a 3,0% Si. Corpos-de-prova obtidos de blocos em Y de 25 mm de espessura (20).

Os resultados das análises químicas dos ferros fundidos nodulares obtidos nas experiências realizadas são apresentados na tabela 1.

Tabela 1 – Resultados das análises químicas das experiências realizadas (74).

Experiência C (%) Si (%) Mn (%) Cu (%) Mg (%) P (%) S (%)1 3,63 2,63 0,13 0,05 0,040 0,04 0,0082 3,65 2,55 0,12 0,23 0,038 0,04 0,0113 3,64 2,60 0,13 0,37 0,035 0,03 0,0124 3,61 2,58 0,13 0,58 0,036 0,04 0,0105 3,65 2,49 0,13 0,76 0,037 0,03 0,011

Foram vazados blocos em Y de 25 mm de espessuras, realizando-se a desmoldagem após quatro horas do vazamento.

Os eixos metalográficos foram efetuados os corpos-de-prova de tração que foram retirados dos blocos em Y, verificando-se as formas de grafita presente na microestrutura e a constituição da matriz metálica, avaliando-se as porcentagens de ferrita e perlita, por comparação com micrografias de referência.

Na tabela são mostrados os resultados dos exames metalográfico e dos ensaios de tração realizados em corpos-de-prova retirados dos blocos em Y. Os resultados das avaliações de microestrutura evidenciam que teores crescentes de cobre causaram aumento da fração de perlita na matriz, o que confirma o efeito desse elemento, que diminui as temperaturas dos eutetóides, concentra-se na interface austenita/grafita, atuando como barreira para a difusão do carbono, e diminui o coeficiente de difusão do carbono na austenita (72, 81, 82).

Tabela 2 – Resultados da avaliação da porcentagem de perlita presente na matriz de resistência à tração (LRT), limite convencional de escoamento 0,2% (LE) e alongamento (A) para as experiências

realizadas (74).

Experiência

Elemento de liga Perlita (%) LRT (MPa) LE (MPa) A (%)

1 0,05 % Cu 10 – 20 442 305 19,42 0,23 % Cu 30 – 40 495 335 17,23 0,37 % Cu 45 – 55 572 370 14,84 0,58 % Cu 70 – 80 660 412 10,55 0,76 % Cu 85 – 95 781 453 6,8

Foram obtidos matizes predominantes ferríticas para porcentagens de cobre de até 0,23% enquanto para concentrações mais elevadas que 0,58% de cobre resultam microestruturas com maior fração de perlita na matriz.

As figuras 10 a 12 mostram os valores de propriedades mecânicas à tração (74). Observa-se na figura 10 que o acréscimo do teor de cobre de 0,05% para 0,76% causou elevação do limite de resistência superior a 75%, obtendo-se 660 MPa para 0,58% e mais de 780 MPa para 0,76% de cobre.

O limite convencional de escoamento aumentou de 305 MPa, para 0,5% de cobre, para 453 MPa para 0,76% ultrapassando 350 MPa para 0,37% de cobre e 400 MPa a partir de 0,58%, como evidencia a figura 11. Os valores de alongamento, mostrados na figura 12, diminuíram de 19,6% para 6,8% com o aumento da porcentagem de cobre de 0,05% para 0,76%, tendo-se mais de 6,0% para 0,76%, e alongamento superior a 12% para teores de cobre de até 0,37%.

Aumentando-se a concentração de cobre, conforme se observa nos resultados apresentados nas figuras 10 a 12, ocorre acréscimo dos limites de resistência e de escoamento e diminuição do alongamento, em decorrência do aumento da porcentagem de perlita presente na microestrutura.

Figura 10 – Variação do limite de resistência à tração com o teor de cobre (74).

Figura 11 – Variação do limite de escoamento 0,2% (LE) com o teor de cobre (74).

Figura 12 – Variação do alongamento (A) com o teor residual de cobre (G2) (74).

Comparam-se, a seguir, os resultados de propriedades mecânicas à tração obtida com os valores mínimos estabelecidos nas Normas ABNT NBR 6918 (1981), Européia EN 1563 (1997), que coincide com as normas DIN, BS, NF e UNI, ASTM A 536-84 (1993) e SAE 5434 (1986).

Para o teor residual de 0,05% de cobre os valores de propriedades mecânicas à tração atendem às especificações das classes FE 36017 e FE 42012 ABNT, EN – GJS – 400 – 18 e EN – GJS – 400 – 15 EN, 60 – 40 – 18 ASTM e D400 (D4018) SAE.

Os valores de propriedades mecânicas estabelecidas para as classes FE 38017 e FE 42012 ABNT, EN – GJS – 400 – 18 e EN – GJS – 400 – 15 EN, 65 – 45 – 12 ASTM e D450 (D4512) SAE foram atendidos para a concentração residual de 0,23% de cobre.

Para 0,37% de cobre os valores de propriedades mecânicas obtidos atendem às classes FE 50007 ABNT, EN – GJS – 450 – 10 e EN – GJS – 500 – 7 EN, 65 – 45 – 12 ASTM e D500 (D50006) SAE.

Os valores de propriedades mecânicas estabelecidas para as classes FE 50007 e FE 60002 ABNT, EN – GJS – 450 – 10, EN – GJS – 500 – 7 e EN – GJS – 600 – 3 EN, 80 – 55 – 06 ASTM e D500 (D5006) SAE foram atendidos para 0,58% de cobre.

Para 0,78% de cobre os valores de propriedades mecânicas obtidos atendem às classes FE 60002 e FE 70002 ABNT, EN-GJS-600-3 e EN-GJS-700-2 EN, 80-55-06 ASTM e D500 (D5006), D550 (D5504) e D700 (D7003) SAE.

Esses resultados de propriedades mecânicas à tração, obtidos para ferros fundidos nodulares com 3,61% a 3,65% C, 2,49 a 2,63% Si, cerca de 0,12% Mn evidenciam a possibilidade de produzir ferros fundidos nodulares correspondentes a quase todas as classes estabelecidas nas principais normas técnicas internacionais utilizando adições controladas de cobre.

6. Considerações finais.

Destacam-se os seguintes aspectos principais em relação aos efeitos de cobre em ferros fundidos nodulares:1. Na solidificação esse elemento é grafitizante, não interfere na formação de grafita esferoidal e

concentra-se na austenita do eutético.2. Na transformação eutetóide o cobre é um forte perlitizante, estabiliza a austenita, aumenta a

solubilidade do carbono nesta fase e promove o refino da perlita.3. Aumentando o teor de cobre em ferros fundidos nodulares verifica-se que a porcentagem de

carbono correspondente ao eutético é deslocada para menores concentrações, ocorre aumento da temperatura do eutético estável e diminuição da correspondente ao metaestável, reduzem-se às temperaturas dos eutetóides estável e metaestável e fica retardada a transformação da austenita para ferrita e também para perlita.

4. O acréscimo da porcentagem desse elemento em materiais ferríticos – perlíticos resulta em aumento da dureza, do limite de resistência à tração e do limite de escoamento, e em diminuição do alongamento e da resistência ao impacto.

5. As concentrações geralmente recomendadas são:Nodulares ferríticos – perlíticos e predominantemente perlíticos – 0,1% a 0,8% de cobre.Nodulares normalizados – 0,2 a 1,0% de cobre.Nodulares temperados e revenidos – 1,0% de cobre máx., eNodulares austemperados – 0,3 a 0,7% de cobre.

6. Os resultados das experiências efetuados para ferros fundidos nodulares com 4,5% CE (3,6 – 3,7% C e 2,5 – 2,6% Si), com cerca de 0,12% Mn, referentes a teores residuais de 0,05% a 0,76%

de cobre evidenciaram acréscimo da fração de perlita presente na matriz resultando em variação gradativa das propriedades mecânicas.

7. É possível utilizar cobre como único elemento de liga para obter ferros fundidos nodulares de praticamente todas as diferentes classes estabelecidas nas normas técnicas ABNT, EN, SAE e ASTM, para a composição final avaliada (3,61% a 3,65% C, 2,49% a 2,63% Si e cerca de 0,12% Mn).

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ABIFA – Fundição & Matéria – Primas.

Ano XI / Fevereiro de 2008.pp. 94-109.