BRPI0607942B1 - Composition of iron leaf understanding - Google Patents
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Abstract
composição de liga de ferro, método para aumentar a dureza de uma composição de liga de ferro e método para aumentar a estabilização do vidro de uma composição de liga baseada em ferro. a presente invenção se refere à adição de niábio a ligas que formam vidro baseada em ferro e vidros contendo cr-mo-w baseados em ferro. mais particularmente, a presente invenção se refere a mudar a natureza da cristalização resultante na formação do vidro que pode permanecer estável em temperaturas muito mais altas, aumentando a capacidade de formar vidro e aumentando a dureza devitrificada da estrutura nanocompósita.
Description
"COMPOSIÇÃO DE LIGA DE FERRO COMPREENDENDO ΝΙΟΒΙΟ" CAMPO DA INVENÇÃO
[001] Ά presente invenção se refere a vidros metálicos e mais particularmente a ligas baseadas em ferro e vidros contendo Cr-Mo-W baseados em ferro e mais particularmente a adição de nióbio a essas ligas.
FUNDAMENTO
[002] Tecnologia metalúrgica convencional é baseada em manipular uma transformação no estado sólido chamada de uma transformação eutética. Nesse processo, ligas de aço são aquecidas em uma região de uma fase {austenita) e então resfriadas ou temperadas em várias taxas de resfriamento para formar estruturas de multifases (isto é, ferrita e cementíta). Dependendo de como o aço é resfriado, uma ampla variedade de microesfruturas (isto é, perlita, bainita e martensita) podem ser obtidas com uma ampla faixa de propriedades.
[003] Outra abordagem da tecnologia metalúrgica é chamada de devitrificaçâo do vidro, produzindo aços com microestruturas em nanoescala em massa. O material precursor da solução sólida supersaturada é um liquido super resfriado, chamado de vidro metálico. Sob Superaquecimento, O precursor do vidro metálico transforma-se em várias fases sólidas através de devitrifioação. Os aços devitrifiçados formam microestruturas em nanoescala com caracter!stica especifica, análogas àquelas formadas na tecnologia metalúrgica convencional.
[004] Sabe-se a pelo menos 30 anos, desde a descoberta dos vidros metálicos, que ligas baseadas em ferro poderíam se tornar vidros metálicos. Entretanto, com poucas exceções, essas ligas vítreas baseadas em ferro tinham uma pobre capacidade de formar vidro e o estado amorfo poderia somente ser produzido em taxas de resfriamento muito altas (>106 K/s). Desse modo, essas ligas podem somente ser processadas por técnicas as quais fornecem resfriamento muito rápido tal como técnicas de fiação por fundição ou impacto de gotas.
[005] Enquanto aços convencionais têm taxas de resfriamento críticas para formar vidros metálicos na faixa de 109 K/s, ligas que formam vidro metálico baseadas em ferro têm sido desenvolvidas tendo taxa de resfriamento crítica da ordem de magnitude menores que a dos aços convencionais. Algumas ligas especiais têm sido desenvolvidas as quais podem produzir vidros metálicos em taxas de resfriamento na faixa de 104 a 105 K/s. Além disso, algumas ligas que formam vidro em massa têm taxas de resfriamento críticas na faixa de 10° a 102 K/s, entretanto, essas ligas geralmente podem empregar elementos de liga tóxicos ou raros para aumentar a capacidade de formar vidro, tal como a adição de berílio, o qual é altamente tóxico, ou gálio, o qual é caro. O desenvolvimento das ligas que formam vidro as quais têm baixo custo e são mais benéficas ao meio-ambiente tem provado ser muito mais difícil.
[006] Em adição à dificuldade no desenvolvimento de ligas de baixo custo e benéficas ao meio-ambiente, a taxa de resfriamento muito alta requerida para produzir vidro metálico tem limitado as técnicas de fabricação que estão disponíveis para produzir artigos de vidro metálico. As técnicas de fabricação limitadas disponíveis têm, por sua vez, limitado os produtos que podem ser formados de vidros de metal, e as aplicações nas quais o vidro de metal pode ser usado. Técnicas convencionais para processar aços de um estado em fundição geralmente fornecem taxas de resfriamento da ordem de 10-2 a 10° K/s. Ligas especiais que são mais suscetíveis de formar vidros metálicos, isto é, tendo taxas de resfriamento críticas reduzidas da ordem de 104 a 105 K/s, nâo podem ser processadas usando técnicas convencionais com tais taxas lentas de resfriamento e ainda produzir vidros metálicos. Mesmo ligas que formam vidro em massa tendo taxas de resfriamento críticas na faixa de 10° a 102 K/s, sào limitadas nas técnicas de processamento disponíveis, e têm a desvantagem do processamento adicional em que elas não podem ser processadas em ar, mas somente sob vácuo muito alto.
SUMÁRIO
[007] Em uma modalidade exemplar resumida, a presente se refere a uma composição de liga vítrea baseada em ferro compreendendo cerca de 40 a 65% atômico de ferro; cerca de 5 a 55% atômico de pelo menos um metal selecionado do grupo que consiste de Ti, Zr, Hf, V, Ta, Cr, Mo, W, Mn, Ni ou suas misturas, e cerca de 0,01 a 20% atômico de nióbio.
[008] Em outra modalidade exemplar resumida, a presente invenção se refere a um método para aumentar a dureza de uma composição de liga de ferro compreendendo fornecer uma liga vítrea baseada em ferro tendo uma dureza, adicionando o nióbio à liga vítrea baseada em ferro, e aumentando a dureza adicionando o nióbio à liga vítrea baseada em ferro.
[009] Em outra modalidade exemplar resumida, a presente invenção se refere a um método para aumentar a estabilização do vidro de uma composição da liga baseada em ferro compreendendo fornecer uma liga vítrea baseada em ferro tendo uma temperatura de cristalização de menos que 6 7 5 ° C, adicionando· nióbio à liga vítrea baseada em ferro·, e aumentando a temperatura de cristalização acima de 675°C adicionando nióbio à liga vítrea baseada em ferro.
BREVE DESCRIÇÃO DOS DESENHOS
[010] Figura 1 ilustra um gráfico DTA da liga 1 fiada por fundição e atomizada a gás.
[011] Figura 2 ilustra um gráfico DTA da liga 1 modificada por NbsNi-g fiada por fundição e atomizada a gás.
[012] Figura 3 ilustra um gráfico DTA da liga 1 modificada por Nba fiada por fundição e atomizada a gás.
[013] Figura 4 ilustra uma espécie de cordão de solda linear típica para liga 1.
[014] Figura 5 ilustra um micrográfico de elétrons retro-espalhados da seção transversal da solda da liga 1 a qual foi depositada com um pré-aquecimento de 315,5°C antes da soldagem.
[015] Figura 6 ilustra um micrográfico de elétrons retra-espalhado da seção transversal da a solda liga 1 modificada com NbaNi^ a qual foi depositada com um pré-aquecimento de 315,5°C antes da soldagem.
[016] Figura 7 ilustra um micrográfico de elétron retro-espalhado da seção transversal da solda da liga 1 modificada com Nb? a qual foi depositada com um pré-aquecimento de 315,5°C antes da soldagem.
[017] Figura 8 ilustra a tenacidade à fratura versus dureza por um número de materiais de revestimento PTAW baseado em ferro, baseado em níquel e baseado em cobalto comparados à liga 1, liga 1 modificada com NbsNii e liga modificada com Nbs-DESCRIÇÃO DETALHADA
[018] R presente invenção se refere à adição de ligas que formam vidro baseadas em ferro e nióbio e vidros contendo Cr-Mo-W baseados em ferro. Mais particularmente, a presente invenção se refere a mudar a natureza da cristalização resultante na formação do vidro que pode permanecer estável em temperaturas muito mais altas, aumentar a capacidade de formação do vidro e aumentar a dureza devitrifiçada da estrutura nanocompósita.
Adicionalmente, sem ser limitado por qualquer teoria particular, acredita-se que o efeito de supersaturação da adição de nióbio pode resultar na ejeção do nióbio do sólido de solidificar o qual pode adicionalmente diminuir a cristalização, possivelmente resultando em tamanhos reduzidos da fase/granulometria conforme cristalizado.
[019] A presente invenção é enfim uma abordagem do modelo de liga que pode ser utilizada para modificar e melhorar as ligas vítreas baseadas em ferro existentes e suas propriedades resultantes e podem preferivelmente ser relacionadas a três propriedades distintas. Primeira, a presente invenção pode ser relacionada a mudar a natureza da cristalização, permitindo vários eventos de cristalização e formação de vidro a qual pode permanecer estável em temperaturas muito mais altas. Segunda, a presente invenção pode permitir um aumento na capacidade de formar vidro. Terceira, consistente com a presente invenção, a adição de nióbio pode permitir um aumento na dureza devitrifiçada da estrutura nanocompósita. Esses efeitos não podem somente ocorrer no estágio de modelo da liga, mas podem também ocorrer no processamento de atomização a gás industrial de carga da alimentação em soldagem PTAW de camadas de solda de revestimento.
[020] Além disso, as melhoras podem geralmente ser aplicáveis a uma faixa de métodos de processamento industrial incluindo PTAW, soldagem, formação por pulverização, soldagem MIG (GMAW), soldagem a laser, moldagem em areia e por injeção e formação de placa metálica por várias técnicas de moldagem continua.
[021] Uma consideração em desenvolver soldas nanocristalinas ou mesmo amorfas, é o desenvolvimento de ligas com baixas taxas de resfriamento criticas para formação de vidro metálico em uma faixa onde a taxa de resfriamento média ocorre durante solidificação. Isso pode permitir que super-resfriamento ocorra durante solidificação, o qual pode resultar ou na prevenção de nucleação resultante na formação de vidro ou na nucleação sendo evitada de modo que ela ocorra em baixas temperaturas onde a força de condução da cristalização é muito alta e difusividades são mínimas. Super-resfriamento durante solidificação pode também resultar em freqüências muito altas de nucleação com tempo limitado para crescimento resultante no alcance de microestruturas em escala nanocristalina em uma etapa durante solidificação.
[022] Ao desenvolver soldas de nanoestrutura avançadas, a granulometria nanocristalina é preferivelmente mantida na condição conforme soldada para evitar ou minimizar o crescimento do grão. Também preferivelmente, é a redução da granulometria conforme cristalização diminuindo a linha de crescimento da cristalização a qual pode ser alcançada ligando com elementos os quais têm alta solubilidade no liquido/vidro, mas solubilidade limitada no sólido. Desse modo, durante cristalização, a estado supersaturado dos elementos de liga pode resultar em uma ejeção de soluto na frente da linha de cristalização crescente a qual pode resultar em um refinamento dramático do tamanho da fase conforme solidificada/conforme cristalizada, Isso pode ser feito em vários estágios para diminui crescimento durante o regime de solidificação.
[023] Consistente com a presente invenção, os materiais nanocrístalínos podem ser ligas que formam vidro baseadas em ferro, e vidros contendo Cr-Mo-W baseados em ferro. Será observado que a presente invenção pode adequadamente empregar outras ligas baseadas em ferro, ou outros metais, que são suscetíveis de formar materiais de vidro metálico. Consequentemente, uma liga exemplar pode incluí uma composição de aço, compreendendo pelo menos 401 atômico de ferro e pelo menos um elemento selecionado do grupo que consiste de Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo, W, Al, Hn ou Ni; e pelo menos um elemento selecionado do grupo que consiste de B, C, N, O, P, Si e S.
[024] Nióbio pode ser adicionado a essas ligas baseadas em ferro entre 0,01 a 251 atômico com relação às ligas e todos valores incrementais entre, isto é, 0,01 a 15% atômico, 1 a 101 atômico, 5 a 81 atômico, etc. Mais preferivelmente, o nióbio presente na liga é 0,01 a 6% atômico com relação às ligas.
EXEMPLOS OPERACIONAIS
[025] Duas ligas de metal consistentes com a presente invenção foram preparadas produzindo adições de Nb em um teor de 0,01 a 61 atômico com relação às duas ligas diferentes, liga 1 e liga 2. Ce Ni foram também incluídos em algumas das ligas modificadas com Nb. A composição dessas ligas é fornecida na tabela 1 abaixo.
Tabela 1. Composição de ligas [026] As densidades das ligas são listadas na tabela 2 e foram medidas usando o método de Arquimedes. Uma pessoa não versada na técnica podería reconhecer que o método de Arquimedes utiliza o principal que o peso aparente de um objeto imerso em um líquido diminui por uma quantidade igual ao peso do volume do líquido que ele desloca.
Tabela 2. Densidades da liga [027] Cada liga descrita na tabela 1 foi fiada por fundição em velocidades tangenciais circulares equivalentes a 15 m/s e 5 m/s. Para cada amostra de material de fita fiado por fundição para cada liga, análise térmica diferencial (DTA) e calorímetro de varredura diferencial (DSC) foram realizados em taxas de aquecimento de 10°C/minuto. Uma pessoa não versada na técnica iria reconhecer que DTA envolve medir a diferença de temperatura que se desenvolve entre uma amostra e um material de referência inerte enquanto que ambas as amostra e referência são submetidas ao mesmo perfil de temperatura, Uma pessoa não versada na técnica podería reconhecer que DSC como um método de medir a diferença na quantidade de energia necessária para aquecer uma amostra e uma referência na mesma taxa. Na tabela 3, as temperaturas do início e de pico são listadas para cada exotermia de cristalização.
Tabela 3: Análise térmica diferencial da cristalização [028] Com relação â liga 1, como pode ser visto da tabela 3, a adição do Nb provoca devitrificaçâo do vidro em três ou quatro estágios, evidenciado por vários eventos de cristalização. A estabilidade do primeiro evento de cristalização aumenta também, exceto para as ligas modificadas com Nb/Ni. Além disso, vários picos de cristalização do vidro são observados em todos casos onde Nb tem sido adicionado à liga 1.
[029] Com relação â liga 2, um aumento na estabilidade do vidro com vários eventos de cristalização é observado com a adição de Nb, exceto para a liga modificada com Nbz em uma taxa de têmpera de 5 m/s. Em taxas de resfriamento de 15 m/s, as ligas demonstram três eventos de cristalização. Além disso, a temperatura de cristalização aumenta com a adição de Nb.
[030] Todas as composições da liga foram fiadas por fundição a 15 m/s e 5 m/s e a entalpia da cristalização foi medida usando caiorímetro de varredura diferencial. Na tabela 4, a entalpia total de cristalização é mostrada para cada liga fiada por fundição a 15 m/s e 5 m/s. Assumindo que as amostras a 15 m/s são 100% vítreas, o percentual de vidro encontrado na menor taxa de resfriamento correspondendo à têmpera a 5 m/s pode ser encontrado utilizando a relação de entalpias de cristalização, mostrada na tabela 4, Tabela 4. Entalpia total da cristalização liberada e % de r dro a> 5 m/ s [031] Com relação à liga 1, a liga base (liga 1) foi revelada não formar um vidro quando processada em baixas taxas de resfriamento equivalentes a fiação por fundição em uma velocidade tangencial de 5 m/s. Entretanto, foi revelado que a adição de nióbio melhora bastante a capacidade de formar vidro em todas as ligas modificadas, com a exceção da liga modificadas com Nb-sCj. No melhor caso, a liga 1 modificada com Nbí, foi revelado que 99,3% de vidro foi formado quando processada a 5 m/s.
[032] Similarmente, na liga 2, a liga foi revelada não formar um vidro quando processada em baixas taxas de resfriamento equivalentes a fiação por fundição em uma velocidade tangencial de 5 m/s. Entretanto, foi revelado que a capacidade de formar vidro foi melhorada com a adição de nióbio. No melhor caso da liga 2 modificada com Nb.j, a quantidade de vidro a 5 m/s foi revelada ser 82,5%.
[033] Os eventos de fundição para cada composição de liga fiada por fundição a 15 m/s são mostrados na tabela 5. Os picos de fundição representam as curvas solidus já que eles foram medidos sob aquecimento então as temperaturas de fundição finais ou liquidus poderiam ser levemente maiores. Entretanto, os picos de fundição demonstram como a temperatura de fundição irá variar em função de adição de liga. 0 pico de fundição na temperatura mais alta para liga 1 é revelado ser 1164°C. A adição de níóbio foi revelada aumentar a temperatura de fundição, mas a mudança foi pequena, com o máximo observado a 43°C para liga 1 modificada com Nbí. 0 pico de fundição superior para liga 2 foi revelado ser 1232°C. Geralmente, a adição de nióbio a essa liga nâo provoca uma mudança significante no ponto de fundição já que todas as temperaturas de fundição do pico das ligas estavam dentro de 6°C.
Tabela 5. Análise térmica diferencial da fundição [034] A dureza das ligas 1 e 2 e das ligas modificadas com Nb foi medida era amostras termo-tratadas a 750°C por 10 minutos e os resultados são fornecidos na 'tabela 6. Dureza foi medida usando um teste de dureza Vickers em uma carga aplicada de 100 kg seguindo os protocolos do teste padrão A5TM E384-99. Uma pessoa não versada na técnica podería reconhecer que no teste de dureza Vickers, um pequeno diamante piramidal é prensado sobre o metal sendo testado. 0 número de dureza Vickers é a relação da carga aplicada à área de superfície da indentaçâo. Como pode ser visto, todas as ligas exibiram uma dureza em HV1G0 de mais que 1500 kg/mm2. Como mostrada, a dureza da liga 1 foi revelada ser 1650 kg/m2 e em todas as ligas de nióbio o efeito do nióbio foi aumentar a dureza, exceto para a liga modificada de NbíNiá. A maior dureza foi revelada na liga 1 modificada com NbsC:, e era 1912 kg/mm2. Isso supostamente pode ser a maior dureza revelada em qualquer material nanocompósito de vidro baseado em ferro. Acredita-se que a menor dureza revelada na liga 1 modificada com Nb2NÍ4 seja compensada pela adição de níquel o qual diminui a dureza.
[035] Para liga 2, uma mudança reduzida na dureza foi observada como conseqüência da adição de nióbio. Isso pode ser, devido a nanoestruturas perfeitas próximas as quais são facilmente obteníveis pelas altas taxas de resfriamento na fiação por fundição da liga 2. Acredita-se que para ligas de solda que a adição de nióbio pode resultar em alta dureza porque ele pode ajudar a obter uma estrutura fina de acordo com o aumento na capacidade de formar vidro, estabilidade vidro, e a inibição de crescimento de grão por várias rotas de cristalização. Um exemplo de um caso é também mostrado no exemplo do caso 3.
[036] 0 limite de escoamento das estruturas vitríficadas pode ser calculado usando a relação: tensão de escoamento (oy) = 1/3 VH {dureza Vickers). As estimativas resultantes eram 5,2 a 6,3 GPa.
Tabela 6. Resumo dos resultados da dureza em fita de 15 m/s EXEMPLO 1: Processamento por atomizaçâo a gás industrial para produzir pó para carga de alimentação [037] Para produzir pó para carga de alimentação para testes de soldagem a arco com transferência de plasma (PAW) , liga 1, liga 1 modificada com NbzNi^ e liga 1 modificada com Nba foram atomi zadas usando um sistema de atomizaçâo a gás interno em argônio. O pós conforme atomizado foi peneirado para produzir um corte o qual era ou +50 pm a -150 pm ou +7 5 pm a -150 pm, dependendo da escoabilidade do pó. Análise térmica diferencial foi realizada em cada liga atomi zada a gás e comparada aos resultados de fiação por fundição das ligas, ilustrada na figuras 1 a 3.
[038] Figura 1 ilustra gráfico DTA da liga são apresentados, Perfil 1 representa liga 1 processada em fita fiada por fundição a 15 m/s. Perfil 1 representa liga 1 atomizada a gás em pó e então peneirada abaixo de 53 um.
[039] Figura 2 ilustra gráfico DTA de liga 1 modificada com Nb2NÍ4. Perfil 1 representa liga 1 modificada com Nb2NÍ4 processada em fita fiada por fundição a 15 m/s. Perfil 2 representa liga 1 modificada com Nb2NÍ4 atomizada a gás em pó e então peneirada abaixo de 53 um.
[040] Figura 3 ilustra gráfico DTA de liga 1 modificada com Nb2. Perfil 1 representa liga 1 modificada com Nb2 processada em fita fiada por fundição a 15 m/s. Perfil 2 representa liga 1 modificada com Nb2 atomizada a gás em pó e então peneirada abaixo de 53 um.
EXEMPLO 2: Depósitos de revestimento de solda PTAW
[041] Testes de soldagem a arco com transferência de plasma (PAW) foram feitas usando um sistema PTAW Sterillite Coatings Starweld com um modelo 600 torch com um "side-beam travei carriage". Soldagem de arco transferido por plasma podería ser reconhecida por uma pessoa não versada na técnica como aquecendo um gás a uma temperatura extremamente alta e ionizando o gás de modo que ele se torne eletricamente condutivo. O plasma transfere o arco elétrico à peça, fundindo o metal.
[042] Toda soldagem estava em um modo automático usando oscilação transversa e uma plataforma giratória foi usada para produzir o movimento para os testes de placa soldada circular. Para todos os testes de solda feitos o gás de proteção que foi usado era argônio. Oscilação transversa foi usada para produzir uma conta de metal com uma largura nominal de 1,90 cm e intervalo foi usado nas margens para produzir um contorno mais uniforme. Soldas de passe único foram produzidas sobre barras de 15,24 cm por 7,62 cm por 2,54 cm com um pré-aquecimento de 315,S°C conforme mostrado para a solda PTA da liga 1 na figura 4.
[043] Medições de dureza usando Rockwell foram feitas na superfície externa das espécies de fissura lineares. Já que medições de Rockwell C são representativas de medições de macrodureza, pode-se tirar essas medições na superfície externa da solda. Adicionalmente medições de dureza Vickers foram tiradas na seção transversal das soldas e colocadas em uma tabela na seção de medições de tenacidade à fratura. Já que medições de dureza Vickers são microdurezas, pode-se tirar as medições na seção transversal das soldas as quais fornecem o beneficio adicional de ser capaz de medir a dureza da superfície externa para a camada de diluição na solda. Na tabela 7, os parâmetros de soldagem para cada amostra, altura da conta de metal e resultados da dureza Rockwell são mostrados para as espécies PTAW do teste de dureza da conta de metal linear.
Tabela 7. Dureza das espécies de teste [044] Micrograficos de elétrons retro-espalhados foram produzidos da seção transversal da liga 1, liga 1 modificada com e liga 1 modificada com Nb2, ilustrados nas figuras 5 a 7 respectivamente. Uma fase matriz, considerada ser α-Fe foi observada na liga 1 e duas fases matrizes, consideradas ser fase de borocarbetos + a-Fe foram reveladas na liga 1 modificada com NbzNi^ e liga 1 modificada com Nbs · Observe que a estrutura de duas fases observadas nessa última liga é considerada ser representativa de uma ripa eutetóide qual é de alguma forma análoga à formação de bainita inferior nas ligas de aço convencionais. A fase remanescente parece ser fases de carbetos e boreto as quais se formam ou em alta temperatura no fundido liquido ou formam precipitados discretos da precipitação secundário durante solidificação. Exame das microestruturas revela que a escala microestrutural da liga 1 está na faixa de 3 a 5 microns. Em ambas as ligas modificadas com Nb, a escala microestrutural é refinada significativamente para abaixo de um mícron de tamanho» Observe também que fases cúbicas foram reveladas na liga 1 modificada NbjNid- [045] Nove exames de difração de raio x em 1 hora das amostras PTAW foram, realizados. Os exames foram realizados usando radiação Ka de Cu. filtrado e incorporando silício como um padrão. Os padrões de difração foram então analisados em detalhe usando refinamento Rietvedlt dos padrões experimentais. As fases, estruturas e parâmetros de rede identificados da liga, liga I modificada com Nb?NÍ4 e liga 1 modificada com Nbs sào mostrados nas tabelas 8, 9 e 10 respectivamente.
Tabela 3. Fases identificadas no PTAW da liga 1 Tabela 9. Fases identificadas no PTAW da liga 1 modificada com NbíNii Tabela 10. Fases Identificadas no PTAW da liga 1 modificada com Nb2 [04 6] Observado dos resultados dos dados de difração de raio x, é que a adição de nióbio provocou revestimento de ferro cúbico centralizado (isto é, austenita) para formar junto com O α-Fe O qual foi revelado na liga 1. Para todas as amostras, a principal fase de carbeto presente é ura M?C3 enquanto a principal fase de boreto em todas as amostras PTAW tem sido identificada como um MsoBe. Além disso, análise ED3 limita (espectroscopia de raio x dispersiva em energia) demonstrou que a fase de carbeto contem uma quantidade considerável de boro e que a fase de boreto contem uma quantidade considerável de carbono. Desse modo, todas essas fases podem também ser consideradas como borocarbetos. Também, observe que enquanto fases similares sào reveladas em um número dessas ligas de solda PTAW, os parâmetros de rede de mudança de fase em funçào de liga e condições de solda, tabela 7, indicando a redistribuição de elementos de liga dissolvidos nas fases. As microestruturas PTAW baseadas em ferro podem ser geralmente caracterizadas como uma matriz continua compreendida de ripas eutetóides ou dendritos de a-Fe e/ou γ-Fe dúcteis intermisturados com fases de carbeto e boreto cerâmicos duros.
[047] A tenacidade à fratura foi medida usando o método Palmqvist. Uma pessoa versada na técnica iria reconhecer que o método Palmqvist envolve a aplicação de uma carga conhecida a ura indentador piramidal de diamante Vickers que resulta em uma identação impactada na superfície da espécie. A carga aplicada deve ser maior do que uma carga limite critica de modo a fissuras na superfície nos ou próximos dos cantos da indentaçâo. É entendido que fissuras sao nucleadas e propagadas nâo carregando· as tensões residuais geradas pelo processo de indentaçâo. O método é aplicável em uma faixa a qual uma relação linear entre o comprimento total dá fissura e a carga é caracterizada.
[048] A tenacidade à fratura pode ser calculada usando equação de Shetty, como visto na equação 1.
Equação 1. Equação de Shetty segundo o qual v é a relação de Poisson, tomada para 0,29 para Fe, ψ é o ângulo de contato do indentador, no caso 68°, H é a dureza, P é a carga e 4a é o comprimento total linear da fissura. A média das cinco medições de dados de microdureza ao longo da espessura da solda foi usada para determinar a tenacidade à fratura relatada. 0 parâmetro de tenacidade ã fissura, W, é a inclinação inversa da relação linear entre comprimento da fissura e carga e é representado por P/4a.
[049] Duas convenções de medição de comprimento de fissura foram escolhidas para avaliação. Ã primeira convenção é designada como comprimento de fissura (CL) e é o comprimento segmentado da fissura real incluindo curvas e linhas onduladas começando da margem da indentação para a extremidade da fissura. A segunda convenção é chamada de comprimento linear (LL) e é o comprimento da fissura de sua raiz no limite da indentação para a extremidade da fissura. Indentações iniciais foram feitas com cargas nominais de 50 kg e 100 kg e baseadas na aparência dessas indentações, uma faixa de cargas foi selecionada.
[050] Os comprimentos da fissura para as duas convenções foram medidas importando os micrográficos digitais em um programa de gráficos que usou a escala em barra da imagem para calibrar as distâncias entre pixels de modo que os comprimentos da fissura poderiam precisamente ser medidos. Um modelo de planilha eletrônica foi usado para reduzir os dados para computar a tenacidade à fratura. Esses dados foram colocados em um gráfico e um ajuste dos quadrados quase lineares foi computado de modo a determinar a inclinação e o valor de R2 correspondente para cada convenção de comprimento da fissura e é mostrado na tabela 11. Esses dados, junto com os dados da dureza, foram imputados à equação de Shetty e a tenacidade á fratura foi computada e os resultados são mostrados na tabela 12. Pode ser visto que liga 1 quando PTA soldado resultou em valores de tenacidade que eram moderados. Com a adição de nióbio nas ligas modificadas, vastas melhorias na tenacidade foram reveladas na liga 1 modificada com Nb2NÍ4 e a liga 1 modificada de Nb2.
Tabela 11 Dados da inclinação Tabela 12 Tenacidade à fratura Pamqvist (MFa m1/2) [051] Enquanto nâo limitando o escopo desse pedido, acredita-se que as melhorias na tenacidade reveladas nas ligas de nióbio podem ser relacionadas a melhorias raicroestruturâis as quais São consistentes com o modelo de obturação de fissura para descrever tenacidade nas ligas de revestimento. Na obturação da fissura, uma matriz frágil pode ser enrijecida através da incorporação de fases dúcteis as quais estiram, estrangulam e plastificamente deformam-se na presença de uma extremidade da fissura propagadora. Tenacidade da obturação da fissura (âKCb) tem sido quantificada nos materiais de revestimento de acordo com a relação a seguir: fiKcb = Ed[XVf/oc/Ed) ao]1/2 onde £d é o módulo da fase dúctil, X é o trabalho de ruptura para a fase dúctil, oo é o limite de escoamento da fase dúctil, e ao é o raio da fase dúctil, e Vf é a fração em volume da fase dúctil.
[052] A redução em escala microestrutural conforme mostrada pela relação Hall-Petch (oy * kd1/2) e o aumento na microdureza revelado da adição de nióbio, é consistente com aumento do limite de escoamento. Aumentando o limite de escoamento, aumenta o trabalho de ruptura resultando no aumento da tenacidade observada. Aumentando quantidades de metais de transição como nióbio dissolvido no dendrito/células poderia aumentar o módulo, desse modo aumentando a tenacidade de acordo com o modelo de obturação de fissura. Finalmente, a distribuição uniforme de precipitados cerâmicos finos de M23(BC)6 e M?(BC)3 (0,5 a 1 micron) envolvidos por uma distribuição uniforme de ripas eutetóides ou dendritos de α-Fe e γ-fe micrométricos é também esperada ser especialmente potente para obturação de fissura.
[053] Figura 8 demonstra a tenacidade à fratura versus dureza por um número de materiais de revestimento PTAW baseados em cobalto, baseado em níquel e baseado em ferro comparados com liga 1, liga 1 modificada com Nb2NÍ4 e liga 1 modificada com Nb2. Entretanto deveria ser observado que estudos baseados em ferro, niquel e cobalto foram realizados em espécies de tensão compactas pré-craqueadas e foram medidas em soldas de 5 passos. As medições realizadas na liga 1, liga 1 modificada com Nb2NÍ4 e liga 1 modificada com Nb2 foram medidas em soldas de 1 passo. EXEMPLO 3: Melhoria da dureza em lingotes soldados por arco [054] Um estudo foi feito para verificar a melhoria na dureza em amostras de lingote/solda adicionando nióbio à liga 2. A liga identificada como liga 2 modificada com Nb$ na tabela 1 foi produzida em uma carga de 5,4 kg usando uma carga de alimentação com pureza comerciai. Essa liga foi então atomizada era ura pó por um sistema de atomização a gás inerte acoplado próximo usando argôrio como o gás de atomização. O pó resultante foi então peneirado para produzir um produto soldável de PT A o qual tinha nominalmente +53 a -150 pm de tamanho, Para imitar o processo PTA, um lingote de 15 gramas de pó foi soldado por arco em um lingote. A dureza do lingote foi então medida usando Vickers em 300 g de carga. Como mostrado, na tabela 13, a dureza do lingote da amostra soldada por arco era muito alta a 1179 kg/mm2 {11,56 GPa) . Observe que esse nível de dureza corresponde a uma dureza maior do que a escala Rockwell C (isto é, Rc>68). Também, observe que essa dureza é maior do que aquela alcançada na tabela 7 e aquela mostrada na tabela 8. Desse modo, esses resultados mostram que para soldagem por arco, onde a taxa de resfriamento é muito· menor do que a fiação por fundição, a adição de nióbio não, de fato, resulta em maiores melhorias na dureza.
Tabela 13 Sumário doa dados de dureza soldada por arco REIVINDICAÇÕES
Claims (2)
1. Composição de liga de ferro, em porcentagem atômica e as porcentagens são relativas à composição total da liga, caracterizada por consistir em: Fe: 40% a 65%, Mn: 1% a 5%, Cr: 15% a 25%, Mo: 1% a 10%, W: 1% a 5%, B: 10% a 20%, C: 0,1% a 10%, Si: 1% a 5%, Nb: 0,01% a 6%, e a dita liga indica um micrográfico de elétrons retro-espalhados contendo apenas estrutura em escala microestrutural com fases definidas por difração de raios X como (i) α-Fe e/ou γ-Fe, e (ii) fases borocarbeto compreendendo M23(BC)6 e/ou M7(CB)3.
2. Composição de liga de ferro, de acordo com a reivindicação 1, caracterizada pelo fato de que a dita liga exibe uma dureza (HV100) acima de 1.500 Kg/mm2.
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