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IIW INTERNATIONAL CONGRESS 
XXXIV CONSOLDA - CONGRESSO NACIONAL DE SOLDAGEM 
18 a 21 de Maio de 2008 São Paulo – SP
Microestrutura de Revestimentos Duros Resistentes ao Desgaste Abrasivo empregados na 
Indústria Sucroalcooleira 
 
 
Rafael Saito Polido1, Renato Barela2, Bruno Pereira Navarro Macedo3, Donizeth Aparecido de Carvalho Jr3, 
Ruís Camargo Tokimatsu3, Wyser José Yamakami3, Vicente Afonso Ventrella3, Juno Gallego3 
1Pioneiros Bioenergia S/A, Sud Menucci/SP, Brasil 
2Servtec Serviços Técnicos Especializados Ltda, Ilha Solteira/SP, Brasil 
3MAPROTEC/UNESP – Ilha Solteira, Departamento de Engenharia Mecânica, Ilha Solteira/SP, Brasil 
maprotec@dem.feis.unesp.br 
 
 
RESUMO 
 
Um dos problemas mais freqüentes nos equipamentos usados na indústria sucroalcooleira é a perda de massa 
causada pelo desgaste abrasivo, cujo reparo emergencial requer a interrupção do processamento da cana de 
açúcar. Neste trabalho foi investigada a microestrutura de revestimentos resistentes ao desgaste abrasivo, nos 
quais são empregados eletrodos revestidos com altos teores de cromo e carbono, cuja deposição promove a 
formação de carboneto duros envoltos por uma matriz resistente e tenaz. A caracterização microestrutural foi 
realizada por microscopia ótica e eletrônica (MEV). As variações de dureza dos revestimentos foram atribuídas à 
diluição do cromo nas camadas de revestimento depositadas, provocando mudanças na fração volumétrica dos 
carbonetos de cromo e também na resistência ao desgaste abrasivo analisada conforme a norma ASTM G65-94. 
 
Palavras-chave: microestrutura; carbonetos de cromo; revestimento; resistência ao desgaste abrasivo. 
 
 
ABSTRACT 
 
In the present work was investigated the effect of the microstructure on abrasive wear resistance of iron-
chromium base hardfacing coatings deposited on mild carbon steel. Samples with one, two and three hardfacing 
layers were deposited by SMAW process using a commercially available hardfacing electrode. Samples from 
welding procedures were prepared for microstructure characterization by light microscopy and scanning electron 
microscopy (SEM/EDS). Abrasive wear behaviour was evaluated using rubber wheel testing machine according 
to ASTM G65. Vickers microhardness tests have been carried out on these layers, which results have been 
analysed and discussed with their respective microstructures. It was concluded that higher abrasive wear 
resistance was obtained with three hardfacing layers deposition, where the effect of dilution was smaller and 
both volume fraction and hardness of M7C3 chromium-rich carbides have showed increase. 
 
Key-words: microstructure; chromium carbides; hardfacing; abrasive wear. 
 
 
1. INTRODUÇÃO 
 
 Condições climáticas favoráveis e grandes extensões de terras agrícolas tornam o Brasil um dos países mais 
promissores e competitivos no setor agroindustrial. A crescente limitação da disponibilidade dos combustíveis 
fósseis tem fomentado a demanda por fontes energéticas renováveis e ecologicamente sustentáveis, entre os 
quais o álcool combustível e o biodiesel assumem papel de destaque. A produção brasileira de álcool e açúcar é 
proveniente do processamento industrial da cana de açúcar, um cultivar do qual o país é o maior produtor 
mundial com mais de 428 milhões de toneladas na safra 2006-2007 [1]. Esta biomassa resultou na fabricação de 
quase 18 milhões de metros cúbicos de álcool e 30 milhões de toneladas de açúcar no mesmo período. São Paulo 
é atualmente o maior estado produtor, respondendo por cerca de 62% da produção nacional [2]. 
 O processamento da cana de açúcar envolve diversas etapas, nas quais uma série de equipamentos como 
facas de corte, martelos desfibradores e moendas efetuam, respectivamente, o corte da cana em pedaços 
menores, o espalhamento e o esmagamento das fibras para a obtenção do caldo que será destinado à fabricação 
do açúcar e/ou álcool [2]. O aprimoramento dos procedimentos e dos projetos destes equipamentos tem 
garantido altas taxas de rendimento na extração do caldo, superiores a 95%. Após a colheita no campo, o arraste 
 
 
 
 
 
 
 
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de material inorgânico junto com a matéria prima tem se mostrado um dos principais responsáveis pela perda de 
rendimento e/ou da funcionalidade dos equipamentos usados na indústria sucroalcooleira. A fricção de partículas 
de minerais existentes no solo sobre a superfície das peças causa uma significativa perda de massa, resultado de 
um processo conhecido como desgaste abrasivo. Nos reparos dos equipamentos são normalmente utilizados 
diversos processos de soldagem [3,4]. 
 O aumento da resistência ao desgaste abrasivo, visando o aumento da vida útil dos equipamentos e a 
inexistência de paradas não programadas para reparos emergenciais durante a safra, tem sido promovido através 
da deposição de revestimentos duros por soldagem a arco elétrico ou metalização [5]. As propriedades 
mecânicas das camadas desses revestimentos são resultantes da formação de partículas duras do tipo M3C [6], 
M7C3 [7] e/ou M23C6 [8], onde M representa os elementos formadores de carboneto, sobre uma matriz 
suficientemente dura e tenaz. Elementos químicos como nióbio, titânio, vanádio, tungstênio e molibdênio 
recebem atenção de pesquisadores para o desenvolvimento de ligas mais resistentes ao desgaste [9], mas o cromo 
é o elemento mais utilizado para esta finalidade devido à sua disponibilidade, menor custo e melhoria na 
resistência à corrosão. Normalmente com teores de cromo entre 9,5 a 15% ocorre a precipitação de carbonetos 
do M7C3, enquanto acima de 30% o carboneto de cromo do tipo M23C6 pode ser formado no metal de solda [10]. 
Apesar da elevada dureza dessas partículas, a revisão da literatura aponta que a resistência ao desgaste abrasivo 
também depende do processo de deposição e de aspectos microestruturais do revestimento, como a morfologia e 
a fração volumétrica dos carbonetos e das características da matriz que envolve estas partículas. O presente 
trabalho visa contribuir com um estudo da microestrutura de revestimentos duros a base de ferro-cromo-carbono, 
onde foi utilizado um tipo de eletrodo revestido disponível comercialmente para esta finalidade. Verificou-se que 
mudanças microestruturais devidas ao efeito de diluição de várias camadas causaram significativas alterações na 
dureza e na quantidade dos carbonetos de cromo formados, que trouxeram implicações na resistência ao desgaste 
dos revestimentos investigados. 
 
 
2. MATERIAIS E MÉTODOS 
 
 Para a preparação dos corpos de prova foram utilizadas peças de aço estrutural ASTM A36 com 75 mm de 
comprimento, 25 mm de largura e 11,2 mm de espessura, sobre as quais foram depositados revestimentos 
resistentes ao desgaste abrasivo. As amostras foram recobertas com uma, duas e três camadas de uma liga ferrosa 
com altos teores de cromo e carbono, depositadas através de soldagem manual no qual foi usado um único tipo 
de eletrodo revestido comercial. Durante a soldagem foi usada corrente contínua com polaridade negativa e os 
parâmetros do processo foram monitorados para a determinação da energia de soldagem, sendo as amostras 
identificadas por A1, A2 e A3, dependendo da quantidade de camadas de revestimento depositadas. As 
composições químicas nominais dos materiais usados encontram-se na Tabela 1. 
 
 Tabela 1: Composição química nominal dos materiais utilizados (% peso). 
material C Mn Si Cu Cr 
aço A36 < 0,25 0,80 – 1,20 0,40 0,20 - 
eletrodo 5,30 0,85 1,25 - 42,00 
 
 Após a soldagem foram usinados corpos de prova para análise microestrutural e ensaios de desgaste abrasivo. 
Amostras metalográficas dos revestimentos foram preparadas embutindo-se pequenas peças em resina de 
poliéster, seguindo-se desbaste da superfície com lixas 120, 220, 320, 400, 600 e 1500 sob resfriamento contínuo 
com água. O acabamento das amostras foifeito com o polimento mecânico das peças com alumina de 
granulometria 1µm. Para a revelação da microestrutura usou-se um reativo composto por 50g CuCl2, 100 ml 
HCl, 100 ml etanol e 100 água destilada. Técnicas de microscopia ótica, microscopia eletrônica de varredura 
(MEV) e microanálise por espectroscopia de energia dispersiva dos elétrons (EDS) foram usadas na 
caracterização microestrutural das amostras preparadas. A fração volumétrica dos microconstituintes foi 
realizada pela técnica de contagem de pontos sobre micrografias obtidas por microscopia ótica [11]. A análise 
por difração de raios-X utilizou um feixe monocromático do cobre acelerado a 40kV/25mA, que varreu a 
superfície da amostra com uma velocidade de 2 graus por minuto. 
 O comportamento mecânico dos revestimentos foi avaliado por medidas de macro e microdureza Vickers, 
onde cargas de 980N (100kgf) e 0,98N (100gf) foram respectivamente aplicadas durante 15 segundos. Corpos de 
prova dos revestimentos foram usinados para os ensaios de desgaste abrasivo, cujas dimensões finais foram 75 
 
 
 
 
 
 
 
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mm de comprimento, 25 mm de largura e 10 mm de espessura. A retificação das superfícies das peças foi feita 
cuidadosamente a fim de preservar ao máximo o revestimento duro, sendo a espessura final ajustada pelo 
desbaste do metal base (aço-carbono). Os ensaios de desgaste abrasivo foram realizados conforme a norma 
ASTM G65-94 [12], sendo utilizado um fluxo de areia entre 330 a 380 gramas por minuto. A carga do ensaio foi 
fixada em 130N e a duração foi automaticamente controlada através de um inversor de frequência acoplado ao 
equipamento, que monitorou 6000 ciclos da roda de borracha cuja rotação média foi programada em 200 
rotações por minuto (procedimento A). A dispersão dos resultados está sendo representada neste trabalho pelo 
desvio padrão da média aritmética das medidas experimentais obtidas. 
 
 
3. RESULTADOS E DISCUSSÃO 
 
 O monitoramento da tensão e corrente elétricas aplicadas durante o revestimento, assim como a determinação 
da velocidade média de soldagem conseguida pelo soldador, permitiu estimar que a energia média de soldagem 
variou entre 0,9 a 1,2kJ/mm. Estes valores são típicos para este tipo de procedimento e permitiram depositar o 
metal de adição sobre as peças de aço-carbono com uma quantidade mínima de porosidades e respingos. Trincas 
microscópicas foram observadas nas amostras com duas ou três camadas de revestimento. Elas foram, 
provavelmente, resultantes das tensões de contração originadas durante a solidificação do metal de solda e/ou 
ciclo térmico provocado pelo reaquecimento causado pela deposição da camada seguinte do revestimento. 
Segundo Buchanan e colaboradores [5] a nucleação destas trincas possibilitam aliviar as tensões de contração 
mas podem contribuir para a fragmentação dos revestimentos durante o serviço. A fragilidade da amostra A1, 
com apenas uma camada de revestimento, deve ser menor devido ao efeito da diluição do cromo na matriz 
ferrosa. As espessuras finais do revestimento duro depositado sobre as amostras A1, A2 e A3 foram 
aproximadamente 4,7; 7,2 e 6,5mm, respectivamente. 
 A análise por difração de raios-X, como mostrado exemplarmente na Figura 1, confirmou que os 
revestimentos eram constituídos principalmente por uma solução sólida substitucional ferro-cromo e por 
carbonetos ricos em cromo do tipo M7C3. A matriz Fe-Cr mostrou possuir uma estrutura cristalina cúbica de 
corpo centrado semelhante à ferrita (ferro α) dos aços-carbono. A presença de carbonetos com outras 
estequiometrias, como M23C6 ou M3C, não foi identificada pela difração de raios-X, sendo entretanto possível a 
presença de traços destes compostos [13]. Traços de austenita (ferro γ) estão assinalados no difratograma e a sua 
presença em pequena quantidade pode ter sido favorecida pela segreção de carbono – um elemento gamagênico 
– em algumas microregiões interdendríticas, durante a solidificação do metal de solda. 
 
20 25 30 35 40 45 50 55 60 65 70 75 80 85 90
 metal de solda - amostra A2
 solução Fe-Cr
 austenita
 carboneto M7C3
in
te
ns
id
ad
e 
re
la
tiv
a 
 (u
.a
.)
ângulo de difração 2θ 
 Figura 1: Difração de raios-X feita no revestimento duro depositado na amostra A2. Radiação: Cu Kα. 
 
 A Figura 2 apresenta a microestrutura típica dos revestimentos quando observados por microscopia ótica, 
onde podem ser identificadas numerosas partículas de morfologia poligonal com largura entre 20 a 70µm e 
comprimento até 500µm. Estas partículas encontravam-se normalmente agrupadas em feixes paralelos e 
 
 
 
 
 
 
 
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apresentavam um aspecto metálico de coloração clara, estando envoltos por uma matriz de coloração escura. 
Microestruturas similares foram descritas em vários trabalhos desenvolvidos com ligas Fe-Cr-C [7, 13, 14]. 
Apesar de não ter sido possível determinar o teor de carbono nos revestimentos é bem provável que os 
revestimentos sejam hipereutéticos, considerando o teor de carbono e cromo disponíveis no eletrodo revestido 
usado na deposição e as implicações sobre a composição eutética [13]. Assim, assume-se que durante a 
solidificação o líquido tenha inicialmente se transformado em dendritas primárias ricas em cromo e carbono, que 
seriam os núcleos para a precipitação dos carbonetos. Estas partículas teriam facilidade para crescer 
aleatoriamente no seio do metal de solda ainda líquido, consumindo significativas quantidades de cromo e 
carbono. O ferro, elemento mais abundante na liga, também teve participação na formação e crescimento destes 
carbonetos. O empobrecimento de soluto com a formação dos carbonetos primários tornou a austenita 
remanescente nos bolsões interdendríticos relativamente pobre em carbono, mas ainda em quantidade suficiente 
para a precipitação de carbonetos do tipo M7C3 durante a transformação eutética. Assim, a microestrutura final 
dos revestimentos seria composta por carbonetos primários grosseiros com morfologia prismática, muitas vezes 
agrupados em feixes, que estariam envoltos por uma solução sólida substitucional ferro-cromo contendo 
carbonetos mais finos. Este detalhamento somente pode ser feito com o auxílio do microscópio eletrônico de 
varredura, conforme mostra a Figura 3. 
 
 
 Figura 2: Micrografias feitas por microscopia ótica apresentam a microestrutura típica do metal de solda 
depositado nas amostras A1 em (a); A2 em (b) e A3 em (c). Ataque: vide texto. Ampliação nominal: 100X. 
 
 A Figura 3 mostra em detalhe a seção transversal de um carboneto primário e a matriz que o envolve. Em (a) 
foi gerado o contraste topográfico por elétrons secundários de baixa energia, onde fica perceptível a ação do 
reativo químico usado para a revelação da microestrutura - que atacou preferencialmente a matriz e não os 
carbonetos. A cavidade irregular existente na partícula foi observada com bastante frequência nos carbonetos 
primários – como pode também ser visto na Figura 2 – e sugere que a formação desses carbonetos seja “de fora 
para dentro”. A imagem mostrada na Figura 3(b) foi gerada por elétrons retroespalhados de alta energia, 
responsáveis por um contraste que depende dos números atômicos (Z) dos elementos existentes na área 
observada. Assim, os carbonetos aparecem mais escuros porque cerca de 30% dos átomos destas partículas 
seriam de baixo número atômico (carbono) enquanto a matriz conteria ferro e cromo, elementos químicos com 
maior quantidade de elétrons. 
 
 
 
 
 
 
 
 
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 Figura 3: Micrografias MEV de uma mesma região da amostra A2 mas com contraste gerado por diferentes 
sinais – elétrons secundáriosSE em (a) e retroespalhados BSE em (b). Ampliação nominal: 1950 vezes. 
 
 A utilização do microscópio eletrônico de varredura equipado com microanálise EDS permitiu obter 
informações sobre a composição química dos microconstituintes, apesar de não ter sido possível quantificar o 
teor de carbono devido à configuração do equipamento. A Figura 4 mostra o resultado típico desta análise, que 
confirmou a presença de ferro, cromo e silício nas amostras de revestimento. No aspecto qualitativo pode-se 
constatar que o silício foi encontrado na matriz com uma concentração atômica quatro vezes maior que nos 
carbonetos primários, onde a porcentagem atômica medida foi aproximadamente 0,35%. As regiões da matriz, 
periféricas aos carbonetos primários, mostraram ser constituídas por silício (0,74%p), cromo (26,60%p) e ferro 
(72,66%p). Nos carbonetos houve um significativo aumento no teor de cromo, resultado compatível com o 
mapeamento de raios-X característicos (Cr Kα) mostrado na Figura 4(c). As concentrações atômicas do cromo e 
do ferro medidas nas partículas foram respectivamente 58,6 e 41,4%. Este resultado sugere que a estequiometria 
do carboneto seja próxima a (Fe3Cr4)C3. Esta fórmula difere do apresentado por Carpenter e colaboradores [15], 
que investigaram os carbonetos formados em uma liga Fe-Cr-C, mas pode ser justificado pelo fato que as 
condições termodinâmicas na solidificação influenciam significativamente o arrasto e a partição do soluto 
durante o crescimento do carboneto. Estas condições favoreceriam a existência de um significativo gradiente de 
concentração do centro para a periferia de uma mesma partícula que ainda estaria em crescimento na poça de 
fusão. 
 A Figura 5 apresenta a variação da concentração dos elementos cromo e silício nos revestimentos, resultante 
do efeito da diluição entre o metal base e o metal de adição. Nota-se que a quantidade de cromo, fundamental 
para a formação dos carbonetos primários, foi incrementada com o aumento na quantidade de camadas de 
revestimento depositadas e que houve também a manutenção da concentração do cromo em maiores 
profundidades de revestimento. Isto favorece a formação de carbonetos em uma espessura maior, o que 
aumentaria a resistência do revestimento ao desgaste abrasivo devido ao aumento da dureza do material 
depositado [9, 16]. A variação da concentração de silício com a profundidade foi menos afetada pela quantidade 
de camadas depositadas. Além de desoxidante, o silício também pode ter contribuído para o aumento da dureza 
dos revestimentos através do endurecimento por solução sólida da matriz ferro-cromo [17]. A baixa 
concentração de silício nos carbonetos ricos em cromo formados na soldagem com eletrodo revestido também 
foi observada por Atamert e Bhadeshia [18], que sugerem esta propriedade como forma de controle para a 
microestrutura. 
 
 
 
 
 
 
 
 
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 Figura 4: (a) Micrografia MEV gerada por elétrons secundários mostrando em detalhe carbonetos primários e 
a matriz tipicamente encontrados nas amostras de revestimento. (b) Microanálise por EDS da região (a), com 
mapeamento de raios-X Kα mostrando a concentração dos elementos cromo (c) e silício (d) na mesma área. 
 
 
0 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10
0
5
10
15
20
25
30
35
40
45
50
Cromo
 amostra A1
 amostra A2
 amostra A3
 
co
nc
en
tra
çã
o 
m
éd
ia
 [%
 m
as
sa
]
profundidade no revestimento [mm](a)
0 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10
0.0
0.2
0.4
0.6
0.8
1.0
1.2
1.4
(b)
Silício
 amostra A1
 amostra A2
 amostra A3
 
co
nc
en
tra
çã
o 
m
éd
ia
 [%
 m
as
sa
]
profundidade no revestimento [mm]
 Figura 5: Efeito da diluição do cromo (a) e do silício (b) no metal de solda das camadas de revestimento duro 
depositadas sobre as amostras A1, A2 e A3. 
 
 
 A deposição de camadas de revestimento causou um significativo incremento na dureza em relação ao aço-
carbono usado como metal base, como mostra a Figura 6. A dureza superficial do revestimento aumentou de 780 
HV100 na amostra A1 para 870HV100 em A3, reflexo da diluição. Este efeito fica mais evidente na Figura 6(b), 
onde se verifica que houve aumento da dureza dos carbonetos da camada superficial com o maior número de 
camadas mas que a dureza da matriz foi pouco afetada. Este comportamento está em conformidade com os 
resultados de concentração mostrados na Figura 5, que mostra maior teor de cromo pode ser conseguido com a 
deposição de mais camadas de revestimento duro. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
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M.B. A1 A2 A3
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
(a)
 
du
re
za
 d
o 
re
ve
st
im
en
to
 H
V
10
0 [
kg
f/m
m
2 ]
amostra
A1 A2 A3
800
900
1000
1100
1200
1300
1400
1500
1600
1700
1800
1900
2000
2100
 carboneto M7C3
 matriz
 
m
ic
ro
du
re
za
 V
ic
ke
rs
 H
V 0
,1
 [k
gf
/m
m
2 ]
amostra(b)
 Figura 6: (a) dureza do metal base e dos revestimentos; (b) microdureza Vickers dos carbonetos primários e 
da matriz nas amostras analisadas. 
 
 O desenvolvimento e a aplicação de revestimentos tem sido baseados no conhecimento que materiais 
resistentes ao desgaste abrasivo são aqueles que possuem grande quantidade de partículas duras e que estão 
envoltas por uma matriz tenaz. Na Tabela 2 estão sumarizados os resultados da fração volumétrica de carbonetos 
primários (VV), macrodureza Vickers HV100 e as perdas de massa (Δm) e de volume (ΔV) ocorridas durante os 
ensaios de desgaste abrasivo, juntamente com resultados reportados na literatura [5, 16, 19] e que foram 
adaptados às condições do presente trabalho. O aumento da disponibilidade de cromo para a formação de 
carbonetos, verificado na Figura 5(a), efetivamente contribuiu para incrementar a formação dessas partículas, 
resultando no aumento de dureza responsável pelo menor desgaste das amostras com o aumento do número de 
camadas de revestimento. O efeito da fração volumétrica e da dureza dos carbonetos primários do tipo M7C3 
sobre o desgaste abrasivo, expresso pela perda de volume das amostras durante os ensaios feitos conforme a 
norma ASTM G65-94 [12], pode ser observado pela Figura 7. 
 A presença de fases extremamente duras no seio do revestimento tem mostrado possuir um efeito 
significativo sobre a resistência ao desgaste abrasivo, mas não pode ser considerado isoladamente. Materiais com 
durezas semelhantes podem apresentar comportamentos distintos no tocante ao desgaste, como mostram a 
Tabela 2 e a Figura 7(b), tornando a interação entre a microestrutura e os mecanismos de desgaste abrasivo um 
assunto complexo. Buchanan e colegas [5] argumentam que recobrimentos com menor dureza mas com 
carbonetos primários grosseiros resistiram melhor ao desgaste abrasivo, se comparado a revestimentos mais 
duros constituídos por carbonetos similares mais finos. Estas conclusões foram associadas ao efeito que 
partículas duras com maior tamanho preservariam com maior eficência a matriz da deformação plástica e da 
fadiga, além de resistirem a maiores forças tangenciais de decoesão do que as partículas menores. A orientação 
das partículas também afetaria o desgaste, de modo que carbonetos com orientação próxima à da superfície do 
revestimento estariam menos expostas às tensões mecânicas capazes de promover a sua fratura. A quebra destes 
carbonetos aceleraria o desgaste abrasivo, considerando que estas partículas são mais duras que as são 
normalmente arrastadas durante o processamento da cana de açúcar – como a sílica, por exemplo. 
 
 Tabela 2: Efeitos da fração volumétrica de carbonetos e da dureza sobre o desgaste abrasivo. 
amostra VV [%] HV100 [kgf/mm2] Δm [g] ΔV [mm3] 
A1 25,5 ± 4,2 780 ± 68 0,229 30,35 
A2 36,9 ± 4,5 791 ± 27 0,090 11,56 
A3 42,4 ± 1,8 873 ± 26 0,069 9,17 
a1 – ref.[7] 43 817 0,270 36,0 
a2 – ref.[7] 7 5400,200 27,0 
Cr1 – ref.[19] - 600 - 37,5 
Cr2 – ref.[19] - 650 - 19,5 
AS #3 – ref.[16] 29,9 842 - 22,0 
 
 
 
 
 
 
 
 
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0 5 10 15 20 25 30 35 40
10
15
20
25
30
35
40
45
50
 
fra
çã
o 
vo
lu
m
ét
ric
a 
do
s 
ca
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on
et
os
 p
rim
ár
io
s 
[%
]
perda de volume na amostra [mm3](a)
0 5 10 15 20 25 30 35 40
700
750
800
850
900
950
1000
(b)
 
du
re
za
 d
o 
re
ve
st
im
en
to
 H
V
10
0 [
kg
f/m
m
2 ]
perda de volume na amostra [mm3]
 Figura 7: Efeitos da fração volumétrica dos carbonetos primários (a) e da dureza (b) sobre a perda de volume 
dos revestimentos, determinada durante os ensaios de desgaste abrasivo realizados conforme a norma ASTM 
G65-94. 
 
 
4. CONCLUSÕES 
 
 Pelos resultados apresentados neste trabalho puderam ser tiradas as seguintes conclusões: 
 - a soldagem do eletrodo revestido comercial promoveu a deposição de camadas constituídas por carbonetos 
primários M7C3 em uma matriz eutética de carbonetos finos envolvidos por uma solução sólida ferro-cromo; 
 - os carbonetos primários apresentaram morfologia prismática com seção poligonal, onde o tamanho 
normalmente variava em até 70µm de largura e 500µm de comprimento; 
 - a diluição do metal de solda afetou a concentração do cromo nas camadas depositadas e que resultou em 
significativas variações da dureza do revestimento superficial, que atingiu o valor máximo de 873 HV100 no 
revestimento feito com três camadas; 
 - o enriquecimento de cromo causado pelo aumento do número de camadas depositadas favoreceu o aumento 
da dureza dos carbonetos primários, enquanto a dureza da matriz mostrou ser pouco afetada por este efeito; 
 - a perda de volume determinada durante os ensaios de desgaste abrasivo mostrou diminuir com os aumentos 
da dureza e da fração volumétrica dos carbonetos encontradas no revestimento. 
 
 
5. AGRADECIMENTOS 
 
 Os autores agradecem ao Engenheiro Marcos Felippe, do Setor de Tecnologia Industrial da Pioneiros 
Bioenergia S/A, pela valiosa colaboração que foi prestada durante o desenvolvimento do trabalho e ao Conselho 
Nacional de Desenvolvimento Científico e Tecnológico - CNPq pela concessão de uma bolsa de estudos 
PIBITI/UNESP (BPNM). 
 
 
6. REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS 
 
[1] MINISTÉRIO DA AGRICULTURA DO BRASIL. Estatística disponível em: 
http://www.agricultura.gov.br/pls/portal/docs/PAGE/MAPA/ESTATISTICAS/PRODUCAO/ Acesso em 
fevereiro de 2008. 
[2] UNIÃO DOS PRODUTORES DE BIOENERGIA, UDOP. Disponível em http://www.udop.com.br . 
Acesso em fevereiro de 2008. 
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IIW INTERNATIONAL CONGRESS 
XXXIV CONSOLDA - CONGRESSO NACIONAL DE SOLDAGEM 
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