Artigo07-525

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IV Congresso Nacional de Engenharia Mecânica 
22 a 25 de Agosto 2006, Recife-PE 
 
AVALIAÇÃO DA RESISTÊNCIA AO DESGASTE DE LIGAS Fe-Cr-C-Nb-V 
DESENVOLVIDAS PARA SOLDA DE REVESTIMENTO DURO PARA USO 
SOB CONDIÇÕES ALTAMENTE ABRASIVAS 
 
Edmilson Otoni Corrêa 1 
Nelson Guedes de Alcântara 2 
Dorival Gonçalves Tecco 3 
R. Vasant Kumar 4 
 
ecotoni@unifei.edu.br 
nelsong@power.ufscar.br 
dorival.tecco@welding-alloys.co.uk 
rvk10@cam.ac.uk 
 
1 Universidade Federal de Itajubá, Av BPS, 1303, Pinheirinho, Itajubá, Minas Gerais 37500.903. 
2 Universidade Federal de São Carlos, Departamento de Materiais - DEMA, Rodovia Washington 
Luis, Km 235, Caixa postal 676, São Carlos, São Paulo 13565.905. 
3 Welding Alloys Ltd, The Way, Fowlmere, Nr. Royston, Herts, SG8 7QS, United Kingdom. 
4 University of Cambridge, Department of Materials Science and Metallurgy, New Museum site, 
Pembroke Street, Cambridge, CB2 3QZ, United Kingdom. 
 
Resumo. O presente trabalho tem como objetivo estabelecer uma relação entre a microestrutura e 
resistência ao desgaste de uma liga de revestimento duro, baseada no sistema Fe-Cr-C-Nb-V, 
desenvolvida para revestir, por soldagem arco aberto (Open Arc), componentes sujeitos ao 
desgaste abrasivo severo. O trabalho incluiu, simulação teórica da solidificação, a caracterização 
microestrutural da liga e testes de abrasão. Resultados da caracterização microestrutural 
mostraram que a microestrutura da liga consiste de carbonetos NbC distribuídos numa matriz 
austenítica contendo carbonetos M3C e “ilhas” do eutético /M7C3. Resultados de micro-análise 
indicaram que o vanádio se direcionou preferencialmente para os carbonetos NbC e M3C. Testes 
de abrasão a baixa e a alta tensão mostraram que a microestrutura de maior tenacidade presente 
na liga Fe-Cr-C-Nb-V proporcionou uma resistência ao desgaste superior àquela das ligas Fe-Cr-
C convencionais depositadas nas mesmas condições. 
 
Palavras chave: Solda de revestimento, ligas ferrosas, desgaste abrasivo, microestrutura. 
 
1. INTRODUÇÃO 
 
As ligas Fe-Cr-C, com uma concentração substancial de cromo (até 40%) e de carbono (até 6%) 
e uma microestrutura contendo uma grande fração volumétrica de carbonetos duros, são 
freqüentemente usadas para solda de revestimento duro de superfícies sujeitas à abrasão, devido ao 
seu baixo custo e boa resistência ao desgaste (Atamert et al, 1988). Estas ligas são normalmente 
depositadas por soldagem, a qual as taxas de resfriamento são suficientemente altas (20-30K/s) para 
produzir uma microestrutura metaestável (fora do equilíbrio) de carbonetos M7C3 numa matriz de 
austenita retida. 
No entanto, a aplicação destas ligas para revestir componentes expostos a um certo nível de 
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impacto, é limitada, visto que as mesmas contem grandes carbonetos de cromo duros e frágeis. À 
medida que os carbonetos são removidos da matriz durante o processo de desgaste, a perda de 
material da superfície se torna mais intensa (desgaste severo). 
Uma outra forma de melhorar a resistência ao desgaste destas ligas juntamente com a tenacidade 
necessária para resistir aos repetidos impactos, é adicionar elementos formadores de carbonetos 
fortes tais como Nb, Ti, V e W. a fim de obter carbonetos do tipo MC, os quais são bem mais duros, 
porém, mais finos do que os carbonetos de cromo. Em geral, se há uma distribuição uniforme destes 
carbonetos e se os mesmos estão proximamente espaçados, as partículas abrasivas não podem 
penetrar efetivamente na matriz mais tenaz, levando a uma maior resistência ao desgaste e a uma 
melhoria na tenacidade (Atamert et al, 1988). 
O objetivo do presente trabalho, portanto, foi fazer uma correlação entre a microestrutura e a 
resistência ao desgaste de uma liga de revestimento duro baseada no sistema Fe-Cr-C-Nb-V 
desenvolvida para revestir componentes sujeitos ao desgaste abrasivo severo pela técnica de 
soldagem “arco aberto” usando microscopia ótica e de varredura, micro-análise e simulação 
termodinâmica. Os resultados obtidos foram, então comparados com aqueles obtidos para as ligas 
convencionais Fe-Cr-C. 
 
2. PROCEDIMENTO EXPERIMENTAL 
 
2.1. Estudo da solidificação 
 
Está bem estabelecido que variações no teor de elementos de liga têm um efeito significativo 
sobre a natureza e a fração volumétrica de carbonetos e austenita retida durante a solidificação e que 
estas diferenças microestruturais, por sua vez, têm uma influência considerável sobre a 
susceptibildade do metal de solda a trincas de solidificação e sobre as propriedades de desgaste. 
Considerar estes efeitos sobre as propriedades de desgaste da liga ainda na fase de 
desenvolvimento de arames para solda de revestimento é um dos grandes problemas enfrentados 
pelos engenheiros. Para solucionar isto, o estudo da solidificação se tornou uma ferramenta 
essencial durante a fase de desenvolvimento da liga. Através deste estudo é possível investigar a 
solidificação, ou seja, prever com uma boa precisão, as fases que se formarão a cada etapa da 
solidificação e resolver questões que eventualmente possam surgir durante o projeto da liga, como, 
por exemplo, otimizar a fração volumétrica de carbonetos de cromo de um revestimento que está se 
fragmentando ou se desgastando rapidamente em uma aplicação de campo. 
Dado que normalmente o metal de solda se solidifica em altas taxas de resfriamento, a 
microestrutura obtida está longe do equilíbrio e, portanto, os modelos termodinâmicos devem ser 
escolhidos levando em conta está solidificação fora do equilíbrio para assegurar resultados realistas. 
Isto levou, portanto, a escolha do módulo de simulação Scheil do MTDATA em conjunção com os 
bancos de dados plus e sub-sgte para o estudo da solidificação da liga em estudo (MT-DATA 
Guide, 1998). Tais simulações têm dado resultados bem precisos no caso de solidificação de soldas 
de revestimento de outras ligas Fe-Cr-C-Nb. 
 
2.2. Fabricação dos consumíveis 
 
Os consumíveis usados na deposição das soldas de revestimento duro foram arames tubulares 
com diâmetro de 2,8 mm. Para a fabricação dos arames das ligas experimental e convencional 
foram usados os pós Fe-Cr, Fe-Nb, Si-Mn, etc. 
As misturas de pós foram processadas num misturador vibratório em 42 rpm por 1 hora e em 
seguida, inseridas para dentro de uma fita metálica, como ilustrado na figura 1, para a fabricação do 
arame tubular. O processo de fabricação dos arames é bastante versátil. Primeiramente, a tira 
metálica é conformada na forma de “U” e que para dentro da qual é inserida a mistura de pó . Em 
seguida, após passar por vários conjuntos de rolos, a mesma é fechada em um formato de “O” para 
o diâmetro desejado do arame. 
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2.3. Soldagem Arco Aberto 
 
A soldagem arco aberto é aplicável essencialmente com arames tubulares e é o processo de 
soldagem mais simples e barato utilizado na deposição de cordões de solda de revestimento duro. 
Este processo dispensa a utilização de gás de proteção ou fluxos externos, apresenta taxas de 
deposição altas, não produz escória e é facilmente automatizado. 
Foram realizadas as soldas de revestimento duro para cada liga sobre o substrato de aço 1025, 
utilizando o processo de soldagem automatizado arame tubular arco aberto. Os cordões de solda 
foram depositados sobre o substrato de tal forma a se produzir um revestimento duro com oito 
camadas (aproximadamente 20 mm de altura). 
A obtenção de um revestimento duro com oito camadas teve a finalidade eliminar 
completamente o efeito da diluição sobre a microestrutura nas camadas superiores do revestimento 
e reproduzir, com a maior fidelidade possível, a aplicação de solda de revestimento duroem 
grandes componentes da industria de cimento e mineral (ex. mesas e rolos de moinhos verticais). A 
tabela 1 mostra os parâmetros de soldagem utilizados para as soldas de revestimento duro. 
 
Tabela 1. Parâmetros de soldagem para todas as camadas de solda de revestimento duro 
 
Voltagem 28 a 31 V 
Corrente de soldagem 450 a 500 A 
Polaridade do eletrodo positiva 
Velocidade de alimentação do arame 4,5 m/min 
Velocidade de soldagem 1,5 m/min 
Pré-aquecimento não 
Ângulo do eletrodo  10 o da superfície da chapa 
Stick-out 30 mm 
Distância entre os cordões (step over) 6 mm 
Tipo de cordão Reto (sem oscilação) 
Taxa de deposição  7,5 kg/h 
 
A faixa de composição química média, obtida por espectrometria de emissão ótica, das camadas 
superiores das soldas de revestimento duro estudadas é mostrada na tabela 2. A liga denominada 
HCO é um ferro fundido alto cromo convencional contendo carbonetos de cromo primários e 
eutéticos na matriz. A liga 750 é uma liga desenvolvida recentemente e contém a adição de nióbio, 
vanádio e níquel, bem como um teor de cromo mais baixo. 
 
Tabela 2. Faixa de composição química do metal de solda (balanço Fe) nas camadas superiores do 
revestimento duro.(% em peso). 
Valores médios obtidos em 6 medidas. 
 
Arame C Si Mn Cr Ni Nb Ti V 
HCO 4,85 0,8 1,1 24,5 … … … … 
750 Min. 3,5 1,0 1,0 5,0 1,5 3,5 … 1,5 
Max. 4,5 1,5 1,5 10,0 2,5 10,5 0,2 3,0 
 
2.4. Caracterização microestrutural e testes de dureza 
 
Os corpos de prova para avaliação microestrutural foram retirados na seção transversal do metal 
base, perpendicularmente à direção de soldagem. O corpo de prova da liga 750 foi caracterizado por 
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difração de Raios X para identificação das fases presentes numa faixa angular de 10º < 2 < 120º. 
Avaliação microestrutural dos corpos de prova foram realizadas utilizando microscopia ótica, 
analisador de imagem “Analyses” e microscopia eletrônica de varredura (MEV). Todos os corpos 
de prova foram atacados com reagente de Villela. Espectrometria por energia dispersiva (EDS) 
disponível no MEV permitiu a obtenção de micro-análise qualitativa de fases individuais presentes. 
Além disso, algumas superfícies de desgaste foram avaliadas no MEV numa tentativa de se ter um 
melhor entendimento dos mecanismos de desgaste. 
Testes dureza Vickers usando carga de 30 Kg foram realizados para a determinação da dureza 
do material depositado. 
 
2.5. Testes de degaste 
 
Testes de resistência à abrasão a baixa tensão foram realizados para cada liga utilizando o ensaio 
de roda de borracha de acordo com o procedimento A da norma ASTM G65-00e1. Os corpos de 
prova foram cortados nas dimensões de 25x70x16mm e acabados por retificação. O abrasivo 
utilizado foi areia de sílica Ottawa AFS 50/70 seca. Os corpos de prova foram desgastados pelo 
contato com a areia entre a roda de borracha sob a força de 130N. a rotação da roda foi mantida em 
200 rpm quando em movimento e sob pressão de ensaio. O número de rotações da roda de borracha 
para interromper o ensaio foi fixado em 6.000 revoluções. 
Testes de desgaste abrasivo a alta tensão (pino sobre lixa) foram realizados a seco para cada liga 
usando corpos de prova cilíndricos de 6mm de diâmetro x 6 mm de comprimento, retirados 
perpendicularmente às camadas superiores do revestimento, através de eletro-erosão. Os corpos de 
prova foram retirados do revestimento de tal forma que a superfície de teste fosse paralela às 
camadas de solda de revestimento. Durante o teste, os corpos de prova foram carregados 
verticalmente e por gravidade com uma carga de 320g e movidos sobre um disco com velocidade de 
rotação de 45 rpm e revestido com uma lixa de SiC de 180 mesh. Para todos os ensaios foi adotado 
um número máximo de revoluções de 600 rpm. O comprimento da trilha de desgaste utilizado foi 
de 64mm e a velocidade de deslocamento de aproximadamente 9mm/s. A cada 200 voltas, a perda 
de volume era determinada e a lixa abrasiva trocada para evitar efeitos adversos no resultado devido 
à degradação do abrasivo durante os testes. 
 
3. RESULTADOS E DISCUSSÕES 
 
3.1. Solidificação da liga 
 
A sequência de solidificação da liga 750 é mostrada na figura 2. Por esta figura pode-se notar 
que a primeira fase sólida a aparecer durante a solidificação da liga é a fase MC; a qual precipita do 
líquido em aproximadamente 2302 ºC. A fração volumétrica de MC aumenta gradativamente numa 
faixa de temperatura de quase 990ºC até a liga atingir a temperatura de 1316ºC. A solidificação 
prossegue com a formação de uma pequena fração de austenita a partir de 1316ºC e juntamente com 
a fase MC, permanecem como fases sólidas presentes no líquido até 1201ºC, onde se inicia a 
formação de M7C3. 
A partir de 1201ºC, com uma fração volumétrica de líquido remanescente em aproximadamente 
85%, ocorre uma formação intensa de austenita e mais M7C3 segundo a reação eutética : 
L  + M7C3 . Abaixo desta temperatura não é mais esperada a formação de MC. 
Em 1141ºC, com a fração em peso do líquido remanescente em aproximadamente 25%, é 
prevista a formação de M3C junto com mais austenita. De acordo com as projeções liquidus 
encontradas na literatura (Metals Handbook, 1983 e Kesri et al, 1987), esta formação de M3C e 
mais austenita em ~1141ºC até ~980ºC é resultado da reação peritética descrita como: 
L + M7C3  M3C. 
Na simulação ilustrada na figura 2, não foi prevista a formação de qualquer fase carboneto 
contendo V, embora este elemento seja um forte formador de carboneto e o seu teor na liga (~2,5%) 
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considerável. Isto é, provavelmente, devido à presença de um teor elevado de Nb no líquido (~10%) 
que, por ser um formador de carboneto mais forte, absorve uma grande quantidade de carbono 
durante uma faixa grande de temperatura, diminuindo a possibilidade de formação de carbonetos de 
V. Além disso, o V tende a apresentar solubilidade em carbonetos ricos em Nb e Cr (Berns et al, 
1987). 
 
 
Figura 2. Resultado da simulação Scheil mostrando a solidificação da liga 750 sob condições fora 
do equilíbrio. 
 
A partir dos resultados obtidos na simulação Scheil, a solidificação da liga 750 pode ser 
resumida da seguinte forma: 
 
L 2302 ºC L + MC 1316 ºC L + MC +  1201 ºC L + MC +  + M7C3 
 1141 ºC L + MC +  + M7C3 + M3C 
 
A figura 3 mostra a fração volumétrica das fases termodinamicamente estáveis após a 
solidificação completa da liga e por esta pode-se observar que a fração em peso calculada de 
carbonetos MC foi de aproximadamente 11%, de M7C3 de 17%, de austenita 60,5% e de M3C 
11,5%. 
 
 
Figura 4. Fração volumétrica calculada das fases de equilíbrio da liga 750 em função da temperatura 
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3.2. Caracterização microestrutural 
 
A figura 5 mostra a microestrutura da seção transversal das camadas superiores não diluídas da 
liga HCO. Pode-se notar grandes carbonetos M7C3 primários na forma de agulhas numa matriz 
eutética contendo carbonetos M7C3 finos e austenita retida. 
 
 
 
Figura 5. Micrografia ótica da seção transversal da liga HCO mostrando carbonetos primários 
largos em forma de agulha numa matriz eutética. 
 
A figura 6 mostra o perfil de difração de Raio X da liga 750. Embora o pico de maior 
intensidade tenha sido detectado como uma liga Fe-Cr, ao comparar as distâncias interplanares 
deste pico e da austenita comum, pode-se sugerir que esta fase é austenita com um alto teor de 
cromo. A fase M7C3, prevista na simulação, tambémnão foi detectada no difratograma. No entanto, 
há a ocorrência de um pico também identificado como uma liga Fe-Cr (2  82º) e que dentre as 
fases possíveis de acordo com a distância interplanar, se encontra a fase M7C3. 
A avaliação microestrutural da superfície polida da liga 750 por MEV (veja figura 7) revelou a 
presença de três fases distintas: uma fase clara denominada A, uma fase cinza escuro mais fina 
denominada B e uma fase matriz cinza claro denominada C. 
 
 
 
Figura 6. Difratograma da liga 750 
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Figura 7. micrografia obtida por MEV da superfície polida da liga 750 
 
Após o ataque, a característica mais importante observada na liga 750 é a presença de ilhas de 
um eutético (fase D) distribuídas na matriz (veja figura 8a). Este eutético pode ser visto claramente 
na figura 8b. 
Embora micro-análises EDS não permitam uma medida quantitativa confiável do teor de 
carbono, os resultados obtidos mostraram que as partículas mais claras (fase A) contem 
aproximadamente 64% Nb, indicando que as mesmas são carbonetos NbC (veja tabela 2). 
As fases cinza escuro e cinza claro, denominadas B e C, respectivamente, provavelmente 
representam a fase M3C e a matriz austenítica. Resultados de micro-análises mostrados na tabela 2 
indicam que a fase B contém aproximadamente 13% Cr e uma alta concentração de ferro (~65%). 
De acordo com a projeção liquidus do sistema Fe-Cr-C (Metals Handbook, 1983), a solubilidade 
máxima de cromo no carboneto M3C é 15%; o que suporta a afirmação de que a fase B é mesmo 
carbonetos M3C extremamente finos dispersos na matriz. Resultados de micro-análise obtidos para 
a fase C (tabela 2) indica que a mesma é austenita com alto teor de cromo (aproximadamente 20%). 
 
 
 (a) (b) 
 
Figura 8. Micrografia após ataque obtida por MEV mostrando a fase D. (a) menor aumento (b) 
maior aumento. Ataque: reagente de Villela. 
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De acordo com os resultados de micro-análises mostrados na tabela 2, o eutético presente na 
matriz (figura 8) contém uma grande quantidade de cromo (~50%) e ferro (~36%) sugerindo que os 
mesmos sejam o eutético /M7C3. Os resultados também mostraram que o V se direcionou 
preferencialmente para os carbonetos NbC e M3C e, em menor proporção, para o eutético e para a 
matriz. 
 
Tabela 3. Composição química obtida por EDS das fases, ignorando o teor de carbono 
 
Fase A 
(%) 
B 
(%) 
C 
(%) 
D 
(%) 
Si - 1,27 1,90 0,87 
Nb 63,71 3,12 0,96 1,10 
V 25,42 20,68 4,69 9,98 
Cr 3,76 13,29 21,81 49,68 
Mn - 1,28 2,27 - 
Fe 3,0 60,36 67,21 36,27 
Ni - - 1,16 0,32 
 
A tabela 3 mostra a fração volumétrica das fases presentes na liga 750. Por apresentar o mesmo 
contraste no microscópio ótico, as fases MC e M3C foram contadas como uma única fase pelo 
analisador de imagens. Os resultados mostraram que a fração volumétrica média das fases MC e 
M3C somadas é de aproximadamente 20,5%. Ao se somar os resultados teóricos obtidos para estas 
duas fases na figura 2 (~22,5%) pode-se constatar que os valores estão razoavelmente próximos. 
Considerando estes resultados e a composição da liga, é razoável assumir que as frações 
volumétricas reais de cada fase individual acompanham os valores teóricos mostrados na figura 2. 
 
Tabela 3. Resultados da análise de imagem 
 
Função 
Estatística 
Fase 
M7C3 +  
Fase 
MC + M3C 
Unidade m2 % m2 % 
Contagem 15 15 15 15 
Média 58717 79,55 14945,07 20,45 
Desvio 
Padrão 
1231,95 1,67 975,24 1,32 
 
3.3. Dureza e resistência ao desgaste 
 
As figuras 9(a) e 9(b) mostram o perfil de dureza Vickers ao longo da seção transversal das ligas 
de revestimento. A dureza da liga HCO permanece razoavelmente constante ao longo de toda a 
superfície e, principalmente, até aproximadamente 5 mm onde o valor de dureza médio é de 793 
HV. Esta liga apresenta uma matriz eutética /M7C3. 
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Com relação à liga 750, pode-se notar que até aproximadamente 5 mm da superfície, a dureza 
permanece razoavelmente constante em valores médios de 710 HV, decrescendo em seguida para 
valores médios de 534 HV. Esta liga apresentou uma matriz mais dúctil, majoritariamente 
austenítica e com a presença de carbonetos M3C finos. 
As figuras 10 (a) e (b) fornecem os resultados de desgaste das ligas em baixa e alta tensão. 
 
 
 (a) (b) 
Figura 9. perfil de dureza das ligas de revestimento. (a) HCO, (b) liga 750 
 
 
Figura 10. Resultados de desgaste: (a) baixa tensão- fig. esquerda e (b) alta tensão- fig. direita 
 
Pelas figuras pode-se notar que, apesar da maior dureza, a liga hipereutética HCO apresentou 
uma menor resistência ao desgaste abrasivo, principalmente à baixa tensão. Isto pode ser atribuído 
ao microtrincamento e arrancamento de largos carbonetos M7C3 primários duros e frágeis da matriz 
(Berns et al, 1987). Outros autores (Fulcher et al, 1983 e Prasad et al, 1982) identificaram outros 
mecanismos de desgaste que podem atuar na degradação microestrutural destas ligas tais como 
formação de pites e a ação de sulcamento pelos próprios fragmentos dos carbonetos. Por outro lado, 
O melhor desempenho da liga 750 ao desgaste abrasivo a baixa tensão (veja figura 10a) pode ser 
atribuído à presença das partículas finas de carbonetos NbC distribuídas uniformemente e mantidas 
firmemente aprisionadas na matriz devido à sua morfologia favorável e, também, à presença de 
carbonetos M3C finos e “ilhas” do eutético na matriz, os quais contribuíram para o aumento da 
resistência ao desgaste à baixa tensão da matriz austenítica rica em cromo (Chen et al, 1993 e 
Scandela et al, 2004). 
Pode-se notar também pela figura 10b que, em altas tensões, o desempenho contra o desgaste da 
liga 750 é bem similar ao da liga convencional HCO. É interessante notar, no entanto, que no 
estágio inicial do ensaio (200 rpm), a liga 750 apresenta um desempenho superior ao da liga 
convencional HCO. Este comportamento indica que, nos estágios iniciais de desgaste não houve 
deterioração e/ou fragmentação significativa das partículas de carbonetos NbC duros, as quais 
protegeram eficazmente a matriz mais mole de um desgaste mais severo. A partir daí, o efeito de 
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deterioração e fragmentação dos carbonetos NbC, devido ao atrito com as partículas abrasivas da 
lixa, passa a ser significativo e a matriz austenítica menos protegida se desgasta rapidamente. 
Conseqüentemente, com o desgaste mais intenso da matriz, as partículas de carbonetos 
remanescentes ficam expostas e mais susceptíveis à fratura e posterior remoção da superfície, 
deixando a matriz ainda mais desprotegida de um desgaste mais severo por microusinagem. 
Todas estas ligas de revestimento são susceptíveis às trincas de solidificação; as quais aliviam as 
tensões residuais de soldagem e evitam a descamação do revestimento. No entanto, em aplicações 
onde o componente está sujeito ao impacto e vibração, a presença destas trincas combinada com a 
pobre resistência ao impacto destas ligas, pode levar a fragmentação completa do revestimento. Por 
isso, se buscam incessantemente, ligas que apresentem um bom compromisso entre resistência ao 
desgaste e tenacidade. 
As figuras 11a e 11bmostram os corpos de prova de desgaste das ligas estudadas. Como pode 
ser visto, a liga 750 apresenta uma menor quantidade de trincas bem como uma menor interligação 
entre elas, indicando uma maior tenacidade desta liga de matriz predominantemente austenítica e 
sem a presença de largos carbonetos M7C3 duros e frágeis. 
 
 (a) (b) 
Figura 11. corpos de prova de desgaste baixa tensão. (a) HCO, (b) 750 
 
4. CONCLUSÃO 
 
O presente estudo mostrou que a liga 750 apresentou uma microestrutura que proporcionou uma 
melhor combinação entre tenacidade e resistência ao desgaste abrasivo em comparação com a liga 
convencional HCO. Isto foi atribuído à presença de carbonetos NbC finos finamente distribuídos 
numa matriz composta de austenita retida e carbonetos M3C bem como a ausência de carbonetos 
primários M7C3 grosseiros. Devido a isto, esta liga se torna promissora para aplicações em 
componentes que, em serviço, estão sujeitos ao desgaste abrasivo, ao impacto leve e/ou vibração. 
 
5. REFERÊNCIAS 
 
Atamert, S. and Bhadeshia, H.K.D.H., 1988, “Microstructure and Stability of Fe-Cr-C 
Hardfacing Alloys”, Materials Science and Engineering A, 130, pp. 101-111. 
Berns, H. and Fischer, A., 1987, “Microstructure of Fe-Cr-C Hardfacing Alloys with 
Additions of Nb, Ti and B”. Metallography, 20, pp. 401-429. 
Chen, H.X., Chang, Z.C., Lu, J.C. and Lin, H.T., 1993, “Effect of Niobium on Wear 
Resistance of 15%Cr White Cast Iron, Wear, 166, pp. 197-201. 
Fulcher, J.K., Kosel, T.H. and Fiore, N.F., 1983, “The effect of Carbide Volume Fraction on 
the Low Stress Abrasion Resistance of High Cr-Mo White Cast Irons, Wear, 84, pp. 313-325. 
Kesri, R. and Durand-Charre, M., 1987, “Phase Equilibria, Solidification and Solid-state 
Transformation of White Cast Irons Containing Niobium”, Journal of Materials Science, 22, pp. 
2959-2964 
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Scandela, F and Scandela R., 2004, “Development Hardfacing Material in Fe-Cr-C-Nb 
System for Use under Highly Abrasive Conditions”, Materials Science and Technology, Vol. 
20, pp. 93-105. 
User’s Guide MT-DATA 4.70, National Physical Laboratory, Teddington, UK. 
 
DIREITOS AUTORAIS 
 
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EVALUATION OF WEAR RESISTANCE OF A Fe-Cr-C- Nb -V HARDFACING ALLOY 
FOR USE UNDER HIGHLY ABRASIVE CONDITIONS. 
 
Edmilson Otoni Corrêa 1 
Nelson Guedes de Alcântara 2 
Dorival Gonçalves Tecco 3 
R. Vasant Kumar 4 
 
1 ecotoni@unifei.edu.br 
2 nelsong@power.ufscar.br 
3 dorival.tecco@welding-alloys.co.uk 
4 rvk10@cam.ac.uk 
 
1 Universidade Federal de Itajubá, Av BPS, 1303, Pinheirinho, Itajubá, Minas Gerais 37500.903. 
2 Universidade Federal de São Carlos, Departamento de Materiais - DEMA, Rodovia Washington 
Luis, Km 235, Caixa postal 676, São Carlos, São Paulo 13565.905. 
3 Welding Alloys Ltd, The Way, Fowlmere, Nr. Royston, Herts, SG8 7QS, United Kingdom. 
4 University of Cambridge, Department of Materials Science and Metallurgy, New Museum site, 
Pembroke Street, Cambridge, CB2 3QZ, United Kingdom. 
 
 
Abstract. The relationship between abrasive wear resistance and microstructure of a hardfacing 
alloy based on Fe-Cr-C-Nb-V system was investigated. This material was developed for cladding, 
by an open arc welding technique, of components subjected to severe abrasive wear. The work 
undertaken included the solidification study, microstructural characterization and abrasion testing. 
Microstructural examinations of hardfaced layer showed that the microstructure of the alloy 
consisted of a large volume fraction of primary niobium carbides randomly dispersed in a 
metastable austenitic matrix containing fine M3C carbides and “islands” of eutectic mixture of 
/M7C3. Energy dispersive-X-ray analysis results showed that V preferentially partition into the 
NbC and M3C phases. In comparison with the conventional high carbon/high chromium hardfacing 
alloy with higher hardness, a Fe-Cr-C-Nb-V hardfacing alloy, exhibited improved abrasive wear 
resistance and a higher toughness. 
 
Keywords: hardfacing alloy, abrasive wear resistance, microstructure.