Aspectos microestruturais e mecânicos da soldagem de revestimento duro com as ligas FeCrC e FeCrC+Nb utilizando o processo FCAW

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ISSN 1517-7076 artigo xxxxx, pp.xxxx-xxxx, 2013
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Aspectos microestruturais e mecânicos da soldagem de revestimento 
duro com as ligas FeCrC e FeCrC+Nb utilizando o processo FCAW
Microstructural and mechanical aspects of hardfacing welding with 
FeCrC and FeCrC+Nb alloys by FCAW process
Arley Henrique de Souza Luz 1, Felipe Ribeiro Teixeira 1, Marco Antônio Beltrão Pamplona Junior 1, Carlos 
Alberto Mendes da Mota 1, Alexandre Saldanha do Nascimento 1
1 Universidade Federal do Pará, PPGEM/GETSOLDA/UFPA, CEP: 66075-110, Rua Augusto Corrêa, Belém, PA.
e-mail do autor 1: arleyhenri@gmail.com
e-mail do autor 2: teixeira.304@hotmail.com
e-mail do autor 3: pamplonam01@gmail.com
e-mail do autor 4: cmota@ufpa.br
e-mail do autor 1: saldanha77@yahoo.com.br
RESUMO
O revestimento duro tem sido utilizado como um método de combate ao desgaste abrasivo, aumentando a 
vida útil dos equipamentos, diminuindo despesas com recuperação e reposição de peças e paradas para 
manutenção. Este trabalho objetiva avaliar características mecânicas e microestruturais de soldas de 
revestimento duro com as ligas FeCrC e FeCrC+Nb, depositados pelo processo de arame tubular 
autoprotegido sobre chapas de aço SAE/AISI 1020. Os parâmetros de soldagem foram estudados 
anteriormente e os que obtiveram menor diluição foram utilizados para as soldagens. Foram realizadas soldas 
à temperatura ambiente e com pré-aquecimento de 250° C em revestimentos de camada única e de duas 
camadas com sobreposição de 50% entrepasses. Através do ensaio de líquido penetrante verificou-se o 
aspecto superficial dos revestimentos e fez-se avaliação das trincas superficiais. Os revestimentos foram 
cortados transversalmente para análise microestrutual, ensaio de microdureza Vickers e dureza Rockwell C. 
A liga FeCrC+Nb apresentou a menor incidência de trincas. As microestruturas de todos os revestimentos da 
liga FeCrC apresentaram a formação de grandes carbonetos primários do tipo M7C3 com morfologia 
hexagonal e em forma de agulhas, imersos em uma matriz eutética de austenita mais carbonetos. A liga 
FeCrC apresentou microdureza superior em relação a liga FeCrC+Nb por conta da maior presença e tamanho 
de carbonetos primários M7C3 na matriz. Os revestimentos não tiveram variações significativas de dureza.
Palavras-chave: Revestimento duro, trincas de solidificação, carbonetos.
ABSTRACT
Hardfacing has been used as a method of combating abrasive wear, increasing equipment’s life span, 
reducing costs with parts recovery and replacement and maintenance stops. This work evaluates the 
mechanical and microstructural characteristics of hardfacing FeCrC and FeCrC + Nb alloy, deposited by 
Flux-cored arc welding (FCAW-S) process on SAE 1020 steel sheets. The welding parameters were studied 
previously and the ones that obtained lower dilution were used for welding. Welds were performed at room 
temperature and with preheat of 250 ° C in single-layer and two-layer coatings with 50% overlapping 
between lays. The coating’s surface appearance was checked by liquid penetrant inspection and the surface 
cracks were evaluated. The coatings were cross-cut for microstructural analysis, Vickers and Rockwell C 
hardness tests. FeCrC + Nb alloy coatings presented the lowest incidence of craks. All FeCrC alloy coatings 
microstructures presented large primary M7C3 carbides in a hexagonal and needle-shaped morphology, on a 
matrix of a eutectic mixture of austenite and carbides. FeCrC alloy presented superior microhardness values 
in relation to FeCRC + Nb alloy because of the higher number and larger size of primary M7C3 carbides on 
the matrix. The coatings did not have significant variations of Rockwell C hardness values.
mailto:arleyhenri@gmail.com
mailto:teixeira.304@hotmail.com
mailto:pamplonam01@gmail.com
mailto:cmota@ufpa.br
mailto:saldanha77@yahoo.com.br
SOBRENOME, A1.N.; SOBRENOME, A2.N.; SOBRENOME, A3.N. revista Matéria, v.00, n.0, pp. xx – xx, 2013.
1. INTRODUÇÃO
O fenômeno do desgaste está presente em praticamente todos os processos industriais,
em especial àqueles que envolvem a exploração e beneficiamento de minério e seus agregados. O desgaste é 
definido como um dano gerado nas superfícies sólidas envolvendo perda progressiva de material, devido ao 
movimento relativo entre uma superfície e um material cortante [1]. 
A luta das áreas de manutenção das indústrias é incessante contra o desgaste no sentido do aumento da 
periodicidade entre paradas de manutenção e a redução de trocas de componentes. A possibilidade de 
reconstruir tais componentes ou prepara-los para suportar melhor as condições de trabalho que exijam 
grandes solicitações ou fenômenos complexos de desgaste é constantemente estudada, visando novas técnicas 
que contribuam com aumento da vida útil dos componentes utilizados e com reduções de tempo e custos 
durante o processamento.
Uma maneira bastante eficiente de combate ao desgaste abrasivo e de recuperação de componentes 
desgastados se dá pela técnica de revestimento, a qual consiste na deposição de uma liga especial resistente 
ao desgaste na superfície sujeita à deterioração. Dentre as formas mais eficazes para obtenção do 
revestimento destaca-se o revestimento duro, caracterizado pela soldagem de múltiplos cordões sobre a 
superfície do substrato [2]. 
Os processos de soldagem mais utilizados para operação de revestimento duro são o processo Arame 
Tubular (FCAW) e Arco Submerso, sendo o tamanho, a forma e a composição química do metal base, fatores 
importantes na escolha [2]. 
De maneira geral, as ligas para revestimento duro utilizadas neste tipo de aplicação
pertencem ao sistema Fe-Cr-C, destacando-se em particular os aços de baixa liga, aços de alto cromo 
austeníticos e ferros fundidos branco de alto cromo. Os ferros fundidos brancos alto cromo estão entre os 
materiais com maior resistência ao desgaste abrasivo, e têm sido muito empregados para a minimização do 
desgaste abrasivo desde o início do século XX. O bom desempenho destas ligas contra a abrasão deriva de 
uma microestrutura polifásica formada principalmente por carbonetos de cromo, bastante duros e resistentes 
à ação abrasiva, suportados por uma matriz austenítica ou martensítica que, por sua vez, confere uma relativa 
tenacidade ao material [3]. 
Neste sentido, o presente trabalho objetiva estudar aspectos superficiais (ensaio de líquido penetrante), 
mecânicos (ensaios de microdureza e dureza) e microestruturais (microscopias óptica e eletrônica de 
varredura) de soldas com a técnica de revestimento duro entre chapas de aço carbono e dois consumíveis de 
ferro fundido branco alto cromo, FeCrC e FeCrC + Nb, depositados com o processo de soldagem FCAW.
2. MATERIAIS E MÉTODOS
As soldagens de revestimento foram realizadas sobre chapas do aço carbono AISI 1020 com dimensões de 
9,6 mm x 50 mm x 200 mm. Como metais de adição foram utilizados dois arames tubulares de ferro fundido 
branco alto cromo, FeCrC e FeCrC + Nb , os quais têm suas respectivas composições químicas mostradas na 
Tabela 1.
Tabela 1: Composição química (% em peso) dos metais de adição fornecida pelo fabricante.
CONSUMÍVEL COMPOSIÇÃO QUÍMICA (% EM PESO)
C Si Cr Mn Nb
FeCrC 5,0 1,5 27,0 1,5 -
FeCrC + Nb 5,0 1,2 22,0 0,5 7,0
Os parâmetros empregados neste trabalho para ambos os arame-eletrodos foram retirados de uma 
condição com baixa diluição, ideal para revestimento, selecionada por CAVALCANTE [4]. A Tabela 2 
indica os parâmetros de soldagem usados nos experimentos.
Tabela 2: Parâmetros operacionais de soldagem.
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TENSÃO 
(U)
VELOCIDADADE DE 
ALIMENTAÇÃO 
(m/min)
VELOCIDADE DE 
SOLDAGEM 
(cm/min)
CORRENTE 
MÉ DIA Im 
(A)
DBCP 
(mm)
ENERGIA DE 
SOLDAGEM 
(J/mm)
DILUIÇÃO 
(%)
28,0 10,0 30,0 256,0 40,0 1433,6 19,6
Onde: Im = Corrente média; DBCP = Distância bico de contato peça.
A soldagem de revestimento foiefetuada na posição plana com uma sobreposição lateral entre os 
cordões de 50% e com ângulos de ataque e de trabalho iguais a 90° e 0°, respectivamente. A Figura 1 ilustra 
o esquema de posicionamento da tocha de soldagem.
Figura 1: Esquema de posicionamento da tocha de soldagem.
Ao todo foram confeccionados quatro revestimentos para cada arame-eletrodo utilizado. Destes 
quatro, dois são de camada única e outros dois de dupla camada. Além disso, para cada número de camadas, 
foram empregadas duas condições de temperatura interpasse (temperatura ambiente e com pré-aquecimento 
de 250 °C).
A nomenclatura adotada para os revestimentos consistiu na seguinte lógica, partindo da esquerda para 
a direita: FeCrC ou FeCrC+Nb para os dois arames empregados, SP ou CP indicando se o revestimento foi 
depositado sem ou com pré-aquecimento, respectivamente, e 1 ou 2 identificando se o revestimento apresenta 
uma ou duas camadas depositadas. A Figura 2 ilustra por meio de dois esquemas as condições de uma e duas 
camadas utilizadas neste trabalho, com destaque para os quatro cordões sobrepostos lateralmente que 
caracterizam cada camada.
Figura 2: Esquema de revestimento de uma (a) e duas camadas (b).
 
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Posterior à soldagem, os revestimento foram submetidos ao ensaio de líquido penetrante para uma 
análise quantitativa em termos do número de trincas.
Corpos de prova transversais foram retirados dos revestimentos de forma perpendicular à direção de 
soldagem. Após o corte, as amostras foram lixadas de 80 a 1200 mesh e polidas com alumina em suspensão 
de 0,5 µm. Para as análises macro e microestrutural um ataque com Nital 7% durante 5 s foi realizado.
Para exploração dos aspectos mecânicos dos revestimentos foram realizados ensaios de microdureza 
Vickers nas seções transversais ao longo das três regiões estabelecidas e destacadas na Figura 3. Para a 
obtenção do perfil de microdureza, empregou-se uma carga de 100 gf durante 15 s e um espaçamento entre 
indentações de 0,1 mm. 
Visando resultados capazes de quantificar o nível de resistência combinada entre a matriz e os 
carbonetos, realizaram-se também seis ensaios de dureza Rockwell C. Para cada uma das linhas de 
microdureza estabelecidas, foram realizados dois ensaios de dureza na região central dos revestimentos. Os 
parâmetros para o ensaio de dureza consistiram em uma carga de 1470 N e um tempo de 10 s.
Figura 3: Linhas de indentação para as seções transversais de uma (a) e duas camadas (b).
 
 
3. RESULTADOS E DISCUSSÃO
3.1 Aspectos superficiais e macrográficos
Dependendo da especificação do fabricante da peça revestida, a presença de descontinuidades lineares não 
inviabiliza completamente um revestimento, sendo as trincas o tipo de descontinuidade mais frequentemente 
encontrada nos revestimentos duros. Dentre as trincas formadas para esses revestimentos destacam-se as 
trincas de contração ou solidificação que são visíveis a olho nu e ocorrem devido à baixa ductilidade ou, às 
vezes, ao baixo limite de escoamento. Essas trincas aliviam as tensões dos cordões de solda, são transversais 
ao cordão e podem propagar-se com trabalhos mecânicos [5]. 
Neste sentido, para detectar as descontinuidades superficiais dos revestimentos, foi realizado o ensaio 
não destrutivo de líquido penetrante. Posteriormente, contabilizou-se o número de trincas para cada 
revestimento. A Figura 4 apresenta o resultado do ensaio de líquido penetrante para cada um dos 
revestimentos. A Tabela 3, por sua vez, indica a quantidade de trincas de contração encontradas nos 
revestimentos de uma e duas camadas.
Analisando a Tabela 3 verifica-se uma maior incidência de trincas para os revestimentos 
confeccionados a temperatura ambiente em relação àqueles que empregaram o pré-aquecimento de 250 °C, 
independentemente do arame-eletrodo ou do número de camadas de revestimento avaliado. Com a imposição 
do pré-aquecimento, ocorre uma redução na taxa de resfriamento que implica em menores tensões residuais 
e, consequentemente, em um menor número de trincas [6]. 
Os resultados da Tabela 3 para o arame FeCrC+Nb indicam maior presença de trincas para os 
revestimentos de duas camadas. Conforme reportado pela literatura [6], quanto maior o número de cordões 
depositados sobre a junta maior será o nível de ciclos térmicos adicionados, os quais são responsáveis pelo 
aumento de tensões residuais e implicam numa maior susceptibilidade às trincas. 
Ainda pelo exame da Tabela 3 e confrontando os resultados para os dois arames do estudo, observa-se 
uma maior quantidade de trincas para a liga FeCrC. Sabe-se que estruturas mais refinadas são menos 
propícias à propagação de trincas de solidificação já que podem deformar e acomodar tensões de contração 
mais facilmente [6-7]. Como o Nb atua como um agente nucleador e refinador de carbonetos, obtém-se uma 
microestrutura composta por carbonetos primários M7C3 mais refinada para a liga FeCrC+Nb, conforme será 
visto na seção 3.2 deste trabalho, e portanto, menos sujeita a ocorrência de trincas de solidificação.
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Figura 4: Ensaios de líquido penetrante dos revestimentos em uma e duas camadas.
Tabela 3: Número de trincas dos revestimentos.
REVESTIMENTO NÚMERO DE TRINCAS 
TRANSVERSAIS
REVESTIMENTO NÚMERO DE TRINCAS 
TRANSVERSAIS
FeCrC SP1 20 FeCrC+Nb SP1 15
FeCrC CP1 13 FeCrC+Nb CP1 4
FeCrC SP2 18 FeCrC+Nb SP2 17
FeCrC CP2 12 FeCrC+Nb CP2 10
A Figura 5 ilustra as macrografias das seções transversais para os revestimentos em uma e duas 
camadas. Pela análise das macrografias é notada a presença de descontinuidades, como porosidades e trincas. 
Novamente, nota-se a redução no número de trincas para os revestimentos com uso de pré-aquecimento 
devido à redução das tensões residuais. Além disso, também é observada uma maior tendência de 
susceptibilidade às trincas para o arame FeCrC, conforme já mencionado.
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Figura 5: Seções transversais dos revestimentos em uma (a) e duas camadas (b).
 
 
 
 
3.2 Microestrutura dos revestimentos
Na Figura 6 são apresentadas as microestruturas da interface metal de solda (MS)/zona termicamente afetada 
(ZTA) dos revestimentos confeccionados neste trabalho.
Para a liga FeCrC é observada a formação de dendritas de austenita sobre a linha de fusão e a 
matriz eutética de austenita mais carboneto. Para a liga FeCrC+Nb a microestrutura mostra a formação 
de dendritas de austenita adjacente à linha de fusão e de carbonetos de Nb em matriz eutética. As 
microestruturas evidenciadas condizem com as reportadas pela literatura, a qual conclui que as ligas do 
sistema FeCrC+Nb apresentam basicamente o mesmo tipo de contraste microestrutural das ligas FeCrC, 
formando-se dendritas de austenita ou carbonetos massivos M7C3, além da presença adicional de carbonetos 
NbC na forma primária e/ou em frações mais finas, provenientes de reações mais complexas do sistema 
quaternário [8-10]. 
FeCrC SP1
FeCrC CP1
FeCrC SP2
FeCrC CP2
FeCrC+Nb SP1
FeCrC+Nb CP1
FeCrC+Nb SP2
FeCrC+Nb CP2
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Figura 6: Microestruturas da interface MS/ZTA dos revestimentos em uma (a) e duas camadas (b).
 
 
 
 
A Figura 7 indica as microestruturas correspondentes ao centro dos revestimentos de uma e duas 
camadas.
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Figura 7: Microestrutura do centro dos revestimentos em uma (a) e duas camadas (b).
 
 
 
 
De um modo geral, de forma similar ao verificado por outros autores [9-13], as microestruturas da 
Figura 7 de todos os revestimentos da liga FeCrC apresentaram a formação de grandes carbonetos primáriosdo tipo M7C3 com morfologia hexagonal e em forma de agulhas, imersos em uma matriz eutética de austenita 
mais carbonetos. 
Apesar disso, para a liga FeCrC+Nb, são observadas microestruturas bastante distintas entre os 
revestimentos de uma e duas camadas da Figura 7. Para os revestimentos de uma camada, nota-se uma 
microestrutura caracterizada pela grande presença de carbonetos primários de nióbio (NbC) e pouquíssimos 
carbonetos primários do tipo M7C3, sendo ambos circundados pelo eutético de austenita mais carbonetos. 
Entretanto, para os revestimentos de duas camadas com a liga FeCrC+Nb, as microestruturas indicam 
carbonetos NbC juntamente com grandes e frequentes carbonetos primários M7C3, em sua maioria em 
formato de agulha e alguns com morfologia hexagonal, envolvidos por uma mistura eutética de finos 
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carbonetos M7C3 e austenita. 
Segundo BUSHELY et al. E ATAMERT & BHADESHIA [13-14], microestruturas hipoeutéticas 
podem ser obtidas na soldagem de ligas hipereutéticas como consequência da diluição estabelecida durante o 
processo de soldagem. Apesar da microestrutura dos revestimentos FeCrC+Nb SP1 e FeCrC+Nb CP1 não ser 
caracterizada como hipoeutética, admite-se que a mistura parcial entre o metal de solda e o substrato, e 
ainda, o alto nível de difusividade do carbono, podem levar a uma migração acentuada de carbono do metal 
de solda em direção ao metal de base, inibindo consideravelmente a formação dos carbonetos M7C3, haja 
vista que preferencialmente os carbonetos NbC irão se precipitar. Neste sentido, quando comparados os 
revestimentos de FeCrC+Nb de uma e duas camadas, verifica-se uma pequena incidência de carbonetos 
primários M7C3 para os revestimentos de uma camada que é atribuída a uma provável migragação de carbono 
do metal de solda em direção ao substrato.
Ainda pela análise da Figura 7 e comparando as micrografias para os dois arames, identificam-se 
carbonetos primários M7C3 em maior tamanho e frequência para a liga FeCrC. De acordo com ZHI et al. [15] 
e CHATTERJEE & PAL [16], este resultado se deve à adição de Nb para liga a FeCrC+Nb, haja vista que 
este elemento reduz a quantidade de carbono no líquido devido a formação dos primeiros precipitados de 
NbC, diminuindo a fração volumétrica e o tamanho dos carbonetos primários M7C3.
A análise por microscopia eletrônica de varredura (MEV) teve o intuito de identificar com melhor 
contraste as fases presentes por meio da análise elétrons retroespalhados (BSE- Backscattered electrons). Na 
Figura 8 observa-se as imagens próximo a superfície do revestimento. Em (a) destaca-se a presença dos 
carbonetos M7C3 grosseiro dispersos na matriz da liga de FeCrC. Em (b) tem-se presença da dos carbonetos 
NbC em cinza mais claros dispersos em matriz eutética, indicando a presença de um elemento com número 
atômico alto, neste caso o nióbio, além da presença de carbonetos M7C3. Embora não seja possível determinar 
o teor de carbono nas amostras, considerando a pouca influência da diluição na segunda camada, considera-
se que tais revestimentos sejam de fato hipereutéticos. Logo, assume-se que durante a solidificação o liquido 
tenha inicialmente se transformado em dendritas primárias ricas em cromo e carbono que seriam núcleos para 
a precipitação de carbonetos. Estas partículas teriam facilidade para crescer aleatoriamente no seio do metal 
de solda ainda liquido, 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 de 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. Logo, 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 [19].
Figura 8. Micrografia via MEV de ambas as ligas (a) FeCrC (a) FeCrC+Nb
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Ainda na Figura 8b nota-se que as partículas de NbC se encontram dentro dos carbonetos M7C3. 
Segundo WANG e LI [17] afirmam que o NbC começa a se formar na temperatura de 1300 °C. Com a 
formação de NbC, ocorre zonas ricas com Fe e Cr, que aumentam a temperatura de formação de austenita. O 
Cr e o C em trono do NbC funcionam como núcleo para formar a austenita. Desde que a taxa de partição de 
Cr e C em γ-Fe seja menor que 1, C e Cr serão expelidos para a área ao redor durante a formação da 
austenita. Logo, a área entre o NbC e a austenita vai ter um enriquecimento de Cr e C. Durante o rápido 
resfriamento após soldagem, não há tempo suficiente para Cr e C se difundirem, o que cria condição propícia 
para formação de núcleo de carboneto de cromo. A formação de núcleo ocorre no NbC ou na área ao redor, e 
então o carboneto de cromo se forma a partir do núcleo. Portanto, carboneto de nióbio e carboneto de cromo 
muitas vezes se aglomeram.
Em relação aos carbonetos M7C3, apesar de majoritariamente se apresentarem na forma de agulha, 
pode-se notar a sua presença na forma hexagonal para ambos as ligas indicando o crescimento destes 
carbonetos também na direção longitudinal
3.3 Aspectos mecânicos dos revestimentos
A Figura 8 apresenta os resultados de microdureza para os revestimentos de uma e duas camadas 
confeccionados neste trabalho, com destaque para as linhas horizontais vermelhas, que indicam as médias de 
microdureza obtidas para o metal de solda de cada revestimento.
Em termos dos resultados médios de microdureza, a liga FeCrC apresenta resultados próximos de 
1150HV, enquanto que a liga FeCrC+Nb dispõe de médias de microdurezas em torno de 900HV. Segundo 
WANG e LI [17], os carbonetos primários M7C3 apresentam até 1800 HV, enquanto que os carbonetos NbC 
apresentam até 2500 HV. Assim, apesar dos carbonetos NbC serem mais duros do que os carbonetos M7C3, a 
menor presença e tamanho de carbonetos primários M7C3 levam a uma redução na média de microdureza para 
a liga FeCrC+Nb. Além disso, a metodologia utilizada para o ensaio de microdureza também é um fator de 
influência para os valores encontrados, visto que as indentações não foram pontuais sobre os carbonetos, mas 
seguiram uma sequência linear, podendo atingir tanto a matriz eutética quanto os carbonetos.
Ainda pelo exame da Figura 8, constatam-se grandes desvios padrões associados a uma considerável 
dispersão entre os resultados de microdureza. Esta dispersão se deve a grande diferença de resistência entre a 
matriz eutética (aproximadamente 900 HV) e os carbonetos primários M7C3 e de NbC. Além disso, observa-
se uma maior dispersão no desvio padrão para a liga FeCrC em relação a liga FeCrC+Nb, justificada pela 
menor presença e tamanho de carbonetos primários M7C3 para a liga com adição de Nb.
Segundo MACEDO e GALLEGO [18], o comportamento necessário e desejável do perfil de 
microdureza ao longo do revestimento deve ser de um decaimento (sentido superfície-metal de base) 
contínuo e suave, sem oscilações bruscas da microdureza. Neste sentido, por apresentar menores dispersões 
de microdureza, pode-se dizer que a liga FeCrC+Nb é mais indicada para a aplicação em revestimento duro. 
Conforme já comentado, seis ensaios de dureza Rockwell C foram realizados visando resultados 
capazes de quantificar o nível de resistência combinada entre a matriz e os carbonetos, sendo realizados dois 
ensaios de dureza na região central dos revestimentos ao longo de cada uma das linhas de microdureza 
estabelecidas. A Figura 9 apresenta os resultados médios de dureza cada condição de revestimento com seus 
respectivos desvios padrões.Apesar da diferença significativa nas médias de microdureza entre os metais de adição empregados, a 
análise da Figura 9 não indica variações discrepantes de dureza entre os revestimentos das ligas FeCrC e 
FeCrC+Nb, independentemente da condição de pré-aquecimento ou do número de camadas avaliado.
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Figura 8: Resultados de microdureza para os revestimentos em uma e duas camadas.
 
 
 
 
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Figura 9: Resultados de dureza para os revestimentos em uma e duas camadas.
 
 
4. CONCLUSÕES
Foi observada uma maior incidência de trincas para os revestimentos confeccionados a temperatura ambiente 
em relação àqueles que empregaram o pré-aquecimento de 250 °C. 
A liga FeCrC+Nb obteve maior presença de trincas para os revestimentos de duas camadas. Na liga 
FeCrC não houveram diferenças significativas no número de trincas entre os revestimentos de uma e duas 
camadas. No geral, o revestimento com a liga FeCrC apresentou maior quantidade de trincas.
Para a liga FeCrC é observada a formação de dendritas de austenita sobre a linha de fusão e uma 
matriz eutética de austenita mais carbonetos. Para a liga FeCrC+Nb a microestrutura mostra a formação de 
dendritas de austenita adjacentes à linha de fusão e de carbonetos de Nb em matriz eutética.
Todos os revestimentos da liga FeCrC em região central do cordão apresentaram a formação de 
grandes carbonetos primários do tipo M7C3 com morfologia hexagonal e em forma de agulhas, imersos em 
uma matriz eutética de austenita mais carbonetos. 
Para os revestimentos de uma camada da liga FeCrC + Nb, nota-se uma microestrutura caracterizada 
pela grande presença de carbonetos primários de nióbio (NbC) e pouquíssimos carbonetos primários do tipo 
M7C3, sendo ambos circundados pelo eutético de austenita mais carbonetos. Entretanto, para os 
revestimentos de duas camadas com a liga FeCrC+Nb, as microestruturas indicam carbonetos NbC 
juntamente com grandes e frequentes carbonetos primários M7C3, em sua maioria em formato de agulha e 
alguns com morfologia hexagonal, envolvidos por uma mistura eutética de finos carbonetos M7C3 e 
austenita.
Foram observados carbonetos primários M7C3 em maior tamanho e frequência para a liga FeCrC.
A liga FeCrC apresentou resultados de microdureza próximos de 1150HV, enquanto que a liga 
FeCrC+Nb dispõe de médias de microdurezas em torno de 900HV.
Constataram-se grandes desvios padrões associados a uma considerável dispersão entre os resultados 
de microdureza. Tal fato de deve a grande diferença de resistência entre a matriz eutética (aproximadamente 
900 HV) e os carbonetos primários M7C3 e de NbC. Além disso, observa-se uma maior dispersão no desvio 
padrão para a liga FeCrC em relação a liga FeCrC+Nb, justificada pela menor presença e tamanho de 
carbonetos primários M7C3 para a liga com adição de Nb.
Não foram observadas variações significativas de dureza entre os revestimentos das ligas FeCrC e 
FeCrC+Nb, independentemente da condição de pré-aquecimento ou do número de camadas avaliado.
5. AGRADECIMENTOS
SOBRENOME, A1.N.; SOBRENOME, A2.N.; SOBRENOME, A3.N. revista Matéria, v.00, n.0, pp. xx – xx, 2013.
À Vale, pelo financiamento da pesquisa. Ao GETSOLDA/UFPA, GPEMAT/UFPA e ao IFPA, pela 
disponibilidade de equipamentos. 
6. BIBLIOGRAFIA
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SOBRENOME, A1.N.; SOBRENOME, A2.N.; SOBRENOME, A3.N. revista Matéria, v.00, n.0, pp. xx – xx, 2013.