Şema Çizim Tercihlerinin Ayarları

O desenvolvimento do Inconel 625 foi iniciado em 1950 com a finalidade de suprir a demanda de materiais de alta resistência para uso em plantas de energia super crítica e concluído com a venda comercial da liga em 1962 (EILSENTEIN et al, 1991).

A liga Inconel 625 é utilizada em várias industrias (aeroespacial, química, nuclear, aplicações com água do mar etc) graças a sua grande resistência mecânica, excelente resistência à fadiga, resistência térmica, resistência à oxidação, excelente soldabilidade e brazagem, excelente resistência à corrosão em vários meios e em uma grande faixa de temperatura e pressão, resistência a cloretos, além de seu uso freqüente como material de adição em soldas dissimilares por causa de sua resistência, ductilidade e sua habilidade de tolerar na diluição uma grande quantidade de outros materiais (EILSENTEIN et al, 1991).

A partir do Incone l 625 outras ligas foram desenvolvidas tais como Inconel 718, Inconel 725, Inconel 625 Plus (EILSENTEIN et al, 1991). A composição química do Inconel 625 na forma de uma liga trabalhada mecanicamente (N-06625) e como consumível de soldagem (vareta ER-NiCrMo-3) é mostrada na TAB. 2-7.

Liga C Fe P S Si Ni AL TI Cr Nb Mo

N-06625 0,05 2,5 0,5 61min 0,2 0,2 21,5 3,6 9,0

ER-NiCrMo-3 0,10 5,0 0,02 0,015 0,50 58min 0,40 0,40 20-23 3,15-4,15 8,0-10,0 Valores em % (peso)

TAB. 2-7 - Composição química da liga de Inconel 625 trabalhada e como vareta de soldagem (BRADLEY, 1989).

Cr e Mo são os maiores contribuintes para resistência mecânica e a corrosão enquanto a adição de Nb aumenta significativamente a resistência à fluência. Elementos como Al e Ti aumentam a estabilidade térmica (Thomas et al, 1994).

A microestrutura típica do Inconel 625 não possui qualquer fase do tipo TCP na condição recozida (OSGBORN, 1995). Após soldagem, fases TCP podem aparecer na microestrutura da solda como resultado de uma condição de solidificação meta estável ou depois de prolongada exposição em elevada temperatura. Estas fases podem afetar negativamente as propriedades de corrosão e mecânicas (OSGBORN et al, 1995 e FLOREEN, 2002).

CIESLAK et al. (1988) estudaram a solidificação de amostras comerciais da liga 625 (Ni-22Cr-9.5Mo-2Fe %peso) com variações dos elementos C, Si e Nb. Os resultados mostraram a presença de constituintes interdendriticos eut éticos do tipo γ/MC(NbC), γ/Laves e γ/M6C. Quando o C era baixo e nenhum Si havia sido adicionado intencionalmente poucos

constituintes foram notados e a fase predominante era γ/Laves. Com teor de C mais alto e Si não adicionado intencionalmente, o constituinte γ/MC(NbC) foi favorecido, eliminando a formação do constituinte γ/Laves. Com adições de Si e C mais baixo s, foram favorecidos os constituintes γ/Laves e γ/M6C. Quando ambos constituintes foram adicionados

intencionalmente, os constituintes formados preferencialmente foram γ/MC(NbC), γ/Laves. Quando o Si estava presente na liga, ele segregava fortemente na fase Laves e M6C.

Nenhum Si foi encontrado no carboneto NbC. Todas as pequenas fases enriquecem com Nb e perdem Ni (CIESLAK et al, 1988)

O modelo de segregação teve enriquecimento no núcleo da dendrita com Ni e Fe e perda de elementos Nb, Si e Mo. Segregação interdendritica de Cr foi virtualmente inexistente (CIESLAK et al, 1988).

No Inconel 625, a precipitação de fases intermetálicas e carbonetos ocorre na liga quando envelhecida na faixa de temperatura 550 oC a 750 oC (EISEINTEN et al 1991, SUNDARAMAN et al, 1999, VANI et al, 2001)

KOHLER ( 1991) referenciou que na faixa de temperatura de envelhecimento de 600-900oC a liga 625 mostra uma severa perda de ductilidade. Uma baixa energia de impacto foi determinada após envelhecimento na faixa de temperatura de 700-800oC. A perda de ductilidade é causada pela precipitação da fase tetragonal Ni3(Nb,Al,Ti) e ortorrômbica

Ni3(Nb,Mo). A energia de impacto é mais afetada pela fase ortorrômbica.

A precipitação de fases em alta temperatura nas ligas de Inconel 625 pode ser prevista com a utilização de diagramas TTT (Tempo-Temperatura-Transformção) conforme pode ser observado na FIG. 2-9 (FLOREEN 2002).

THOMAS (1994) referenciou envelhecimento com presença da fase γ’’ na temperatura de 500o_{C após serviço de aproximadamente 50.000 horas, fato este não previsto}

Para FLOOREN (2002) os carbonetos precipitam mais cedo nas ligas a base de níquel porque a cinética é controlada pela difusão de carbono enquanto que para formação de intermetálicos se requer a difusão de elementos substitucionais

FIG. 2-9 - Diagrama TTT (tempo temperatura e transformação) de segundas fases em alta temperatura no Inconel 625 (FLOREEN 2002).

Na liga Inconel 625, o diagrama TTT pode mudar significativamente com o teor de Nb. FLOOREN (2002) referenciou em experiências com curvas TTT para a liga 718 grande variação nas curvas reportadas. Esta diferença é creditada a variação da composição química entre os materiais testados.

Uma outra variável química que merece ser mencionada é o nível de elementos aprisionados no material, por exemplo S, P, O. A elevada temperatura, estes elementos de tamanho singular penetram dentro do reticulado e não segregam muito severamente no CG, contudo, na temperatura próxima de 300oC, estes elementos tendem a segregar no CG podendo causar fragilização. Deve ser notado que a exposição prolongada a alta temperatura poderá levar a formação de segundas fases, no entanto sem remover estes elementos do CG. Para minimizar o problema deve ser reduzida sua presença através das práticas de fundição (FLOOREN, 2002).

A solda é mais sensível do que o metal de base a mudanças microestruturais provocadas pela exposição a alta temperatura conforme pode ser observado na FIG. 2-10.

Nesta figura, é mostrada uma curva de formação da fase delta em material trabalhado de Inconel 625 e um depósito de solda. Na figura, pode-se observar que a curva de formação da

fase delta para o depósito de solda é deslocada para esquerda por mais de uma ordem de magnitude de tempo. Isto resulta diretamente da segregação de elementos de liga na estrutura fundida da solda. Carbonetos e fases intermetálicas podem se formar no estágio final de solidificação. O aumento da tenacidade de soldas é obtido com uso de consumíveis de baixo teor de Si e Fe (FLOREEN, 2002)