1 MARCIO DE ROSSI ENDURECIMENTO SUPERFICIAL A LASER EM FERRO FUNDIDO CINZENTO

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MARCIO DE ROSSI

ENDURECIMENTO SUPERFICIAL A LASER EM FERRO FUNDIDO CINZENTO

Dissertação apresentada para a obtenção do título de Mestre em Ciência e Engenharia de Materiais da Universidade do Estado de Santa Catarina, Centro de Ciências Tecnológicas – CCT. Orientador: Wilson Luiz Guesser

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R833e Rossi, Marcio de

Endurecimento superficial a laser em ferro fundido cinzento / Marcio de Rossi. – 2014.

75 p. : il. ; 15 cm

Orientador: Wilson Luiz Guesser Bibliografia: p. 70-75

Dissertação (mestrado) – Universidade do Estado de Santa Catarina, Centro de Ciências Tecnológicas, Mestrado em Ciência e Engenharia de Materiais, Joinville, 2014.

1. Ciência dos Materiais 2. Ferro Fundido 3. Metais- Endurecimento I. Guesser, Wilson Luiz II. Universidade do Estado de Santa Catarina. Programa de pós-graduação em Ciência e Engenharia de Materiais. III. Título

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MARCIO DE ROSSI

ENDURECIMENTO SUPERFICIAL A LASER EM FERRO FUNDIDO CINZENTO

Dissertação apresentada ao Curso de Mestrado em Ciência e Engenharia de Materiais como requisito parcial para a obtenção

do título de Mestre em Ciência e Engenharia de Materiais na área de concentração ‘Metais’.

Banca Examinadora

Orientador _________________________ Prof. Dr. Wilson Luiz Guesser CCT/UDESC

Membros _____________________________ Prof. Dr. Guilherme Ourique Verran CCT/UDESC

________________________ Prof. Dr. Luís César Fontana CCT/UDESC

______________________________ Prof. Dra. Rosineide Junkes Lussoli IST / UNISOCIESC

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AGRADECIMENTOS

Ao professor Dr. Wilson Luiz Guesser, pela oportunidade de trabalhar em seu grupo de pesquisa e pelo apoio técnico concedido.

Aos professores do PGCEM que contribuíram na minha formação e na realização deste trabalho.

Aos colegas do PGCEM, pela grande amizade, convivência, companheirismo.

Ao professor Dr. Milton Sergio Fernandes de Lima e ao DedALO / IEAv pelo apoio cedido nos tratamentos térmicos.

A UDESC pela estrutura cedida para a realização deste trabalho.

A Indústria de Fundição Tupy pelo fornecimento da matéria prima.

A Capes pelo apoio financeiro.

A minha família, em especial aos meus pais Félix e Salete pelo amor, dedicação e suporte para concretização deste trabalho.

A Patrícia, que me apoiou e dividiu comigo todos os momentos bons e ruins até a finalização deste trabalho.

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RESUMO

ROSSI, Marcio de. Endurecimento superficial a laser em ferro fundido cinzento. 2014. Dissertação (Mestrado em Ciência e Engenharia de Materiais – Área: Metais) – Universidade do Estado de Santa Catarina. Programa de Pós-Graduação em Ciência e Engenharia de Materiais, Joinville, 2014.

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microestrutura martensítica refinada nestas condições. Nas amostras K e N obteve-se microdurezas superficiais de 800HV e 600HV respectivamente, sendo estes valores de microdureza superficial superior as amostras refundidas. Os parâmetros de tratamento térmico utilizados nas amostras L, X, Z, O, P promoveram refusão no ferro fundido cinzento, sendo que nestas condições foi observado microestrutura ledeburítica na região refundida, com presença de austenita retida entre a região refundida e a zona termicamente afetada (região temperada). A presença de ledeburita e austenita retida na superfície após tratamento térmico das amostras L, X, Z, O, P implicaram em menores durezas superficiais, porém nestas condições obteve-se maior profundidade de endurecimento quando comparada as amostras K e N.

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ABSTRACT

ROSSI, Marcio de. Laser surface hardening of gray cast iron. 2014. Dissertation (Masters in Science and Engineering of Materials - Area: Metals) - University of the State of Santa Catarina. Post-Graduation Program in Science and Materials Engineering, Joinville, 2014.

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obtained surface micro hardness of 800HV and 600HV respectively. The hardness profiles show higher linearity and higher surface hardness when compared to their melted samples. The parameters used for the heat treatment of samples L, X, Z, O, P promoted remelting in gray cast iron, and in these conditions ledeburita microstructure was observed in there melted zone, with the presence of retained austenite between the remelted zone and heat affected zone(quenched zone). The presence of ledeburita and retained austenite in surface after heat treatment of samples L, X, Z, O and P resulted in lower surface hardness, but these conditions greater depth of hardening was obtained when compared the samples K and N.

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LISTA DE FIGURAS

Figura 1 - Espectro de aplicação dos lasers ... 14

Figura 2 - Funcionamento básico de um laser. ... 19

Figura 3 - Funcionamento de um laser. ... 20

Figura 4- Modos transversos eletromagnéticos. ... 21

Figura 5 - Coeficiente de refletividade dos materiais em função do comprimento de onda dos lasers. ... 25

Figura 6 – Desenho esquemático do funcionamento de um laser a fibra. ... 27

Figura 7- Laser por diodo. a) Distribuição da intensidade da potência. b) Montagem de um conjunto de diodos com a correção óptica e o feixe gerado. ... 28

Figura 8- Mapa de processo em termos de densidade de potência de laser, em função do tempo de interação. ... 30

Figura 9- Distribuição da energia do feixe do laser na peça tratada. ... 31

Figura 10- Efeito de adição de 4%, 2% e 0% de silício no diagrama ferro-carbono. ... 33

Figura 11- Tipo de estrutura da martensita em função do teor de carbono. ... 35

Figura 12- Efeito do teor de carbono nas temperaturas de início e fim da transformação austenita → martensita. ... 36

Figura 13- Influência do teor de carbono na temperabilidade de ferros fundidos grafíticos. ... 36

Figura 14- Relação entre dureza, teor de carbono combinado e quantidade de martensita. ... 38

Figura 15- Ferro fundido nodular temperado superficialmente a laser. Aumento 250x... 40

Figura 16- a) perfil de dureza em profundidade. b) metalografia da seção transversal do ferro cinzento refundido a laser. ... 43

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LISTA DE TABELAS

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SUMÁRIO

1 INTRODUÇÃO ... 14

2 OBJETIVO ... 16

2.1 OBJETIVO GERAL ... 16

2.2 OBJETIVO ESPECÍFICO ... 16

3 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA ... 17

3.1 HISTÓRICO DO LASER ... 17

3.2 GERACÃO DO LASER ... 18

3.3 PROPRIEDADES DA RADIAÇÃO LASER ... 21

3.4 INTERAÇÃO DO LASER COM A MATÉRIA ... 22

3.5 TIPOS DE LASER ... 25

3.5.1 Laser a fibra ... 26

3.6 PROCESSAMENTO DE MATERIAIS COM LASER ... 28

3.6.1 Tratamentos de superfícies a laser ... 30

3.7 METALURGIA DA TÊMPERA ... 32

3.8 METALURGIA DO ENDURECIMENTO A LASER ... 38

4 MATERIAIS E MÉTODOS ... 46

4.1 MATERIAL ... 46

4.2 PREPARAÇÕES DOS CORPOS DE PROVA PARA TRATAMENTO TÉRMICO ... 46

4.3. ENDURECIMENTO SUPERFICIAL A LASER A FIBRA ... 48

4.3.1 Parâmetros utilizados no endurecimento superficial ... 49

4.4 PREPARAÇÃOMETALOGRÁFICA ... 51

4.5 MICROSCOPIA ÓPTICA ... 51

4.6MICROSCOPIA ELETRÔNICA DE VARREDURA ... 52

4.7 MICRODUREZA VICKERS ... 52

5 RESULTADOS E DISCUSSÕES ... 53

5.1 ANÁLISE METALOGRÁFICA ... 56

5.2 ANÁLISEDE MICRODUREZA VICKERS ... 66

6 CONCLUSÕES ... 68

7 SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS ... 69

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1 INTRODUÇÃO

Laser é a sigla para “amplificação de luz por emissão estimulada de radiação” ou em inglês “light amplification by stimulated of radiation”. E é essencialmente um feixe coerente, convergente e monocromático (possui frequência muito bem definida) de radiação eletromagnética com comprimento de onda variando de ultravioleta para infravermelho (MAJUMDAR & MANNA, 2003). O laser também é distinguido por sua radiação eletromagnética, principalmente em termos de sua coerência (possui relação de fase bem definida), pureza espectral e capacidade de se propagar em linha reta. Devido a estas características, o laser tem amplas aplicações conforme Figura 1.

Figura 1 - Espectro de aplicação dos lasers

Fonte: Adaptado (MAJUMDAR & MANNA, 2003).

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Esse fato tem como efeito o aumento de dureza, que é obtida pela têmpera do material a partir da austenita que se transforma em martensita (SANDVEN, 1991).

Segundo Lima et al. (2011), a têmpera a laser possui vantagens exclusivas como: zona afetada termicamente muito pequena, permitindo limitar ao máximo distorções na peça; velocidades de resfriamento elevadas, permitindo o aparecimento de microestruturas extremamente finas e também o aparecimento de novas fases; excelente qualidade de superfície, com nenhum ou pequeno serviço de usinagem posterior; ausência de contaminação química, visto que nenhum líquido de resfriamento é necessário para a têmpera da peça.

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2 OBJETIVO

2.1 OBJETIVO GERAL

O presente trabalho tem como objetivo mapear as melhores condições para endurecimento superficial via laser a fibra em ferro fundido cinzento, onde serão alcançadas maiores durezas, sem defeitos metalúrgicos.

2.2 OBJETIVO ESPECÍFICO

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3 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA

3.1 HISTÓRICO DO LASER

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Tabela 1 -Lasers disponíveis no mercado e suas principais aplicações.

Fonte: Adaptado (MAJUMDAR e MANNA, 2003).

3.2 GERACÃO DO LASER

Conforme Figura 2 basicamente fazem-se necessárias três condições que sejam satisfeitas simultaneamente para o funcionamento de um laser: um meio ativo, bombeamento que produza a inversão de população, cavidade óptica ou ressonador para amplificação de luz (STEEN 2003).

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átomos são levados a um estado excitado e então ocorre a emissão espontânea em todas as direções, particularmente na direção do eixo óptico do ressonador, assim tendo um trajeto formado por múltiplas reflexões entre os espelhos e essa radiação se amplifica por emissão estimulada a cada passagem no meio ativo.

Figura 2 - Funcionamento básico de um laser.

Fonte: (MAILLET 1987 apud SILVA 2011).

Já no espelho semitransparente, uma fração do campo eletromagnético atravessa o espelho para formar o feixe de laser, ao longo que a fração refletida efetua o trajeto inverso ao longo do eixo óptico, assim aumentando a intensidade da radiação na cavidade. Este processo repete-se muitas vezes resultando em uma “regeneração da radiação”. A função do ressonador não é somente garantir a regeneração e amplificação da onda magnética, mas também filtrar uma ou mais frequências de oscilações desse campo no interior da banda de emissão dos átomos ativos (MAILLET 1987 apud SILVA 2011).

A distribuição transversal da densidade de potência não é uniforme em relação ao eixo óptico, ela depende do meio ativo, da potência máxima do laser, do sistema óptico. A distribuição transversal de densidade de potencia do feixe laser é muito importante na interação com o material (STEEN, 2003). Ela também é denominada modo transverso eletromagnético “TEM”.

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distância focal (SILVA, 2011). Existem vários tipos de TEMs e cada tipo é relacionado por um par de números, quanto maior o número, maior a dificuldade para focalizar o feixe em um pequeno diâmetro para alcançar uma alta densidade de potência.

As formas básicas dos perfis de potência dos modos estão representadas na Figura 4 e alguns lasers produzem diferentes modos e são denominados como tendo operação multimodo (PEREIRA, 2006).

Figura 3 - Funcionamento de um laser.

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Figura 4- Modos transversos eletromagnéticos.

Fonte: (PEREIRA, 2006).

3.3 PROPRIEDADES DA RADIAÇÃO LASER

As propriedades que a radiação laser possui para explicar a produção de feixes com grau extremamente alto de intensidade são; a monocromaticidade, a coerência, a direcionalidade e a brilhância que estão ligadas ao alto nível de coerência apresentado pela sua radiação (MAILLET 1987 apud SILVA 2011).

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frequência ν pode ser amplificada, já que o arranjo de dois espelhos forma uma cavidade ressonante, a oscilação ocorre somente nas frequências desta cavidade. Devido a isto a largura da linha laser é muito mais estreita que a largura da linha de transição 2→1 (de um estado excitado E2 para um estado menor

de energia E1) observado em emissão espontânea (SILVA,

2011).

A coerência é a propriedade mais importante da radiação laser, que se manifesta simultaneamente pela monocromaticidade (coerência temporal) e pela frente de onda unifásica (coerência espacial). Devido à alta coerência espacial do feixe há transporte de energia por grandes distâncias e através de vários meios físicos com perda mínima (STEEN, 2003).

A direcionalidade do feixe, ou seja, sua colimação ocorre pelo fato de o material ativo estar em uma cavidade ressonante, onde somente uma onda se propaga e se sustenta ao longo da direção da cavidade. A direcionalidade também explica o alcance de trajetórias extremamente longas com feixes de apenas alguns miliwatts de potência contínua (STEEN, 2003).

Radiância ou brilhância: descreve a quantidade de energia irradiada pelo laser, dentro do seu cone de divergência e está diretamente relacionada à direcionalidade. Se dois lasers têm a mesma direcionalidade, o laser com maior potência de saída deverá ter maior brilhância. Inversamente, se dois lasers tiverem a mesma potência de saída, o laser com o cone de divergência mais estreito terá maior brilhância.

O significado de brilhância é a habilidade de o laser ser focalizado, com auxílio de uma lente, em um foco muito pequeno e muito intenso. A intensidade extremamente alta dos focos de laser permite que os mesmos possam ser usados para solda, corte e furação de metais e até o corte de materiais extremamente duros como o diamante (PEREIRA, 2006).

3.4 INTERAÇÃO DO LASER COM A MATÉRIA

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aquecimento no material assim torando possível até mesmo transformação do estado sólido para líquido e até mesmo gasoso.

Quando a radiação laser atinge uma superfície, parte da energia da radiação é absorvida, parte atravessa a superfície e outra parte é refletida (PEREIRA, 2006). Se a densidade de potência (W/cm2) desta parte da radiação que é absorvida for

suficientemente elevada, calor será gerado na superfície a uma taxa maior do que a condução de calor para o interior e assim a temperatura de uma camada superficial aumentará rapidamente em um período de tempo muito curto (SANDVEN, 1991).

O efeito do aquecimento, devido à absorção dos feixes de alta potência, ocorre muito rapidamente, levando a superfície a atingir quase que imediatamente a temperatura de fusão, podendo chegar à temperatura de vaporização, efeito nem sempre desejável.

Por isso o conhecimento dos processos físicos que ocorrem na interação da radiação do laser de alta potência com materiais são importantes para entender as capacidades e limitações do uso do laser como ferramenta para o processamento dos materiais (SILVA, 2011). Os parâmetros do laser incluem intensidade do feixe, comprimento de onda, coerência espacial e temporal, ângulo de incidência, polarização, tempo de interação do laser com o material etc, enquanto os parâmetros do material incluem absortividade, condutividade térmica, densidade, calor específico, calor latente, etc.

O fator primordial no processamento de materiais a laser para atingir as especificações desejadas é o coeficiente de absortividade, que define quanto da luz que chega a superfície é realmente absorvida pelo material. Este coeficiente dependente principalmente do comprimento de onda do laser aplicado (WRITZL, 2011), e basicamente quanto menor o comprimento de onda maior é a absortividade e consequentemente menor é a refletividade.

Os termos de refletividade e absortividade são utilizados na literatura para expressar as propriedades ópticas dos materiais e numa mesma temperatura e no mesmo comprimento de onda, podemos correlacioná-los conforme a Equação 1:

A = 1 – R Eq. 1

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laser entre 70o e 80o (em relação à normal da superfície da peça)

no processo de têmpera superficial a laser CO2 e resultados

semelhantes podendo ser atingidos para lasers diodo e Nd:YAG(KENNEDY et al, 2004). À medida que a rugosidade da superfície aumenta a absortividade diminui e consequentemente menor profundidade de penetração do laser.

Experimentos realizados mostraram que, aplicando o laser por diodo com maiores temperaturas e menores velocidades confirmam para maiores coeficientes de absortividade (Pantasar & Kujanpaa 2006 apud WRITZL 2011).

Na Figura 5 observa-se que o feixe do laser CO2 tem um

comprimento de onda de 10,6 µm, enquanto o feixe do laser

Nd:YAG é de 1,06 µm. O comprimento de ondado feixe do laser

por diodo dependendo de sua potência varia de 0,8 µm a 0,94 µm (KENNEDY, 2004). Por este comprimento de onda ser menor

do que o CO2 e o Nd:YAG, os lasers por diodo possuem um

menor coeficiente de refletividade, entre 0,57 a 0,61, o que propicia um maior coeficiente de absortividade nas superfícies dos materiais metálicos. O coeficiente de refletividade do CO2 é

de aproximadamente 0,9, como mostra a Figura 5 para o aço carbono, e acima de 0,6 para o Nd:YAG. O coeficiente de refletividade do laser por diodo é de aproximadamente 0,57 para o aço carbono e de0,7 para o alumínio (WRITZL, 2011).

A Equação 1 define que a quantidade de luz absorvida por uma superfície metálica é proporcional a 1-R. No caso do laser por diodo, com um comprimento de onda de 0,8 µm, onde

R é próximo de 0,57, a absortividade (A) será de aproximadamente 0,43 para os aços carbono. Entretanto, um laser de CO2 terá aproximadamente 0,1 de absortividade para o

mesmo material, o que implica na necessidade de adicionar um revestimento para aumentar o coeficiente de absortividade (PASHBY et al 2003 apud WRITZL 2011).

Ferro puro tem absorção de 4% à temperatura ambiente, ferro fundido tem absortividade de 25% na temperatura ambiente e este valor aumenta para 40% a temperatura de 800oC

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Figura 5 - Coeficiente de refletividade dos materiais em função do comprimento de onda dos lasers.

Fonte: (KENNEDY et al., 2004).

Utilizam-se revestimentos químicos tais como: tintas a base de grafite (NAEEM, 2005) fosfato de manganês, silício e carbono (SANDVEN, 1991) A absortividade destes revestimentos no início do ciclo de aquecimento é elevada, mínimo 90% e geralmente quando aplicada como uma tinta de pulverização é de aproximadamente 80% (SANDVEN, 1991).

3.5 TIPOS DE LASER

Os diferentes tipos de lasers são classificados de acordo com o comprimento de onda (WRITZL, 2011) e com o estado ou as propriedades físicas do material ativo (BARRETTA, 1995; ION, 2005)

Comumente os tipos de laser que são usados para endurecimento de superfícies são: CO2, Nd:YAG, diodo e a fibra.

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Tabela 2- Comparação entre os lasers utilizados no endurecimento superficial de superfícies.

Fonte: (Verhaeghe& Hilton 2005).

3.5.1 Laser a fibra

Seu sistema é constituído de uma fibra dopada com itérbio (Yb-fiber laser), a qual funciona como o meio ativo condutor (Figura 6). É um laser que emite um feixe de radiação de baixa divergência e com comprimento de onda (1060-1085 nm), uma das tecnologias mais empregadas pela indústria atual (STEEN, 2003). Lasers de diodo são usados para bombeamento de energia e redes de Bragg, gravadas nas extremidades da fibra, formam a formação da cavidade ressonante do laser (STEEN, 2003; MELO et al, 2011).

O laser a fibra não requer alinhamento da óptica de cavidade e o tempo de vida estimado dos componentes é superior a 100.000 horas, o que elimina os problemas associados à manutenção do equipamento, fator considerado crítico em aplicações industriais (VERHEAGUE & HILTON,2005).

O controle dos seus parâmetros é simples, podendo ser integrado facilmente em sistemas automatizados de manufatura (robôs ou automatização pesada). Possui design compacto e seu custo de operação e de manutenção são baixos (MELO et al, 2011). Se comparado aos lasers mais usados pelas indústrias no processamento de materiais (CO2 e Nd:YAG) possui muitas

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Tais características conduzem a uma economia imediata, uma vez que potências menores são exigidas para o funcionamento e para a dissipação do calor. Ainda, a alta qualidade do seu feixe de laser faz com que tanto sua densidade de potência quanto sua profundidade focal sejam maiores, garantindo uma maior estabilidade no processamento de materiais (VERHEAGUE & HILTON, 2005).

Figura 6- Desenho esquemático do funcionamento de um laser a fibra.

Fonte: Adaptado (STEEN, 2003).

O bombeamento do laser ocorre através de um diodo emissor de luz no qual duas faces foram polidas até ficaram planas e paralelas enquanto as outras duas faces são ásperas (YOUNG, 1998). Estas placas são junções de arseneto de gálio, mas há também outras estruturas que contêm arseneto de gálio e alumínio, assim como fosfeto e arseneto de gálio e alumínio. Como o índice de refração do material é alto as faces polidas têm refletância suficiente para permitir a oscilação da luz. (YOUNG, 1998).

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como nos processos de têmpera superficial, formação de ligas e revestimento de camadas (KENNEDY et al, 2004).

Figura 7 – Laser por diodo. a) Distribuição da intensidade da potência. b) Montagem de um conjunto de diodos com a correção óptica e o feixe gerado.

Fonte: (KENNEDY et al, 2004).

A Figura 7, mostra que a potência efetiva do laser resulta em um feixe largo e divergente em até 45º na direção perpendicular a linha de emissão, direção que possui uma distribuição de energia Gaussiana (eixo rápido), e até 10º na direção paralela a linha de emissão direção que possui uma distribuição energia top-hat (eixo lento) (WRITZL, 2011).

3.6 PROCESSAMENTO DE MATERIAIS COM LASER

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aplicações que requerem quantidade substancial de energia para induzir transformações de fase(MAJUMDAR & MANNA, 2003).

A primeira categoria inclui semicondutores, recozimento e decapagem, cura de polímeros, riscos e marcação e substrato de circuitos integrados. O segundo tipo de aplicação inclui a soldagem, corte, fusão, tratamentos térmicos (MAJUMDAR & MANNA, 2003).

A potência média e eficiência de lasers não são tão importantes para a primeira categoria que não envolve mudança de fase ou estado. A classificação com base nas mudanças de fase ou não é muito acadêmica para ser usada para os usuários finais (KENNEDY et al, 2004).

O domínio de laser de diferentes técnicas de processamento de materiais em função da potência do laser e tempo de interacção é ilustrado na Figura 8.

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Figura 8- Mapa de processo em termos de densidade de potência de laser, em função do tempo de interação.

Fonte: (NAEEM, 2005).

3.6.1 Tratamentos de superfícies a laser

A falha de materiais de engenharia, devido à corrosão, oxidação, fricção, fadiga, desgaste e abrasãoé mais provável que iniciam a partir da superfície, pois a superfície livre é mais propensaadegradação ambientale a intensidade da carga aplicada externamente é muitas vezes maior na superfície do que no seu núcleo (DAVIS, 1994).

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Ainda na têmpera a chama é difícil o controle da temperatura podendo ocorrer superaquecimento do material quando um ciclo de aquecimento lento é empregado, ou pode-se não atingir a dureza e a uniformidade desejada na superfície quando um ciclo de aquecimento muito rápido é empregado (SANDVEN, 1991).

Em comparação, a maioria dos lasers contornam as limitações citadasacima (STEEN, 2003). Uma das grandes vantagens da utilização de laser em engenharia de superfície é a sua irradiação de energia na peça, energia essa que é disposta comperfil gaussiano (Figura 9). Esse perfil gaussiano faz com que a energia do feixe do laser se concentre mais no centro do que nas suas extremidades. (SANDVEN, 1991), (KENNEDY ET AL 2004).

Figura 9- Distribuição da energia do feixe do laser na peça tratada.

Fonte: (SANDVEN, 1991).

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velocidade de aquecimento e arrefecimento (104 a

1011kelvin/segundo), gradiente térmica (0,106 a 108 Kelvin/minuto) e velocidade ressolidificação (1a 30 metros/segundo) (MAJUMDAR & MANNA, 2003).

3.7 METALURGIAS DA TÊMPERA

O tratamento térmico de têmpera visa à formação de martensita (PORTER & EASTERLING, 1992 apud COLPAERT, 2008), este consiste no aquecimento do material até o campo austenítico para que o carbono entre em solução, seguido de resfriamento de maneira que a curva de resfriamento contínuo não toque o cotovelo das curvas TTT e, portanto evitando a reação eutetóide metaestável (KRAUSE, 1979). Pode-se utilizar como meio resfriante água, água contendo sal ou aditivos cáusticos, óleo com aditivos, soluções aquosas de polímeros (MEHL, 1938 apud CHIAVERINI, 2008).

Em consequência da têmpera no material têm-se superfícies de alta dureza e resistência ao desgaste; boa resistência à fadiga por dobramento; resistência satisfatória ao empenamento; boa capacidade para resistir cargas de contato (SANDVEN, 1991). Nesta transformação, o cristal CCC do ferro alfa dá lugar ao cristal CFC do ferro gama, onde a dissolução dos átomos de carbono torna-se maior. Em ferros fundidos não ligados, a temperatura de austenitização é de 727°C (OHTANI, 1996 apud COLPAERT, 2008) conforme o diagrama ferro-carbono, porém para teores de silício acima de 1,4% é criado um intervalo de temperatura crítica onde coexistam 3 fases: ferrita, austenita e carbono na forma de grafita ou cementita (HEINE et al. 1967, apud PIESKE et al, 1974) seguindo assim diagrama ternário Fe-C-Si conforme descrito na Figura 10.

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Figura 10- Efeito de adição de 4%, 2% e 0% de silício no diagrama ferro-carbono.

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Durante o resfriamento a mobilidade dos átomos torna-se bastante limitada, não ocorrendo transformação por difusão, mas por movimento coordenado dos átomos. Nesse momento não há mudança de composição e sim de estrutura cristalina, de tal forma que a concentração de carbono na martensita é a mesma que na austenita inicial (NOVIKOV, 1994 apud PIMENTEL, 2011).

A mudança da estrutura cristalina ocorre quando a austenita que possui estrutura CFC supersaturada de carbono resulta numa distorção para estrutura TCC “tetragonal de corpo centrado”, esta transformação é associada a um aumento de aproximadamente 4% no volume da estrutura final. Essa expansão volumétrica proporciona tensões residuais de compressão na superfície do componente dificultando assim a nucleação de trincas na superfície temperada (HENKE, 1978 apud GUEDES & GUESSER, 1988).

A transformação da martensita ocorre quando o material passa por uma temperatura de equilíbrio que separa os intervalos de instabilidade das fases existentes. Abaixo desta temperatura, a energia livre do material diminui quando ele passa de uma fase estável em alta temperatura para outra estável em baixa temperatura. Essa variação de energia livre é a principal força motriz para a reação martensítica. A força motriz promove deslocamentos entre os átomos de carbono inferiores a uma distância interatômica (REED-HILL, 1982).

Na nucleação martensítica, pequenos deslocamentos significam que a reação apresenta elevadas taxas de transformação, por sua vez as altas taxas de transformação significam a ausência de difusão de longo alcance. Contudo, ainda hoje, não existe uma teoria totalmente aceita para explicar a nucleação de martensita (PORTER, 1994 apud WRITZL, 2011).

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Figura 11- Tipo de estrutura da martensita em função do teor de carbono.

Fonte: (CHIAVERINI, 2003).

A temperatura de início da transformação martensítica Mi

(Ms) para ferros fundidos é aproximadamente 200oC enquanto

que a temperatura de término (Mf) é aproximadamente 100oC

(PALMER, 1974).

Acima de 0,6% de carbono, a temperatura em que a transformação martensítica é concluída está abaixo de 0°C, conforme mostra a Figura 12. Logo, em tratamentos térmicos comuns, parte da austenita original pode estar presente na microestrutura, sendo chamada de austenita retida (MARDER & KRAUSS, 1967 apud COLPAERT, 2008; SILVA & MEI, 2010).

A composição química tem grande influência na temperabilidade dos ferros fundidos, teores crescentes de carbono na liga causam um aumento na porcentagem de grafita na microestrutura (WANG & BERGMANN, 1995), com o aumento de grafita tem-se um maior número de sítios possíveis para nucleação dos produtos da transformação da austenita, já que estes se nucleiam na interface grafita/matriz provocando a diminuição na temperabilidade dos ferros fundidos cinzentos e

Martensita fina

(ripas) Mista

Martensita grossa

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nodulares (Figura 13) (REYNOLDS et al, 1955 apud SANTOS&CASTELLO BRANCO, 1977), ou seja, quanto mais carbono na forma de grafita presente na microestrutura, menor é a dureza superficial depois da têmpera (DAVIS, 1994).

Figura 12 - Efeito do teor de carbono nas temperaturas de início e fim da transformação austenita → martensita.

Fonte: (MARDER & KRAUSS, 1967 apud COLPAERT, 2008).

Figura 13- Influência do teor de carbono na temperabilidade de ferros fundidos grafíticos.

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37

1977).

Como o silício promove a formação de grafita e um baixo teor de carbono na forma de carboneto (MORROGH, 1968 apud PIESKE el al, 1974) aconselha-se não exceder 2% o teor de silício em ferros fundidos submetidos à têmpera embora ligas com 2,4% de silício pode ser endurecido com êxito. Recomenda-se que o teor de manganês fique entre 0,8% a 1% a fim de aumentar a solubilidade de carbono na austenita (DAVIS, 1994).

Podem-se adicionar outros elementos de liga para aumentar a temperabilidade tais como: estanho, cobre, níquel e cromo para se obter estrutura prévia totalmente perlítica, porém a presença de elementos de liga pode retardar a austenitização por elevar a temperatura da zona crítica, necessitando assim tempos mais longos de aquecimento (KASCH, 1971 apud GUEDES & GUESSER, 1988).

Quanto mais homogênea a austenita maior é a facilidade de formar martensita isto porque regiões ricas em carbono, impurezas e carbonetos diminuem a temperabilidade das ligas Fe-C, pois são estas regiões que favorecem a nucleação de ferrita e cementita.

Quando as células eutéticas são pequenas, o espaço para as agulhas de martensita se desenvolverem é menor, gerando uma estrutura mais refinada. Células eutéticas maiores facilitam a obtenção de martensita, pois a distância necessária para o deslocamento dos átomos de carbono no centro dos grãos de austenita para a formação de novas fases é maior (WRITZL, 2011).

O aquecimento de ferros fundidos com menor teor de carbono combinado com altas temperaturas de endurecimento por períodos relativamente longos de tempo pode dissolver algumas grafitas livres podendo chega à solubilidade máxima de carbono na austenita (GUEDES & GUESSER, 1988). Tal situação é provável que engrosse a estrutura do grão na superfície e irá resultar em quantidades indesejavelmente grandes de austenita retida na superfície (DAVIS, 1994). A temperatura recomendada para têmpera por indução em ferro fundido cinzento é entre 870oC a 925oC (DAVIS, 1994).

(38)

38

variação na dureza dos ferros fundidos devido a uma variação no teor de carbono combinado (na forma de carbonetos). Um teor de 0,4% a 0,5% de carbono combinado é recomendado. Na Figura 14 Chiaverini (2008) relaciona a dureza do material após têmpera em função do teor de carbono combinado e da quantidade de martensita formada.

Figura 6- Relação entre dureza, teor de carbono combinado e quantidade de martensita.

Fonte: CHIAVERINI, 2008.

3.8 METALURGIA DO ENDURECIMENTO A LASER

No endurecimento superficial a laser o período de aquecimento é frequentemente menor que o tempo de resfriamento. A resposta dos materiais ferrosos ao rápido resfriamento a partir da região austenítica foi estudado em grande detalhe e é bem compreendida há décadas. Porém o mesmo não pode ser dito para o período de aquecimento do processo (DAVIS, 1994).

Basicamente os problemas associados a estas altas taxas de aquecimento são de que a formação de austenita bem como a redistribuição de carbono necessário para formar uma solução homogênea ferro γ + carbono sólido, são processos que

exigem pequenos intervalos de tempo, porém bem definidos (DAVIS, 1994). As cinéticas em taxas de aquecimento são ainda

% de carbono combinado Dureza

HRc A 99% Martensita

(39)

39

bem incertas tornando o endurecimento superficial a laser mais difícil de entendimento do que de uma têmpera superficial por chama ou indução.

A reação base durante o aquecimento é a transformação do ferro ccc (α), em ferro cfc (γ). Isso ocorre por nucleação e

crescimento de uma nova fase na matriz da fase inicial. Em um aquecimento lento o processo vai começar em A1 (723oC) e será

completa e será completa na linha de A3 (GOIA, 2010) (GUEDES & GUESSER, 1988).

No entanto quando a taxa de aquecimento for alta o sistema está longe de condições de equilíbrio e a linha A3 tenderá a ser deslocada para cima, ou seja, para temperaturas mais elevadas (GOIA, 2010). Assim embora a temperatura possa ser suficiente elevada para formar austenita em condições de aquecimento lento, o mesmo nível de temperatura pode ser insuficiente até mesmo para iniciar austenitização sob taxas de aquecimento elevadas. Grum & Sturm (1997), verificaram que para uma liga de ferro fundido cinzento e nodular a medida que se aumentava a potência do laser, ocorria uma aumento na temperatura de austenitização e uma diminuição na temperatura de fusão.

Os parâmetros de endurecimento a laser são concebidos para dar temperaturas de pico bem acima dos empregados por chama ou indução para assegurar a austenitização, mas não suficientemente elevada para iniciar a fusão da superfície (SANDVEN, 1991). O equilíbrio da estrutura a temperatura ambiente do ferro irá conter carbono sob forma de carboneto de ferro ou de grafite como uma fase separada. Para provocar o endurecimento por têmpera este carbono deve ser dissolvido uniformemente na austenita, para que isso aconteça o carbono deve ser redistribuído por difusão em áreas originárias de carbono livre e ferrita, (GUEDES & GUESSER, 1988) isto requer tempo mesmo nas temperaturas elevadas utilizadas no laser.

(40)

40

estrutura inicial perlítica é a mais adequada para realizar têmpera superficial, devido ao menor tempo necessário para dissolução do carbono na matriz (DÜSSELDORF, 1966 apud GUESSER & KUHL 1984). A Figura 15 mostra a estrutura de um ferro fundido nodular após processamento com laser sendo que a extensão de difusão de carbono que ocorreu durante o processamento é revelado pela região de martensita em torno dos nódulos de grafita.

Taxas elevadas de aquecimento combinado com a necessidade de permitir tempo suficiente para formar austenita homogênea exigem altas picos de temperatura (GRUM & STURM, 1997) nessas situações segundo Lima et al (2011) em alguns casos pode-se fundir uma pequena camada na superfície para promover uma dissolução mais rápida de precipitados, nesse processo é muito comum gerar ledeburita superficial em ferros fundidos cinzentos.

A austenita retida é encontrada em materiais temperados superficialmente a laser e admite-se que a quantidade de austenita retida aumenta com o aumento da temperatura máxima de processamento (RUIZ et al, 1996). O limite superior para a temperatura de superfície no processamento a laser é definido pelo ponto de fusão do material, pois a fusão da superfície é indesejável na maioria dos casos (LIMA et al, 2011).

(41)

41

Fonte: (SANDVEN, 1991).

Em superfícies planas e simples isso é fácil de evitar, mas em peças com desenhos complexos a temperatura de superfície pode variar em toda a área de impacto do feixe, mesmo se a densidade de potência ao longo do feixe da seção transversal é uniforme. Isso pode ocorrer quando a superfície é curvada e em particular quando o feixe atinge uma área com ângulos abruptos (SANDVEN, 1991). A densidade de potência irá então ser não uniforme e o fluxo de calor irregular, de modo que parte da superfície aquecida pode atingir o ponto de fusão antes da área restante que atingiu temperatura adequada para austenitização a uma profundidade suficiente (GRUM & STURM, 1997).

Steen (2003) indica que existe um limiar de energia onde a interação da energia do laser com a microestrutura começa a ser visível. Mais recentemente Lima et al (2011) verificou essa limiar fica próximo á 660 Joules para um ferro fundido vermicular com 98% de matriz perlítica. Então acima deste limite de 660 Joules a relação entre a profundidade de material refundido e material termicamente afetado, são lineares com a energia.

Esse limiar pode ser calculado de acordo com a equação (LIMA et al 2011):

E= (d.P)/v Eq. 2

E= energia (Joules)

d= diâmetro do feixe do laser (mm) P= potência do laser (W)

v= velocidade de avanço (mm/s)

Outro problema associado com a aplicação do endurecimento a laser é a necessidade de se sobrepor passes de endurecimento (WANG & BERGMANN, 1995). Isso pode ocorrer no encerramento de um caminho de uma peça cilíndrica ou na zona de sobreposição entre os caminhos paralelos a ser processado sequencialmente.

(42)

42

porque o calor tem mais tempo para conduzir-se na região já temperada (WANG & BERGMANN, 1995; LIU & PREVITALI, 2010).

Em algumas aplicações a formação de uma zona revenida não é prejudicial desde que o processamento seja feito de tal maneira em que a área revenida seja localizada numa posição de baixo desgaste ou de baixa tensão em serviço. Assim por exemplo o interior de paredes de motores de combustão interna pode ser endurecido por passes de laser em linha reta ou em espiral, deixando áreas de material não endurecido entre os passes sem efeitos nocivos (SANDVEN, 1991).

A microestrutura de ferros fundidos cinzentos endurecidos por laser geralmente composta por martensita fina na superfície e também grafita lamelar. Bainita acicular pode ocorrer em alguns casos na matriz martensítica. (DAVIS, 1994).

Lima & Goldstein (2000)fizeram essa mesma análise utilizando 6 diferentes velocidades variando de 0,5 a 200mm/s a uma potência constante de 1,7KW e obtiveram as seguintes microestruturas: austenita, cementita, martensita, grafita e fase ε.

Para velocidades de 0,5mm/s a 5mm/s foi observado também regrafitização.

A microestrutura dos ferros fundidos nodulares também é composta por martensita, mas também podem ter uma fina camada de martensita entre o nódulo de grafita e o anel de ferrita com estrutura típica “olho de boi” conforme demonstrado na Figura 15.

Wang & Bergmann (1995) observaram em estudos de refusão a laser Nd:YAG em ferros fundidos nodulares que em regiões onde houve sobreposição das trilhas, cementitas eutéticas transformaram-se totalmente em nódulos de grafita uniformemente distribuídos. Já nas regiões próximas a região de sobreposição essa transformação foi parcial e diminui à medida que se distância da região onde houve sobreposição.

Fouquet & Szmatula (1988) analisaram o perfil de dureza para um ferro fundido cinzento refundido por um laser de CO2utilizando uma potência de 780W, velocidade de varredura

(43)

43

Figura 7- a) perfil de dureza em profundidade. b) metalografia da seção transversal do ferro cinzento refundido a laser.

Fonte: (FOUQUET & SZMATULA, 1988).

Estudos de ensaio de desgaste mostram que refusão e têmpera superficial a laser melhoram a resistência ao desgaste (RUIZ et al, 1996; WANG & BERGMANN 1995; LIU & PREVITALI, 2010) e que o desgaste depende da dureza da superficial e da profundidade transformada. Melhores resultados são encontrados para matriz de ledeburita, martensita e perlita respectivamente (LIMA et al, 2011).

Ruiz et al (1996) analisou uma liga de ferro cinzento perlítico tratada por um laser de CO2 com potência de 5KW e

velocidade de avanço de 2,5m/min. Realizado 200.000 ciclos em ensaio de desgaste e 2,0 gramas foi o volume de material removido do material sem tratamento, enquanto para o material endurecido a laser o volume foi de apenas 0,2 gramas.

Ruiz et al (1996) analisou também a profundidade de camada endurecida para uma velocidade de 2,5m/min (≈4,17mm/s) a profundidade foi de 0,5mm enquanto para

velocidade de 1m/min (≈1,67mm/s) a profundidade 1,5mm.

(44)

44

como maior resistência ao desgaste principalmente para tempos superiores a 45 segundos.

As superfícies tratadas a 300W e 400W obtiveram duas regiões com dureza elevada, a região mais superficial onde ocorre fusão com a formação de ledeburita e a região da zona termicamente afetada pelo calor onde o endurecimento ocorre-se pela transformação martensítica. Na região intermediária observa-se uma queda na dureza devido à maior presença de austenita retida, visto que nessa região houve dissolução parcial de grafita, porém sem formação de ledeburita.

(45)

45

Figura 17- a) Perfil de dureza em profundidade das amostras tratadas com diferentes potências do laser. b) Resultados do ensaios de desgaste em amostras tratadas a laser em diferentes potências.

a)

b)

(46)

46

4 MATERIAIS E MÉTODOS

4.1 MATERIAL

A matéria prima utilizada para confecção dos corpos de prova desse trabalho foi fornecido pela Indústria de Fundição Tupy.As30 barras fornecidas encontravam-se no estado bruto de fundição com dimensões de 30mm de diâmetro e 250mm de comprimento. O material apresenta matriz perlítica (Figura 18) e 308 MPa de limite de resistência.

O material foi classificado como FC 250 conforme norma NBR 6589 (ABNT, 1986).As principais aplicações dessa classe de ferro fundido atualmente são discos de freio, tambores de freio, blocos de motor e cabeçotes de motor. (Guesser et al, 2003).

Figura 18 – Metalografia no estado bruto de fundição. Aumento 1000x.

Fonte: O próprio autor.

4.2PREPARAÇÕESDOS CORPOS DE PROVA PARA TRATAMENTO TÉRMICO

(47)

47

processo de retífica as amostras foram submetidas a endurecimento superficial a laser.

Figura 19 – Vistas do corpo de prova a) vista frontal, b) vista em perspectiva, c) vista superior, d) corpos de prova após endurecimento superficial a laser.

a) b)

c)

d)

(48)

48

4.3. ENDURECIMENTO SUPERFICIAL A LASER A FIBRA

O laser a fibra utilizado neste trabalho está instalado no Laboratório de Desenvolvimento e Aplicações de Lasers e Óptica (DedALO), do Instituto de Estudos Avançados (IEAv/CTA). Trata-se de um laTrata-ser de 2kW de potência média (IPG, Modelo YLR-2000) dotado de uma fibra de saída com 50µm de diâmetro e 5m

de extensão.

Uma unidade de acoplamento de fibras faz a conexão de uma segunda fibra com 100µm de diâmetro e 10m de

comprimento utilizado no processamento do material. A fibra secundária é conectada a um colimador óptico formando o sistema de acoplamento do feixe.

O sistema laser está inserido numa cabine de processamento em alumínio (3m x3m x3m) equipada com sistemas de gases auxiliares de processo e de exaustão de fumos. Um esquema simplificado desta estação de processamento está mostrado na Figura 20.

Figura 20– a) Diagrama esquemático da estação de processamento de materiais com o laser a fibra. b) fotografia com detalhes do cabeçote e mesa CNC.

(49)

49

b)

Fonte: O próprio autor.

A mesa XYZ CNC empregada no processo é controlada por computador pelo software EMC2com acionamento por

motores de passo, com velocidade máxima de 160 mm/s. O controle dos parâmetros do laser foi feito pelo software IPG Laser Net, que permite programar o ciclo de potência e tempo.

4.3.1 Parâmetros utilizados no endurecimento superficial

No presente trabalho foi utilizado 40L/min de fluxo de gás nitrogênio com o intuito de proteção contra possíveis respingos e geração de fumos que possam afetar as lentes durante o tratamento térmico.

A desfocalização do feixe implica diretamente no diâmetro do feixe, sendo que neste trabalho foi subido o eixo Z em 50mm, assim obtendo 8,18mm de diâmetro do feixe de laser. A desfocalização é empregada para tratamentos térmicos superficiais onde com a desfocalização há uma maior distribuição de potência em função da área do feixe. Não foi utilizado sobreposição das linhas do laser neste trabalho.

(50)

50

A energia é calculada através da Equação 3 e o tempo de interação é dado pela seguinte equação:

t=d/v Eq.3

Sendo que:

t: tempo em segundos de interação do metal com o feixe de laser.

d: diâmetro do feixe de laser em milímetros. v: velocidade de varredura do laser (mm/s).

Tabela 3– Parâmetros testados de endurecimento superficial a laser.

Amostra Potência (Watts) Velocidade (mm/s) Tempo de interação (segundos)* Energia Incidente (Joules)**

A 300 100 0,08 25

B 400 100 0,08 33

C 500 100 0,08 41

D 600 100 0,08 49

E 300 10 0,82 245

F 400 10 0,82 327

G 500 10 0,82 409

H 600 10 0,82 491

I 300 5 1,64 491

J 400 5 1,64 654

K 500 5 1,64 818

L 600 5 1,64 982

M 300 2 4,09 1227

N 400 2 4,09 1636

O 500 2 4,09 2045

P 600 2 4,09 2454

Q 300 20 0,41 123

R 400 20 0,41 164

(51)

51

T 600 20 0,41 245

U 300 3,5 2,34 701

V 400 3,5 2,34 935

X 500 3,5 2,34 1169

Z 600 3,5 2,34 1402

* Determinado conforme Equação 3. **Determinado conforme Equação 2. Fonte: Produção do próprio autor.

4.4 PREPARAÇÃOMETALOGRÁFICA

Após tratamento a laser os seguintes procedimentos foram realizados no laboratório de caracterização de materiais localizado no departamento de engenharia mecânica CCT/ UDESC.

As barras foram seccionados na metade de seu comprimento 12,5mmcom espessura média de 5mm por meio de disco de corte abrasivo com refrigeração a água a fim de inibir o aquecimento das amostras durante o corte.

A preparação das amostras foi realizada de acordo com procedimentos convencionais. Lixamento até granulometria 1200 e após polimento metalográfico com pasta de diamante até 0,5µm.

Para se observar a microestrutura via microscopia óptica foi realizado ataque com nital 3,5% (3,5% HNO3 em etanol) por 5

segundos e para análise via microscopia eletrônica de varredura nital 10% (10 % HNO3 em etanol) por 15 segundos.

4.5 MICROSCOPIA ÓPTICA

Todas as 24 amostras foram analisadas via microscopia óptica, sendo que o equipamento usado foi modelo Zeiss® com ampliação de até 1000x.

(52)

52

Figura 21– Medição da penetração térmica.

Fonte: Produção do próprio autor.

4.6MICROSCOPIA ELETRÔNICA DE VARREDURA

As análises por microscopia eletrônica de varredura foram utilizadas para caracterizar apenas as amostras que apresentaram endurecimento efetivo, sendo que foram utilizados aumentos a partir de 1000x. O equipamento utilizado neste trabalho foi modelo Hitachi TM 3000®que utilizada modo de

formação por elétrons retroespalhados e tensão de aceleração de 15kv.

4.7 MICRODUREZA VICKERS

O equipamento utilizado para a medição dos perfis de dureza Vickers trata-se de um microdurômetro digital marca Mitutoyo devidamente calibrado equipado com penetrador de base quadrada e ângulo entre as faces de 136o. A carga aplicada foi de 100 gramas (HV 0,1) e o tempo de endentação de 15 segundos. A captura de imagens e leitura das endentações foram realizadas com auxílio do software CDV Vickers®.

O perfil de microdureza na profundidade de endurecimento foi realizado no corte transversal, no centro do feixe do laser conforme Figura 21, e com distâncias entre as endentações de 50µm.

(53)

53

5 RESULTADOS E DISCUSSÕES

Na Tabela 4 verificam-se que a penetração térmica para refusão e têmpera variam nas diferentes condições experimentais utilizadas, sendo que em alguns casos não houve transformação de fase.

Tabela 4 – Resultados obtidos após endurecimento superficial a laser.

Amostra Potência (Watts) Velocidade (mm/s) Incidente Energia (Joules) Profundidade média da camada Refundida (µm)* Profundidade média da camada Temperada (µm)*

A 300 100 25 -- --

B 400 100 33 -- --

C 500 100 41 -- --

D 600 100 49 -- --

E 300 10 245 -- --

F 400 10 327 -- --

G 500 10 409 -- --

H 600 10 491 -- --

I 300 5 491 -- --

J 400 5 654 -- --

K 500 5 818 -- 556

L 600 5 982 122 425

M 300 2 1227 -- --

N 400 2 1636 -- 57

O 500 2 2045 100 350

P 600 2 2454 229 563

Q 300 20 123 -- --

R 400 20 164 -- --

S 500 20 205 -- --

T 600 20 245 -- --

(54)

54

V 400 3,5 935 -- --

X 500 3,5 1169 97 441

Z 600 3,5 1402 130 532

--sem transformação de fase.

*valores determinados via análise em microscopia óptica. Fonte: Produção do próprio autor.

A Figura 22, mostra que os parâmetros utilizados no endurecimento das amostras de ferro fundido cinzento nas condições com velocidades de 5mm/s, 2mm/s, 3,5mm/s e potência de 400w, 500w e 600w foram as que obteve-se transformação de fase.

Figura 22– Relação dos parâmetros de tratamento térmico e a condição de endurecimento superficial obtida.

Fonte: Produção do próprio autor.

(55)

55

têmpera foi obtida, isto ocorre para os ferros fundidos grafíticos principalmente devido aos teores de silício contidos na liga.

Quando observado a variação da camada refundida em função da Energia (Figura 23), nota-se relação onde para maiores energias obtêm-se maior profundidade de camada refundida. Tais resultados quando comparados a Lima et al (2011), apresentam comportamento semelhante sendo que a variação observada entre eles deve-se a diferença de sobreposição das linhas de varredura do laser.

Figura 23- Relação entre energia versus profundidade das camadas refundidas.

Fonte: Produção do próprio autor. Adaptado de LIMA et al, 2011.

Para as camadas refundidas observa-se na Tabela 5 que para maiores potências e menores velocidades de varredura do laser obtêm-se maior profundidade de refusão no ferro fundido,

(56)

56

Tabela 5 - Profundidade de camada refundida em função dos parâmetros de tratamento térmico.

Potência Velocidade

5 mm/s 3,5 mm/s 2 mm/s

600w 122 µm 130 µm 229µm

500w -- 97 µm 100 µm

400w -- -- --

300w -- -- --

-- sem transformação de fase. Fonte: Produção do próprio autor.

Tabela 6- Profundidade de camada termicamente afetada (camada temperada) em função dos parâmetros de tratamento térmico.

Potência Velocidade

5 mm/s 3,5 mm/s 2 mm/s

600w 425 µm 532 µm 563 µm

500w 556 µm 441 µm 350 µm

400w -- -- 57 µm

300w -- -- --

-- sem transformação de fase. Fonte: Produção do próprio autor.

5.1 ANÁLISE METALOGRÁFICA

Em análise das amostras K e N, (Figuras 24 e 25) observa-se que nestas condições ocorreram endurecimento (têmpera) do ferro fundido sem fusão, sendo caracterizada pela transformação martensítica adifusional.

(57)

57

Figura 24 – Amostra K (500w, 5mm/s) após endurecimento superficial à laser. a) Metalografia transversal. b) ZTA. c) transição entre ZTA e metal base.

a)

Aumento 100x.

b)

Aumento 2000x.

c)

Aumento 2000x. Fonte: Produção do próprio autor.

Martensita

Martensita

Perlita

ZTA

Perlita

(58)

58

Figura 25 – Amostra N (400w, 2mm/s) após endurecimento superficial à laser. a) Metalografia transversal. b) ZTA. c) transição entre ZTA e metal base.

a)

Aumento 200x.

b)

Aumento 2000x.

c)

Aumento 2000x. Fonte: Produção do próprio autor.

ZTA

Perlita

Martensita

Martensita Grafita

Perlita

(59)

59

Para as amostras L, O, P, X e Z demonstradas nas Figuras 26 até 30 constatou-se que as condições de tratamento implicaram em temperaturas superiores a linha solidus, assim durante aquecimento formou-se líquido + austenita. Esse líquido formado durante o resfriamento transformou-se em ledeburita (austenita + cementida) de acordo com o eutético metaestável.

Junto a superfície das amostras L, O, P, X e Z houve dissolução total do carbono, não sendo observada presença de grafita em meio à ledeburita.

A formação de austenita retida nestas condições de tratamento também foi observada em regiões de transição entre zona refundida (com presença de ledeburita) e zona termicamente afetada (com presença de martensita).

Nas Figuras 27c e 27d nota-se que variação da forma martensita, sendo que tal morfologia foi observado para todas as amostras que sofreram refusão. Esta variação está diretamente ligada a quantidade de carbono em solução no momento do resfriamento, sendo a medida que se afasta da superfície da amostra observou-se refinamento da martensita.

Observa-se na amostra P (Figuras 28a, 28b) a presença de porosidades na microestrutura superficial. Tal condição indica uma alta quantidade de energia incidida sobre a superfície da amostra.

Nas amostras X e Z observou-se na região de transição entre ZTA (zona temperada) e o material de base o aparecimento de eutéticos caracterizados como fosfeto de ferro e carboneto de ferro. Estes microconstituintes segregam para regiões interdendríticas durante o resfriamento. (Pereira et al, 2005).

Figura 26 – Amostra L (600w, 5mm/s) após endurecimento superficial à laser. a) Metalografia transversal. b) Zona refundida. c) Zona de transição entre Zona fundida e ZTA. d) ZTA

a) ZTA

Perlita Zona

(60)

60

Aumento 50x.

b)

Aumento 2000x.

c)

Aumento 2000x.

d)

Aumento 2000x. Fonte: Produção do próprio autor.

Ledeburita

Martensita

Ledeburita

Grafita Sulfeto de Manganês

Sulfeto de Manganês Martensita refinada Ledeburita

Austenita retida

(61)

61

Figura 27– Amostra O (500w, 2mm/s) após endurecimento superficial à laser. a) Metalografia transversal. b) Zona refundida. c) Zona de transição entre Zona fundida e ZTA. d) ZTA

a)

Aumento 50x.

b)

Aumento 1800x.

c)

Aumento 2000x. Ledeburita

Martensita grosseira

Grafita ZTA

Perlita

Austenita retida Sulfeto de Manganês

Martensita e austenita retida Zona

refundida

(62)

62

d)

Aumento 2000x. Fonte: Produção do próprio autor.

Figura 28 – Amostra P (600w, 2mm/s) após endurecimento superficial à laser. a) Metalografia transversal. b) Zona refundida. c) Zona de transição entre Zona fundida e ZTA. d) ZTA

a)

Aumento 50x.

b)

Aumento 2000x.

Martensita refinada Grafita

Ledeburita ZTA

Perlita Zona

refundida

(63)

63

c)

Aumento 2000x.

d)

Aumento 2000x. Fonte: Produção do próprio autor.

Figura 8 – Amostra X (500w, 3,5mm/s) após endurecimento superficial à laser. a) Metalografia transversal. b) Zona refundida. c) Zona de transição entre Zona fundida e ZTA. d) ZTA

a)

Aumento 100x.

Ledeburita Martensitagr

osseira e austenita retida

Perlita Martensita grosseira Grafita

ZTA

Perlita Zona

refundida

(64)

64

b)

Aumento 2000x.

c)

Aumento 2000x.

d)

Aumento 2000x. Fonte: Produção do próprio autor.

Ledeburita

Martensita grosseira

Grafita Sulfeto de Manganês

Sulfeto de Manganês Martensita refinada Grafita

Austenita retida Austenita

retida

Grafita

(65)

65

Figura 30 – Amostra Z (600w, 3,5mm/s) após endurecimento superficial à laser. a) Metalografia transversal. b) Zona refundida. c) Zona de transição entre Zona fundida e ZTA. d) ZTA

a)

Aumento 100x.

b)

Aumento 2000x.

c)

Aumento 2000x.

Ledeburita

Martensita grosseira

ZTA

Perlita

Austenita reitda

Ledeburita

Austenita retida

Zona refundida

Ledeburita Martensita grosseira

(66)

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d)

Aumento 2000x. Fonte: Produção do próprio autor.

5.2 ANÁLISEDE MICRODUREZA VICKERS

A Figura 31 apresenta os perfis de microdureza Vickers para as amostras que obtiveram endurecimento superficial.

Na análise dos perfis de microdureza, e observou-se que as amostras K (500w, 5mm/s) e N (400w, 2mm/s) obtiveram perfis de dureza mais lineares. Isto se deve a microestrutura homogênea obtida após têmpera superficial.

Para as demais amostras observaram-se duas regiões com dureza mais elevada, sendo a região próxima a superfície onde se tem microestrutura ledeburítica devido a refusão, logo após observa-se queda acentuada de dureza devido a presença de austenita retida. Um segundo pico de dureza ocorre na região termicamente afetada onde as altas durezas ocorrem devido à transformação martensítica.

A tabela 7 apresenta profundidade em que as amostras atingiram a dureza de 500HV na zona termicamente afetada.

Martensita refinada

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Figura 31 – Resultados obtidos nos perfis de dureza Vickers.

Fonte: Produção do próprio autor.

Tabela 7 – Profundidade em que obteve microdureza de 500 HV na ZTA.

Potência Velocidades

5 mm/s 3,5 mm/s 2 mm/s

600w 575 µm 650 µm 863 µm

500w 120 µm 538 µm 400 µm

400w - - 75 µm

300w - - -

Fonte: Produção do próprio autor. Microdureza do

metal de base

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6 CONCLUSÕES

Dos resultados obtidos verificou-se que a têmpera superficial sem refusão no ferro fundido cinzento FC250 há em uma faixa bem restrita, sendo que através dos parâmetros de tratamento térmico utilizados neste trabalho foi possível determinar linhas de tendência para obtenção de tal condição.

Os parâmetros utilizados no tratamento térmico superficial a laser das amostras K (500w, 5mm/s), L (600w, 5mm/s), N (400w, 2mm/s) ,O (500w, 2mm/s), P (600w, 2mm/s), X (500w, 3,5mm/s), Z (600w, 3,5mm/s), foram os que se obtiveram transformação de fase e consequentemente endurecimento superficial.

Os parâmetros de tratamento térmico utilizados nas amostras K e N foram suficientes para promover têmpera no ferro fundido cinzento, sendo que se observou microestrutura martensítica refinada nestas condições. Nas amostras K e N obteve-se microdurezas superficiais de 800HV e 600HV respectivamente sendo estas durezas superiores as amostras refundidas.

Os parâmetros de tratamento térmico utilizados nas amostras L, X, Z, O, P promoveram refusão no ferro fundido cinzento, sendo que nestas condições foi observado microestrutura ledeburítica na região refundida, com presença de austenita retida entre a região refundida e a zona termicamente afetada (região temperada).

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7 SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS

• Estudar as propriedades tribológicas das amostras tratadas, por meio de ensaio de desgaste recíproco.

• Realizar simulação computacional a fim de se obter temperaturas de austenitização alcançadas durante o tratamento térmico e compará-las com o diagrama Fe-C-Si.

• Realizar experimentos com sobreposição do feixe de laser e analisar seu efeito nas propriedades do ferro fundido cinzento classe FC 250.

• Variar menores intervalos de Potência para as amostras tratadas em velocidades de 2mm/s, 5mm/s e 3,5mm/s a fim de se obter uma limiar mais precisa para condições que geram refusão e condições que geram têmpera.

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8 REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS

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