UNIVERSIDADE DO ESTADO DE SANTA CATARINA – UDESC CENTRO DE CIÊNCIAS TECNOLÓGICAS – CCT PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS

278 

Full text

(1)

ELIANA FRANCO

JOINVILLE, 2014 UNIVERSIDADE DO ESTADO DE SANTA CATARINA – UDESC CENTRO DE CIÊNCIAS TECNOLÓGICAS – CCT

PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS

TESE DE DOUTORADO

(2)
(3)

DESENVOLVIMENTO DE CERMETS E RECOBRIMENTOS A BASE DE NIÓBIO PARA APLICAÇÕES EM FERRAMENTAS

JOINVILLE 2014

Tese apresentada ao programa de Pós-graduação em Ciência e Engenharia de Materiais da Universidade do Estado de Santa Catarina, como requisito parcial para obtenção do grau de doutor em Ciência e Engenharia de Materiais.

(4)

F825d Franco, Eliana.

Desenvolvimento de cermets e recobrimentos a base de nióbio para aplicações em ferramentas/ Eliana Franco. – 2014.

276 p. : il. ; 21 cm

Orientador: César Edil da Costa

Bibliografia: 263-276

Tese (doutorado) – Universidade do Estado Santa Catarina, Centro de Ciências Tecnológicas, Programa de Pós-Graduação em Ciência e Engenharia de Materiais, Joinville, 2014.

1. Cermet Fe-Al-NbC. 2. NbC in situ. 3 . ThermoCalc®. 4. Boretação multicomponente. 5. Nióbio. I. Costa, César Edil. II. Odéris, Elena Gordo. III. Universidade do Estado Santa Catarina. Programa de Pós-Graduação em Ciência e

Engenharia de Materiais. IV. Título.

(5)
(6)
(7)

Aos Meus Pais

José Franco

Catarina Maria Rocha Franco

(8)
(9)

Gostaria de agradecer ao departamento de Engenharia Mecânica da UDESC por ter aberto as portas para realização de meu doutorado.

Ao departamento de Ciência e Engenharia de Materiais da Universidad Carlos III de Madrid (UC3M) por ter me acolhido tão carinhosamente durante o ano que estudei na Espanha.

A FAPESC pela bolsa de doutorado e à CAPES pela bolsa de doutorado sanduíche que me permitiram realizar esse estudo com maior dedicação.

A CBMM por ter fornecido os pós de cermet Fe-NbC.

Ao Instituto Madrileño de Estudios Avanzados en Materiales (IMDEA Materiales) por ter nos permitido realizar ensaios no equipamento de simulação mecânica Gleeble.

A ArcelorMittal pelas análises de microscopia eletrônica em seu laboratório.

A Digital Surf por ter nos permitido a utilização do software MoutainsMap Premium 7.1® para análise de desgaste.

Ao Dr. César Edil da Costa que além de orientador considero meu amigo, por ter aceitado minha proposta de tese. Passamos 13 anos trabalhando juntos, desde 2003 na iniciação científica, em 2005 no mestrado e até hoje no doutorado. Tenho muito carinho e apreço pelo senhor, o admiro como pessoa e também pelo seu profissionalismo brilhante. Você é uma pessoa especial, que trabalha com afinco, mas tem sempre um sorriso no rosto. Como as palavras de Che Guevara, que você sempre faz suas: ―Há que endurecer-se, mas semjamaisperder a ternura‖.

A Dra. Elena Gordo Odériz, que me orientou no doutorado sanduíche na Universidad Carlos III de Madrid. Muito obrigada pela grande contribuição em meu trabalho. Tenho muita admiração por você, muito querida e uma excelente profissional, que me dedicou muitas horas de seu trabalho em orientações, discussões, sessões de microscopia eletrônica. Expresso aqui, minha gratidão.

A Dra. Sophia A. Tsipas professora da UC3M, pela grande contribuição na utilização do software ThermoCalc®, em análises de diagramas de equilíbrio e parâmetros de boroniobização e pela sua amizade.

(10)

Tomiyama por incentivar a elaboração deste trabalho, pela disposição e auxílio nos experimentos e análises.

Ao coordenador do PGCEM Dr. Luiz Veriano Oliveira Dalla Valentina, um excelente profissional, sempre com um sorriso no rosto e disposto a nos ajudar. Professor Valentina compartilhou comigo seus conhecimentos, suas experiências e tornou esse processo de aprendizagem mais significativo.

Ao Dr. José Manuel Torralba, professor da universidade UC3M, Diretor Adjunto do Instituto IMDEA Materiales, por ter aceitado nossa proposta de trabalho com muita hospitalidade no grupo GTP (Grupo de Tecnología de Polvos), o qual lidera com a ajuda da Prof. Dr. Elena Gordo Odériz.

Aos professores do grupo GTP da UC3M, que me acolheram tão bem durante os estudos na Espanha. Muito obrigada, pelo auxílio e incentivo na elaboração desta pesquisa.

Aos professores da graduação em Engenharia Mecânica da UDESC que contribuíram para minha formação, pelo acompanhamento constante, pelo apoio nos momentos difíceis, pela perseverança que tornou este trabalho possível.

A Cristina Moral Gil por ter me acompanhado com tanta presteza nas muitas sessões de microscopia eletrônica e por ter sido uma pessoa tão querida.

Aos meus colegas e amigos de pós-graduação da UDESC que participaram em alguma etapa dessa jornada: Anael Preman Krelling, Éverton Rafael Breitenbach, Flávia Costa da Silva, Elisangela Aparecida dos Santos de Almeida, Kamila Kazmierczak, Marcus Pereira, Moisés Luiz Parucker, Mariana Bertoncini, Helena Ravache, Gisele M. L. Dalmônico, Carine Santos, Thais Schmitt Ballmann, Heloiza Döering Gasparin, André Luiz Leite e Irineu Hattenhauer.

A minha colega de doutorado Sônia Richartz Prim, que iniciou o doutorado comigo compartilhando muitos momentos bons e também momentos difíceis. Guardarei você em minhas lembranças, guardarei saudade e espero continuarmos mantendo contato, nossas conversas sempre me deixava mais alegre e entusiasmada.

(11)

Ao doutorando Mohammad Ali Jabbari Taleghani, também do grupo GTP, que tanto me auxiliou nas discussões da tese buscando soluções. Agradeço por ter sido meu amigo durante momentos difíceis longe da família, momentos descontraídos e alegres, conhecendo os lugares mais bonitos e peculiares de Leganés e Madrid.

Aos vários alunos de iniciação científica que me ajudaram na pesquisa e experimentos ao longo desses anos: José Luiz Dos Santos, Josue Basen Pereira, Derek Carvalho, Victor Olah, Thalita Mara Crenca, Marcel Pietsch Mondardo, Jessica Alves, Aline Goss.

Aos meus pais que me ensinaram os meus valores. Meu pai, um excelente profissional por quem tenho muita admiração. Minha mãe, que sempre cuida tão bem de mim, que pouco estudou, mas que é capaz de compreender coisas que às vezes um estudioso não compreenderia.

À minha irmã Ana Maria Franco, sempre presente com seu entusiasmo, que me incentivou e me apoiou ao longo deste percurso.

À minha irmã Adriana Franco, tão querida e prendada na cozinha, por seu incentivo e cordialidade.

A minha sobrinha Bruna Scarton, que é minha amiga e parece ser mais adulta que eu.

Aos familiares Franco e da Rocha. Um agradecimento especial aos meus tios Antônio Franco e Iolanda da Rocha dos Santos, sempre tão presentes em minha família.

Aos meus queridos familiares que partiram nos deixando muitas saudades. In memorian Ibanês Scarton e Marcos José Spricigo.

Aos meus amigos e colegas sempre presentes e àqueles mais distantes, mas que deixaram boas recordações. Como disse Antoine de Saint-Exupéry em O pequeno príncipe (1943): ―Aqueles que passam por nós não vão sós, não nos deixam sós. Deixam um pouco de si, levam um pouco de nós‖. Obrigada pelas conversas e momentos tão divertidos que passamos juntos Amanda Souza Oliveira Pimentel, Maria Aparecida Lima de Freitas, Eriberto Carvalho, Tatiane Haskel, Fernando Lafratta, Joamílton Stahlschmidt, Romenique Zedeck, Christopher Kohler Ganzenmuller, Ronan Jacques Antonelli, Evandro Dematte, Miguel Angel Sedano, Rúbem Vera, Viviane Schroeder e Tochime Hino.

Aos meus meninos caninos, Aponino e Antoninho, agradeço pelas pelos momentos de alegria proporcionados. Esses bichinhos vivem tão pouco, mas deve ser por isso que amam de maneira tão intensa.

(12)
(13)

Não deixe que a saudade sufoque, que a rotina acomode, que o medo impeça de tentar.

Desconfie do destino e acredite em você.

Gaste mais horas realizando que sonhando, fazendo que planejando, vivendo que esperando...

Porque, embora quem quase morre esteja vivo, quem quase vive, já morreu...

(14)
(15)

FRANCO, Eliana. Desenvolvimento de cermets e recobrimentos a base de nióbio para aplicações em ferramentas. 2014. 276 p. Tese (Doutorado em Ciência e Engenharia de Materiais – Área: Engenharia de Materiais e Metalurgia) – Universidade do Estado de Santa Catarina. Programa de Pós-graduação em Ciência e Engenharia de Materiais, Joinville, 2014.

(16)

mistura e temperatura de tratamento. Os resultados mostraram que através do tratamento em etapas, se obteve um recobrimento formado por fases de NbB e NbC com dureza de 2300 HV. O volume de material removido desse material apresentou alta dispersão de resultados, o que pode ser melhorado através da produção de uma camada niobizada mais homogênea; uma sugestão para obtenção de uma camada mais homogênea é através da utilização de um substrato com pouca adição de elementos de liga ou da realização de niobização em banho líquido.

(17)

FRANCO, Eliana. Development of cermets and coatings made from niobium for tools applications. 2014. 276 p. Thesis (Doctorate in Materials Science and Engineering - Area: Materials Engineering and Metallurgy) - University of the State of Santa Catarina. Postgraduate Program in Materials Science and Engineering, Joinville, 2014.

(18)

stages, a coating formed by NbB and NbC phase with hardness 2300 HV was obtained. The wear volume of the material showed high dispersion of results, which can be improved by producing a more homogeneous niobized layer; a suggestion to obtain that layer is using a substrate with a small addition of alloying elements or niobizing in liquid bath.

(19)

Figura 1 - Diagrama Fe-Al ... 45 Figura 2 - Variação da taxa de desgaste com a distância de

deslizamento em ensaios pino sobre disco para diferentes composições de aluminetos de ferro ... 48 Figura 3 - Classificação de materiais para ferramentas de corte ... 52 Figura 4 - Micrografia obtida por microscopia eletrônica de varredura,

com elétrons retroespalhados, dos carbonetos extraídos da amostra M2 revenida ... 55 Figura 5 - Microdurezas de superfícies endurecidas por diversos

processos ... 57 Figura 6 - Microdurezas de superfícies endurecidas por diversos

processos ... 58 Figura 7 - Desgaste sobre o raio de uma matriz na flexão de uma chapa

de aço ... 59 Figura 8 - Esquema de boretação em caixa ... 61 Figura 9 - Seção transversal de uma camada de FeB/Fe2B em ferro,

mostrando a morfologia colunar das fases e a trinca

propagando-se preferencialmente na interface das fases FeB e Fe2B ... 64 Figura 10 - Diagrama de fases Ferro-Boro ... 65 Figura 11 - Estrutura típica de camadas de boretos em aços. MA é um

elemento da liga; Cmax é a concentração máxima de carbono; I, II e III são camadas típicas ... 67 Figura 12 - Representação esquemática dos estágios de crescimento

termoquímico dos cristais de Fe2B ... 68 Figura 13 - Microstrutura da amostra de Fe - 2%Cu - 0.4 %C, boretada

1150º C por 4 horas ... 70 Figura 14 - Efeito da porosidade de amostras de ferro processadas por

MP sobre a espessura da camada boretada. Boretação a 1000, 1100 e 1200º C; tempo de 2 h. * Material livre

de poros preparado por conformação a quente. ... 71 Figura 15 - Relação entre dureza aparente, porosidade e profundidade

cementada ... 72 Figura 16 - Efeito dos elementos de liga no aço sobre a espessura da

camada boretada ... 73 Figura 17 - Influência do teor de liga na morfologia e espessura da

(20)

Figura 18 - Variação da espessura da camada boretada em relação ao teor de carbono no aço ... 74 Figura 19 - Perfis de microdureza na seção transversal de amostras

boretadas a diferentes temperaturas por 4 h horas... 79 Figura 20 - Variação do coeficiente de atrito com a carga aplicada

para amostras boretadas e não boretadas. ... 80 Figura 21 - Variação da taxa de desgaste com a carga aplicada

para amostras boretadas e não bofetadas ... 81 Figura 22 - Espessura da camada de carboneto de nióbio formada no aço

AISI 1040 como função da temperatura e tempo de

tratamento ... 84 Figura 23 - M2 nitroniobizado, niobização a 1000o C por 2 h ... 88 Figura 24 - Diagrama de fase do sistema Nb-B ... 92 Figura 25 - M2 boretado em banho de sal e niobizado em meio sólido a

900o C por 2 h ... 92 Figura 26 - Aço AISI 1010 boroniobizado a 900o C por 4h ... 93 Figura 27 - Morfologia do recobrimento com boreto (sistema B-Nb-Fe)

no aço baixo carbono AISI 1018. ... 94 Figura 28 - Micrografias do aço inox (a) borocromatizado, (b)

borotitanizado e (c) borovanadizado ... 98 Figura 29 - Microestrutura do recobrimento (V+B) no aço.

Metalização com V: 1050°C por 8 h; Boretação: 1000°C por 5 h 101

Figura 30 - Codifusão de Al–Ti em uma liga 800 austenítica tratada por 10 h a 950º C ... 102 Figura 31 - Esquema geral do processo experimental de

desenvolvimento dos cermets... 106 Figura 32 - Forno à Vácuo Carbolite da UC3M ... 110 Figura 33 - Ciclo de sinterização dos cermets e substratos de M2 ... 110 Figura 34 - Amostras 1 – Fe-NbC, 2 – Fe-NbC-5Al, 3 – Fe-NbC-10Al

sinterizadas ... 112 Figura 35 - Simulador mecânico Gleeble 3800 utilizado para consolidar

cermets por FAHP (a) e matriz incandescente durante o processo (b). ... 112 Figura 36 - Matriz de grafite para consolidação por FAHP (a) e

dimensões (b) ... 113 Figura 37 - Esquema do processo de desenvolvimento de boretação

multicomponente com nióbio ... 116 Figura 38 - Recipiente para boretação com tampa areia de sílica

(21)

contendo a mistura Ekabor® e acima areia de fundição.... 120 Figura 40 - Esquema do conjunto para niobização ... 121 Figura 41 - Composição química de diferentes misturas utilizadas em

tratamentos de niobização em porcentagem em peso ... 122 Figura 42 - Composição química em %p. de diferentes misturas

utilizadas em tratamentos de boretação multicomponente com Nb simultânea ... 124 Figura 43 - Esquema do conjunto para boretação multicomponente com

Nb simultânea ... 124 Figura 44 - Esquema do conjunto para boretação multicomponente com

Nb em etapas ... 125 Figura 45 - Microscópio confocal Leica. ... 128 Figura 46 - Cálculo do volume de material removido de uma fatia da

pista desgastada através da ferramenta Volume de Material Removido ... 129 Figura 47 - Medição da distância entre as extremidades da pista

desgastada na fatia da pista ... 130 Figura 48 - Microestruturas dos pós de cermets: (a e b) FeNbC, (c e d)

FeNbC5Al e (e e f) FeNbC10Al ... 134 Figura 49 - Espectros de difração de raios-x dos cermets em pó ... 137 Figura 50 - Análise térmica diferencial (DTA) dos cermets compactados e sinterizados ... 138 Figura 51 - Espectros de difração de raios-x dos cermets FeNbC10Al

sem e com adições sinterizados comparados ao difratograma do mesmo cermet em pó ... 139 Figura 52 - Análise térmica do cermet FeNbC10Al sem e com adições

de C e/ou Fe na forma de pó ... 140 Figura 53 - Diagrama de equilíbrio calculado por ThermoCalc® do

cermet FeNbC10Al em função da porcentagem de

carbono...142 Figura 54 - Diagrama de equilíbrio calculado por ThermoCalc® do

cermet FeNbC10Al com 50%p. de Fe em função da

porcentagem de carbono ... 143 Figura 55 - Fases identificadas por DRX e calculadas por ThermoCalc®

em cermets FeNbC10Al ... 145 Figura 56 - Microestruturas dos cermets produzidos por CS a 1400º C,

(a) FeNbC e (b) FeNbC10Al ... 146 Figura 57 - Microestruturas dos cermets produzidos por CS a 1400º C,

(22)

Figura 58 - Microestruturas de cermets FeNbC sem e com adições a diversas temperaturas de sinterização (em oC) produzidos por CS: (a) S/ Ad_1400, (b) +C_1350, (c) +Fe_1300 e (d) C+Fe_1300, BSE... 149 Figura 59 - Cermet FeNbC+C, sinterizado 1350º C por 30 min, BSE 150 Figura 60 - Microestruturas de cermets FeNbC5Al sem e com adições a

diversas temperaturas (em oC) produzidos por CS: (a) S/Ad_1400, (b) +C_1350, (c) +Fe_1300 e (d)

C+Fe_1300...151 Figura 61 - Microestruturas de cermets FeNbC5Al sem e com adições

produzidos por CS a diferentes temperaturas (em oC): (a) S/ Ad_1400, (b)+C_1350 e (c)+Fe_1300 ... 152 Figura 62 - Microestruturas de cermets FeNbC10Al sem e com adições

a diversas temperaturas (em oC) produzidos por CS: (a) S/ Ad_1400, (b) +C_1350, (c) +Fe_1350 e

(d) +F+C_1300 ... 155 Figura 63 - Microestruturas de cermets FeNbC10Al sem e com adições

a diversas temperaturas (em oC) em maior ampliação: (a) S/ Ad_1400, (b) +C_1350, (c) +Fe_1350 e

(d) +F+C_1300 ... 156 Figura 64 - Microestrutura do FeNbC10Al+C+Fe, SE ... 159 Figura 65 - Porosidades de cermets FeNbC10Al sem e com adições . 160 Figura 66 - Microestruturas de cermets FeNbC10Al sem e com adições

a diversas temperaturas (em oC) produzidos por CS ... 161 Figura 67 - Deslocamento do punção e aquecimento em função da

temperatura de processamento por FAHP ... 162 Figura 68 - Porosidades dos cermets produzido por FAHP a 1100º C e

recozidos: (a) FeNbC, (b) FeNbC5Al e (c) FeNbC10Al .. 163 Figura 69 - Microestruturas dos cermets produzidas por FAHP a

1100º C e também após recozimento (R): (a e b) FeNbC, (c e d) FeNbC5Al e (e e f) FeNbC10Al ... 164 Figura 70 - Microestrutura dos cermet FeNbC10Al produzido por

FAHP a 1100º C e recozido em maior ampliação ... 165 Figura 71 - Dureza Vickers dos cermets produzidas por CS a 1400º C e

por FAHP a 1100º C, e também dos recozidos (R) após processamento por FAHP... 171 Figura 72 - Dureza Vickers dos cermets sem e com adição processados

(23)

processados por FAHP, processado por FAHP e recozido (R) e sem e com adições processados por CS... 174 Figura 74 - Fases gasosas e pressões parciais em função da massa de

nióbio na mistura contendo boro amorfo ... 176 Figura 75 - Fases gasosas e pressões parciais em função da temperatura

de tratamento com mistura a base de boro amorfo e

nióbio... ... 177 Figura 76 - Fração em massa das fases formadas em função da

temperatura de tratamento com mistura a base de boro amorfo e nióbio... 178 Figura 77 - Fração em massa das fases formadas em função da

porcentagem de ferro, ou, da distância a partir da superfície, com a mistura a base de boro amorfo e nióbio e temperatura de tratamento de 900º C... 179 Figura 78 - Fases gasosas e pressões parciais em função da massa de

nióbio com mistura contendo Ekabor® sem considerar SiC... ... 181 Figura 79 - Fração em massa das fases formadas em função da

porcentagem de nióbio na mistura contendo Ekabor® sem considerar SiC ... 182 Figura 80 - Fases gasosas e pressões parciais em função da porcentagem

de nióbio na mistura com Ekabor® e considerando SiC ... 183 Figura 81 - Microestrutura do substrato de M2 produzido por metalurgia

do pó: (a) pequeno aumento, SE; e (b) grande aumento, BSE.. ... 185 Figura 82 - Microestrutura do substrato de M2 produzido por metalurgia do pó indicando as fases analisadas por EDS ... 185 Figura 83 - Microestrutura da amostra de M2 B, SE ... 187 Figura 84 - Microestrutura da amostra de M2 B, BSE ... 188 Figura 85 - Análise em linha na amostra de M2 B ... 189 Figura 86- Regiões das análises semiquantitativas por EDS da seção

transversal da amostra de M2 B ... 190 Figura 87- Mapeamento de B, C, V, Cr e Fe da amostra de M2 B .... 192 Figura 88- Mapeamento de Mo e W da amostra de M2 B ... 193 Figura 89 - Microestrutura da amostra de M2 Nb Samadi_Nb, SE .... 194 Figura 90 - Microestrutura da amostra M2 de Nb Samadi_FeNb,

(24)

Figura 94 - Microestrutura da amostra de M2 Nb Sen com uma camada densa ao longo da superfície, BSE ... 197 Figura 95 - Microestrutura da amostra de M2 Nb Sen mostrando os

carbonetos na camada, BSE ... 197 Figura 96 - Regiões das análises semiquantitativas por EDS da seção

transversal da amostra de M2 Nb Sen ... 198 Figura 97 - Microestrutura da amostra de M2 Nb Tsipas, 1kx, BSE 200 Figura 98 - Regiões das análises semiquantitativas por EDS da seção

transversal da amostra de M2 Nb Tsipas ... 200 Figura 99 - Microestrutura da amostra de M2 S. Boro, SE ... 202 Figura 100 - Microestrutura da amostra de M2 S. Boro, BSE ... 202 Figura 101 - Microestrutura da amostra de M2 S. Ekabor, 500x, SE. 203 Figura 102 - Microestrutura da amostra de M2 S. Ekabor, 1kx, SE... 204 Figura 103 - Regiões das análises semiquantitativas por EDS da seção

transversal da amostra de M2 S. Ekabor... 205 Figura 104 - Mapeamento de Nb, Mo e W da amostra de M2 S. Ekabor

... 207 Figura 105 - Mapeamento de B, C, V, Cr e Fe da amostra de M2

S. Ekabor ... 208 Figura 106 - Microestrutura da amostra de M2 S. 40 Ekabor, SE ... 209 Figura 107 - Microestrutura da amostra de M2 S. 40 Ekabor em maior

aumento, SE ... 210 Figura 108 - Amostras com diferentes tratamentos de superfície: (a)

Boretada e Niobizada, (b) Niobizada e (c) Boroniobizada simultaneamente com mistura S. Ekabor ... 210 Figura 109 - Microestrutura da amostra de M2 B+Nb, 500x, SE ... 211 Figura 110 - Microestrutura da amostra de M2 B+Nb em maior

aumento, SE ... 211 Figura 111 - Microestrutura da amostra de M2 B+Nb em maior

aumento, BSE ... 212 Figura 112 - Comparação entre a microestrutura da amostra B+Nb (a) e

a amostra B (b) ... 213 Figura 113 - Regiões das análises semiquantitativas por EDS da seção

transversal da amostra de M2 B+Nb ... 214 Figura 114 - Mapeamento de B, C, V, Cr e Fe da amostra de M2 B+Nb

... 216 Figura 115 - Mapeamento de Nb, Mo e W da amostra de M2 B+Nb 217 Figura 116 - Recobrimento heterogêneo da amostra de M2 com

(25)

Figura 119 - Microestrutura da amostra de M2 Nb+B em maior

aumento, SE ... 219 Figura 120 - Microestrutura da amostra de M2 Nb+B, 2kx, BSE ... 220 Figura 121 - Regiões das análises semiquantitativas por EDS da seção

transversal da amostra de M2 Nb+B ... 221 Figura 122 - Mapeamento de B, C, V, Cr e Fe da amostra de M2 Nb+B

... 223 Figura 123 - Mapeamento de Nb, Mo e W da amostra de M2 Nb+B. 224 Figura 124 - Comparação entre tratamentos: (a) B, (b) Nb Sen, (c)

boroniobização S. Ekabor, (d) B+Nb e (e) Nb+B. ... 225 Figura 125 - Difração de raios-x em substratos de M2 com diferentes

tratamentos de superfície ... 227 Figura 126 - Dureza Vickers da seção transversal de amostras com

diversos tratamentos ... 230 Figura 127 - Topografias da superfície de amostras em diferentes

condições ... 234 Figura 128 - Topografias da superfície das amostras com menores

rugosidades ... 238 Figura 129 - Coeficiente de atrito de amostras de M2 sem e com

tratamentos de superfície e do cermet FeNbC10Al ... 241 Figura 130 - Coeficiente de atrito em função da distância percorrida do

substrato de M2, amostra 2a ... 242 Figura 131 - Coeficiente de atrito em função da distância percorrida da

amostra com tratamento de boretação, amostra 4b ... 242 Figura 132 - Coeficiente de atrito em função da distância percorrida da

amostra com tratamento simultâneo com boro, amostra 1b... ... 243 Figura 133 - Coeficiente de atrito em função da distância percorrida da

amostra com tratamento simultâneo com Ekabor®, amostra 6a... 243 Figura 134 - Coeficiente de atrito em função da distância percorrida da

amostra com tratamento de boretação seguido de

niobização, amostra 12b... 244 Figura 135 - Coeficiente de atrito em função da distância percorrida da

amostra com tratamento de niobização seguido de

boretação, amostra 14b ... 244 Figura 136 - Coeficiente de atrito em função da distância percorrida do

amostra de cermet FeNbC10Al, amostra C4a ... 245 Figura 137 - Topografias da superfície de amostras em diferentes

(26)

Figura 138 - Topografias da superfície das amostras com menores volumes removidos no ensaio de desgaste ... 250 Figura 139 - Volume de material removido de amostras de M2 sem e

com tratamentos de superfície e do cermet FeNbC10Al 253 Figura 140 - Volume de material removido de amostras de M2 sem e

(27)

Tabela 1 - Fases do diagrama Fe/Al ... 46 Tabela 2 - Composição química dos carbonetos primários presentes

no M2, a primeira linha refere-se à composição química expressa em % em peso e a segunda linha refere-se à composição química em % atômica ... 53 Tabela 3 - Fração volumétrica de carbonetos no aço M2 no estado

recozido... 54 Tabela 4 - Composição química obtida por espectrometria de

fluorescência de raios-x para os átomos metálicos do carboneto MC extraído por dissolução química do M2 M/P revenido ... 55 Tabela 5 - Composição química obtida por EDS do carboneto M6C

extraído por dissolução química do M2 M/P revenido .... 55 Tabela 6 - Frações (% volumétrica) de precipitados extraídos do M2

M/P revenido... 56 Tabela 7 - Propriedades de fases Fe-B ... 66 Tabela 8 - Espessura da camada de boretação de amostras de

Fe-2Cu-0,4 C (% em peso) boretadas a diferentes temperaturas por 4 h ... 76 Tabela 9 - Microdureza de materiais submetidos a diferentes

tratamentos ... 77 Tabela 10 - Microdureza e ponto de fusão de camadas boretadas em

diferentes substratos. ... 78 Tabela 11 - Dados microestruturais do recobrimento multicomponente

B-Nb no aço AISI 1018 ... 96 Tabela 12 - Rugosidade superficial de amostras recobertas e não

recobertas ... 97 Tabela 13 - Tratamentos de boretação multicomponente pelo método

em sólido ... 100 Tabela 14 - Adições e teor de carbono e ferro total no cermet

FeNbC10Al ... 109 Tabela 15 - Densidade teórica de cermets com diferentes

composições...115 Tabela 16 - Composição química do aço AISI M2 da Osprey dada pelo fabricante ... 117 Tabela 17 - Características de matérias primas utilizadas no M2 e nos

(28)

Tabela 18 - Análise química semiquantitativa dos cermets por

fluorescência de raios x ... 131 Tabela 19 - Características das matérias primas ... 132 Tabela 20 - Análise química semiquantitativa por EDS das fases

presentes em partículas de FeNbC com três fases ... 135 Tabela 21 - Análise química semiquantitativa por EDS das fases

presentes em partículas de FeNbC5Al com três fases ... 135 Tabela 22 - Análise química semiquantitativa por EDS das fases

presentes em partículas de FeNbC10Al ... 135 Tabela 23 - Comparação de temperaturas de início de formação de fase

líquida por DSC, DTA e ThermoCalc® do cermet

FeNbC10Al sem e com adições ... 144 Tabela 24 - Porcentagem em peso de oxigênio e nitrogênio nos

cermets sinterizados a 1400º C ... 148 Tabela 25 - Análise química semiquantitativa por EDS das fases do

cermet FeNbC sinterizado a 1400o C por 30 min ... 149 Tabela 26 - Análise química semiquantitativa por EDS das fases do

cermet FeNbC+C sinterizado a 1350o C por 30 min ... 150 Tabela 27 - Análise química semiquantitativa por EDS das fases do

cermet FeNbC+C+Fe sinterizado a 1300o C por 30 min 150 Tabela 28 - Análise química semiquantitativa por EDS das fases do

cermet FeNbC5Al sinterizado a 1400o C por 30 min .... 153 Tabela 29 - Análise química semiquantitativa por EDS das fases do

cermet FeNbC5Al+C sinterizado a 1300o C por 30 min 153 Tabela 30 - Análise química semiquantitativa por EDS das fases do

cermet FeNbC5Al+Fe sinterizado a 1300o C por 30 min... 154 Tabela 31 - Análise química semiquantitativa por EDS das fases do

cermet FeNbC5Al+C+Fe sinterizado a 1300o C por 30 min...154 Tabela 32 - Análise química semiquantitativa por EDS das fases do

cermet FeNbC10Al sinterizado a 1400o C por 30 min .. 157 Tabela 33 - Análise química semiquantitativa por EDS da fase

intermediária e da fase brilhante presente no cermet FeNbC10Al sinterizado a 1400o C por 30 min ... 157 Tabela 34 - Análise química semiquantitativa por EDS das fases do

(29)

cermet FeNbC10Al + Fe sinterizado a 1350o C por 30 min...159 Tabela 36 - Análise química semiquantitativa por EDS das fases do

cermet FeNbC10Al produzido por FAHP e recozido .... 166 Tabela 37 - Densidade de Archimedes e picnométrica dos cermets

processados por CS e FAHP, valores em % relativa a densidade teórica... 167 Tabela 38 - Densidade de Archimedes dos cermets sem e com adição

processados por CS a 1300º por 30 min... 169 Tabela 39 - Densidade picnométrica dos cermets sem e com adição

processados por CS a 1300º por 30 min... 169 Tabela 40 - Densidade de Archimedes relativa de cermets FeNbC10Al

sem adição processados por FAHP e sem e com adições processados por CS ... 170 Tabela 41 - Densidade picnométrica relativa de cermets FeNbC10Al

sem adição processados por FAHP e sem e com adições processados por CS ... 170 Tabela 42 - Dureza Vickers de cermets FeNbC10Al sem adição

processados por FAHP, processado por FAHP e recozido (R) e sem e com adição processados por CS ... 174 Tabela 43 - Dados experimentais do aço AISI M2 da Osprey ... 184 Tabela 44 - Análise química semiquantitativa por EDS das fases do

substrato de M2 produzido por MP ... 186 Tabela 45 - Análise semiquantitativa de regiões da amostra B, a

primeira linha refere-se à composição química expressa em % massa e a segunda linha, refere-se à composição

química expressa em % atômica ... 191 Tabela 46 - Análise semiquantitativa de regiões da amostra Nb Sen, a

primeira linha refere-se à composição química expressa em % massa e a segunda linha, refere-se à composição

química expressa em % atômica ... 199 Tabela 47 - Análise semiquantitativa de regiões da amostra Nb Tsipas,

a primeira linha refere-se à composição química expressa em % massa e a segunda linha, refere-se à composição química expressa em % atômica ... 201 Tabela 48 - Análise semiquantitativa de regiões da amostra S. Boro, a

(30)

Tabela 49 - Análise semiquantitativa de regiões da amostra S. Ekabor, a primeira linha refere-se à composição química expressa em % massa e a segunda linha, refere-se à composição química expressa em % atômica ... 206 Tabela 50 - Análise semiquantitativa de regiões da amostra B+Nb, a

primeira linha refere-se à composição química expressa em % massa e a segunda linha, refere-se à composição

química expressa em % atômica ... 215 Tabela 51 - Análise semiquantitativa de regiões da amostra Nb+B, a

primeira linha refere-se à composição química expressa em % massa e a segunda linha, refere-se à composição

química expressa em % atômica ... 222 Tabela 52 - Dureza Vickers a 15 µm da superfície de amostras de M2

sem tratamento e com diferentes tratamentos de

superfície... 231

Tabela 53 - Altura média aritmética Ra de amostras em diferentes condições, lixadas com lixa 600 antes dos tratamentos . 231 Tabela 54 - Parâmetros de altura ISO 25178 de amostras de M2 sem

tratamento S/ Trat, com tratamento de superfície de boretação B e com tratamento de superfície simultâneo com mistura a base de Boro e Nióbio S. Boro. Amostras lixadas com lixa 1000 ... 232 Tabela 55 - Parâmetros de altura ISO 25178 de amostras de M2 com

tratamentos (S. Ekabor, B+Nb e Nb+B) e do cermet FeNbC10Al. Amostras lixadas com lixa 1000 ... 233 Tabela 56 - Coeficiente de atrito de diferentes amostras de M2 sem e

com tratamentos de superfície e do cermet FeNbC10Al 241 Tabela 57 - Volume de material removido de diferentes amostras de

(31)

CBMM Companhia Brasileira de Metalurgia e Materiais

CS Compactação e Sinterização

CVD Chemical Vapor Depositionvapor) (Deposição química a

DSC Differential scanning calorimetry Varredura Diferencial) (Calorimetria de

DTA Differential Thermal Analysis Diferencial) (Análise Térmica

FAHP Field Assisted Hot Pressing Quente Assistida por Campo) (Compactação a

GTP Grupo de Tecnología de Polvos Tecnologia do pó) (Grupo de

HSS High Speed Steel (Aço rápido)

HVOF High Velocity Oxygen Fuel chama) (Aspersão térmica por IMDEA

MATERIALES Instituto Madrileño de Estudios Avanzados en Materiales

M/P Metalurgia do Pó

SPS Spark Plasma Sintering (Sinterização por Spark Plasma)

(32)
(33)

B Boro ou tratamento de boretação B+Nb Boretação seguida de niobização BSE Modo elétrons retroespalhados

+C Adição de carbono

+C+Fe Adição de carbono e ferro

+Fe Adição de ferro

FeNbC Cermet Fe-NbC

FeNbC5Al Cermet Fe-NbC com cerca de 5% em peso de Al FeNbC10Al Cermet Fe-NbC com cerca de 10% em peso de Al Nb Nióbio ou tratamento de niobização

Nb+B Niobização seguida de boretação

Ra Altura média aritmética considerando uma linha Sa Altura média aritmética considerando uma área

Samadi_Nb Mistura de niobização contendo Nb, 6% p. de NH4Cl e Al2O3

Samadi_FeNb Mistura de niobização contendo FeNb, 6% p. de NH 4Cl e Al2O3

SE Modo elétrons secundários S/ Trat Substrato sem tratamento

S/ Ad Sem adição

Sen

Mistura de niobização contendo Nb, 20% p. de NH4Cl e Al2O3

S. Boro

Mistura de boroniobização simultânea com boro amorfo

S. Ekabor Mistura de boroniobização simultânea com 30%p. de nióbio e Ekabor®

S. 40 Ekabor

Mistura de boroniobização simultânea com 40%p. de nióbio e Ekabor®

(34)
(35)

1 INTRODUÇÃO ... 35 2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA ... 41 2.1 CERMETS ... 41 2.1.1 Cermets a Base de Fe... 41 2.1.2 Cermets com NbC ... 42 2.1.4 Intermetálicos Fe-Al ... 44 2.1.5 Metalurgia do pó (M/P) ... 49 2.1.6 Compactação à Quente Assistida por Campo ou Field Assisted

Hot Pressing (FAHP) ... 49 2.2 BORETAÇÃOMULTICOMPONENTE ... 51 2.2.1 Aço rápido AISI M2 ... 51 2.2.2 Processo de difusão/deposição termorreativa ou Thermoreactive

Deposition/Difusion (TRD ) ... 56 2.2.3 Boretação ... 59 2.2.4 Niobização ... 82 2.2.5 Codifusão ... 89 2.2.6 Boretação multicomponente com nióbio ... 91 2.2.7 Boretação multicomponente com outros metais ... 96 2.2.8 Codifusão com Al ... 102 3 PROCEDIMENTO EXPERIMENTAL ... 105 3.1 CERMETSFe-NbC ... 105 3.1.1 Caracterização do pó ... 106 3.1.2 Planejamento do desenvolvimento dos cermets ... 107 3.1.3 Processamento dos cermets ... 109 3.1.4 Caracterização dos cermets... 114 3.2 BORETAÇÃOMULTICOMPONENTECOMNIÓBIO... 115 3.2.1 Fabricação dos Substratos ... 117 3.2.2 Tratamentos de Boretação (B) e Niobização (Nb) ... 119 3.2.3 Tratamentos de boretação multicomponente

(36)

4 RESULTADOS E DISCUSSÕES ... 131 4.1 DESENVOLVIMENTODOSCERMETS... 131 4.1.1 Caracterização da matéria prima ... 131 4.1.2 Análise térmica dos Cermets e plano do processamento do cermet FeNbC10Al por ThermoCalc® e análise térmica ... 137 4.1.3 Caracterização dos materiais consolidados ... 146

4.2 DESENVOLVIMENTODOTRATAMENTODE

BORETAÇÃOMULTICOMPONENTECOMNIÓBIOSOBRE

OM2... 175 4.2.1 Definição dos parâmetros de tratamento de superfície através do

software ThermoCalc® ... 175 4.2.2 Microestrutura do substrato e recobrimentos ... 184 4.2.3 Dureza do substrato e recobrimentos ... 228 4.2.4 Rugosidade ... 231 4.2.5 Estudo Tribológico ... 240 5 Conclusões ... 255 5.1 CERMETS ... 255 5.1.1 Microestrutura e propriedades dos cermets FeNbC, FeNbC e

FeNbC10Al ... 255 5.1.2 Cermet FeNbC10Al: adições e comportamento térmico ... 257 5.2 BORETAÇÃOMULTICOMPONENTECOMNIÓBIO ... 258 5.2.1 Tratamentos de superfície e microestruturas ... 258 5.2.2 Propriedades de substratos de M2 com recobrimentos de

(37)

1 INTRODUÇÃO

Este trabalho faz parte de uma linha de pesquisa do grupo ―Metalurgia do pó e matérias particulados‖ da UDESC que estuda o desenvolvimento de materiais por metalurgia do pó para fabricação de ferramentas. Dentre os trabalhos desta linha, faz parte o estudo sobre a influência da adição de TiCN e WC no aço rápido M2 para aumentar a resistência ao desgaste (SILVA, 2003); o desenvolvimento de uma matriz flutuante de compactação para fabricação de insertos de usinagem em M2 sinterizado (NOGUEIRA, 2004); o estudo das propriedades mecânicas do aço rápido M2 em função das temperaturas de sinterização e tratamento térmico (FERNANDES, 2006); e a análise de desempenho em usinagem destes insertos fabricados em M2 (DEMATTÉ, 2006). Até o momento do estudo de Nogueira (2004), a utilização de aço rápido para fabricação de insertos era inédita, sendo comercializados apenas outros tipos de ferramentas como brocas, fresas e ferramentas de conformação a frio.

A parte experimental deste trabalho foi realizada em grande parte na UC3M de Madrid junto ao grupo de pesquisa em tecnologia do pó que também estuda e desenvolve compósitos cerâmica/metal.

O trabalho compreende dois temas: o desenvolvimento de um cermet Fe-NbC e o desenvolvimento de um recobrimento a base de NbC. O objetivo deste trabalho foi planejar o processamento, fabricar e analisar cermets Fe-NbC obtidos de um pó compósito em fase de desenvolvimento; e desenvolver um recobrimento a base de B, Nb e C por difusão térmica reativa em meio sólido em um substrato de aço rápido M2.

Cermets são materiais compósitos constituídos por pelo menos uma fase cerâmica e uma metálica, que reúnem propriedades inerentes a cada uma das fases. Dentre os cermets destaca-se o metal duro que é tipicamente constituído por carbonetos de tungstênio aglomerados por uma matriz de Ni ou Co. Este compósito é o material de maior aplicação em ferramentas de usinagem devido a sua excelente resistência ao desgaste e dureza a altas temperaturas.

(38)

toxidade, abundância e consequentemente baixo custo e capacidade de ser tratado termicamente, embora apresente baixa sinterabilidade.

Os carbonetos WC, TiC, TiCN têm sido os mais utilizados e investigados, sendo o WC o carboneto de maior aplicação em metais duros para ferramentas de corte. Entretanto, hoje em dia, o alto custo de produção do W elevou muito o custo deste carboneto (WOYDT; MOHRBACHER, 2013). O carboneto de nióbio não foi muito explorado até hoje, talvez por sua descoberta tardia na década de 60. O interesse pelo carboneto de nióbio é devido a suas excelentes propriedades, como elevada dureza e resistência ao desgaste à altas temperaturas, seus efeitos benéficos quando aplicados no metal duro e sua abundância no Brasil. Foi reportado que este carboneto pode competir em resistência ao desgaste com materiais de referência como WC, Cr3C2, (Ti, Mo)(C,N) (WOYDT; MOHRBACHER, 2013).

Muitas pesquisas sobre cermets têm sido feitas, envolvendo a adição de diferentes carbonetos (ALVAREDO et al., 2012; DOBRZAŃSKI et al., 2007) e porcentagens (GORDO et al., 2000, 2002), utilização de Fe como matriz (BOLELLI et al., 2012; CANTELI et al., 2010; GÓMEZ; JIMÉNEZ-SUAREZ; GORDO, 2009; KLAASEN et al., 2010), diferentes métodos de processamento (GIMÉNEZ et al., 2008; RUIZ-NAVAS et al., 2003; YAZOVSKIKH; LOMAYEVA, 2013) entre outros. Ao longo das pesquisas foi observada a grande dificuldade do processamento e densificação total de cermets com grande teor de fase cerâmica.

Os cermets podem ser fabricados por adição de partículas cerâmicas à matriz metálica, em pó ou fundida, ou através de métodos que produzem carbonetos in situ; neste último caso é esperada uma ligação mais forte dos carbonetos com a matriz e, por conseguinte, uma melhor densificação e melhores propriedades mecânicas.

Neste trabalho foram estudados três tipos de cermets Fe-NbC-Al com diferentes teores de alumínio. Os cermets foram produzidos por um processo de síntese em desenvolvimento pela Companhia Brasileira de Metalurgia e Mineração (CBMM) o qual introduz elementos como o Fe, Al, Si e Ti ao NbC durante a obtenção. Devido ao processo in situ, uma boa ligação entre a matriz e os carbonetos é esperada.

O alumínio procedente da obtenção dos cermets é em particular importante e novo nesses materiais, este elemento pode aumentar à resistência a oxidação, sua influência no processamento e nas propriedades foi estudada.

(39)

melhor resistência ao desgaste, conferida pelas partículas de NbC (―Niobium carbide-iron matrix,‖ 2014).

Foi necessário um estudo da processabilidade dessas partículas complexas e das transformações que ocorrem durante a sinterização para obtenção da microestrutura final. Estudos termodinâmicos feitos através do software ThermoCalc® foram realizados para prever as fases estáveis com a composição inicial e com adição de C e Fe; e também foram realizadas análises térmicas por DSC (Differential scanning calorimetry) e DTA (differential thermal analysis) para análise das transformações durante aquecimento dos materiais.

Os pós foram totalmente caracterizados em sua densidade, morfologia, microestrutura e composição, já que estavam em fase de desenvolvimento. Os parâmetros de processamento por metalurgia do pó convencional, temperatura e tempo de sinterização foram baseados nas simulações termodinâmicas por ThermoCalc® e nas análises térmicas.

Foram produzidas amostras de referência por metalurgia do pó convencional, compactação uniaxial e sinterização a vácuo (CS), e por Field Assisted Hot Pressing (FAHP). No material FeNbC10Al foram feitas adições de C e Fe a fim de analisar a influência delas e desenvolver uma microestrutura mais homogênea.

As características microestruturais e morfológicas desses materiais consolidados foram analisadas por microscopia eletrônica e também foram realizadas medições de densidade e dureza Vickers.

O outro tema abordado neste trabalho foi o desenvolvimento de tratamentos de superfície a base de B, Nb e C, mais especificamente, o tratamento de boretação multicomponente com nióbio.

A obtenção de um componente com elevada dureza e resistência ao desgaste pode ser conseguida pela aplicação de um material com essa propriedade em todo o seu volume ou na superfície. Através de recobrimentos de superfície existe a possibilidade de manutenção de maior tenacidade no núcleo do componente.

O aumento da qualidade dos moldes e ferramentas por tratamentos de superfície representa apenas aproximadamente 5% do seu custo e de seu tempo de preparação, tornando-se viável considerar qualquer tratamento de superfície como um investimento (YOSHIDA, 1997).

(40)

A boretação multicomponente pode ser realizada simultaneamente, com a difusão simultânea de elementos, ou em etapas, boretação seguida de niobização ou vice-versa. A boretação multicomponente também pode ser realizada através de diversos métodos, como em banho líquido, em meio sólido, por Chemical Vapor Deposition (CVD), entre outros. O tratamento em meio sólido ou ―em caixa‖ (Pack cementation) e em banho líquido são conhecidos como Thermal Reaction Difusion (TRD), devido à difusão de elementos e reação com elementos da matriz a altas temperaturas.

Boretos de nióbio são reconhecidos como candidatos potenciais para aplicações estruturais em altas temperaturas, principalmente devido às suas excelentes propriedades, tais como a elevada temperatura de fusão e alta resistência mecânica.

O elemento boro apresenta raio atômico menor que outros elementos normalmente utilizados no tratamento de boretação multicomponente, por isso o boro se difunde mais rápido e forma fases em regiões mais distantes da superfície do substrato que outros elementos utilizados neste tratamento. O raio atômico de um elemento é diretamente proporcional ao número atômico, o Boro, de número atômico 5, apresenta raio atômico de 87 pm (picômetro); o Cu, de número 29, apresenta raio de 128 pm; e o Nb, de número 41, apresenta raio atômico de 146 pm. Também devido ao seu pequeno raio atômico, o boro ocupa posições intersticiais na microestrutura, enquanto outros elementos difundidos normalmente ocupam posições substitucionais.

Na literatura há trabalhos sobre a boretação multicomponente com nióbio em diferentes substratos fundidos, M2 (SEN; PAZARLIOGLU; SEN, 2008), aço 1010 ( PAZARLIOĞLU et al., 2012), aço 1018 (SUWATTANANONT, 2010); com tratamentos realizados em meio sólido ou líquido, em etapas e simultaneamente; sendo o tratamento de niobização normalmente realizado em banho líquido (OLIVEIRAB; RIOFANO; CASTELETTI, 2006; SINHA, 1991).

No entanto, não há um estudo sobre esse tratamento com nióbio em substratos de M2 fabricados por metalurgia do pó, e tampouco há estudos sobre parâmetros críticos do tratamento como a influência da composição química da mistura e temperatura.

Neste trabalho foi estudado o desenvolvimento de diferentes recobrimentos sobre substratos de aço rápido M2 produzidos por metalurgia do pó, buscando a formação de carbonetos ou boretos de alta dureza e resistência ao desgaste na superfície.

(41)

a pressão parcial de cada um deles é similar, por isso a quantidade de cada elemento na mistura de tratamento é um fator importante a ser analisado. Cálculos por ThermoCalc® foram feitos para estimar a quantidade de elementos na mistura, a temperatura de tratamento e os produtos de reação em função da composição da mistura.

Para aplicação dos recobrimentos primeiramente foram fabricados os substratos em M2 com a utilização de lubrificante devido a utilização de um pó fino e por metalurgia convencional. Posteriormente foram produzidos recobrimentos por boretação multicomponente com nióbio, em etapas e simultaneamente, por TRD em meio sólido. O método sólido foi adotado por utilizar equipamentos simples, flexíveis e de menor custo, contribuindo no desenvolvimento inicial do tratamento para futuramente poder ser aplicado por técnicas mais avançadas e que permitam obter melhores propriedades. O nióbio foi selecionado por ser um metal abundante no Brasil além de suas outras características como já citado anteriormente; e o M2 por ser um material comumente usado em ferramentas de usinagem por seu baixo custo comparado ao metal duro e boa resistência ao desgaste em altas temperaturas.

(42)
(43)

2REVISÃO BIBLIOGRÁFICA

A revisão bibliográfica contempla uma compilação de estudos realizados sobre cermets e boretação multicomponente.

2.1 CERMETS

Cermets são materiais compósitos constituídos por uma fase cerâmica, geralmente formada por carbonetos ou carbonitretos de metais refratários, ligada a uma fase metálica, normalmente Co ou Ni.

Estes materiais têm muitas aplicações como em ferramentas resistentes ao desgaste para usinagem e conformação (ASM, 1988; ECKERT, 1994), na indústria automotiva e têxtil (MARTINELLI et al., 2006; ZHONG; XU; YE, 2012).

Segue uma revisão sobre cermets a base de Fe, com Nb e sobre o processamento por metalurgia do pó e método de consolidação FAHP.

2.1.1 Cermets a Base de Fe

Atualmente, há um crescente interesse na substituição total ou parcial de Co e Ni como matriz metálica já que esses metais são escassos e causam problemas ambientais e à saúde. Pós à base de Ni estão sob a advertência de perigo H351 de acordo com o regulamento da Comissão Europeia EC 790/2009 (―Official Journal of the European Union,‖ 2009). Cermets WC-Co também são tóxicos por inalação e estão atualmente sob consideração para inclusão na lista de substâncias suspeitas de serem cancerígenas humanas (―12th Report on Carcinogens - Cobalt-tungsten carbide: powders and hard metals,‖ 2011).

O uso de ferro apresenta várias vantagens sobre Co ou Ni, incluindo a não toxicidade, a abundância de recursos que conduzem a um custo mais baixo e a capacidade de ser endurecido por tratamento térmico; o que poderia levar a uma alta dureza com uma menor quantidade de fase cerâmica (GORDO et al., 2008). No entanto, cermets à base de Fe apresentam baixo desempenho na sinterização devido à pouca molhabilidade da fase líquida e o risco de reação com a fase cerâmica que conduz a fragilização (UMANSKII, 2001).

(44)

(KLAASEN et al., 2010)]. O cermet M2 com 50% em vol. de TiCN mostrou maior resistência ao desgaste e vida útil da ferramenta em operações de torneamento a seco, tanto quando comparado com o material de referência M2 sinterizado em laboratório como com insertos de HSS comercial (CANTELI et al., 2010). O revestimento de WC- FeCrAl foi comparável ao de referência WC - CoCr no desempenho em desgaste por deslizamento (BOLELLI et al., 2012).

2.1.2 Cermets com NbC

Alguns carbonetos metálicos de elevada dureza (por exemplo, WC, NbC , Mo2C, TaC ) são normalmente adicionados não só para melhorar o desempenho do material, mas também para auxiliar no processamento pelo aumento da molhabilidade e densidade e diminuição da taxa de crescimento das partículas (CANTELI et al., 2010). O interesse em cermets reforçados com NbC é múltiplo: as características do NbC, os efeitos benéficos conhecidos de NbC em metais duros e a abundância de recursos de Nb no Brasil. O NbC tem dureza de 2400 HV e temperatura de fusão do 3420o C (VATAVUK; VILLAR, 2002); TiC tem dureza de 3000 HV e temperatura de fusão de 3100o C (LEE et al., 1998). Há poucos trabalhos sobre cermets a base de NbC, a pouca aplicação de NbC pode ser devida à sua descoberta tardia. O Nióbio se tornou abundante e barato somente depois que as reservas de pyrochlore foram descobertas no Brasil e Canadá, durante a década de 1960 (DE ARAÚJO FILHO et al., 2010). Além disso, a maioria dos estudos aborda cermets com baixo teor de reforço, até 15% em peso, devido às dificuldades encontradas em aumentar o conteúdo de reforço sem reduzir as propriedades mecânicas (GORDO et al., 2002).

(45)

temperatura (ESTEBAN; GORDO, 2006). Partículas de pequeno tamanho conferem melhores propriedades ao material. As partículas de NbC produzidas na matriz por adição de Nb ao ferro fundido cinzento tiveram tamanho de 0,3 a 3,5 µm (ZHONG et al., 2012a). Por mecanosíntese, o tamanho das partículas variou de 0,3 a 50 µm (YAZOVSKIKH; LOMAYEVA, 2013). Por síntese autopropagante a alta temperatura, o tamanho máximo de partícula foi 300 µm, um tamanho de 4 µm foi alcançado após moagem de alta energia (ESTEBAN; GORDO, 2006).

Cermets reforçados com NbC atingiram diferentes valores de dureza de acordo com as matérias-primas, teor de reforço e processo de fabricação.

O cermet Fe-30NbC (% em peso) com NbC formado in situ a partir de ferro fundido cinzento apresentou dureza de 286 HV. Nestes cermets também foram realizados ensaios de desgaste abrasivo, conduzidos em uma máquina de ensaio de desgaste ML-100. Neste tipo de ensaio, a amostra em contato com um disco abrasivo rotativo é submetida a uma carga. A resistência ao desgaste do cermet Fe-30NbC (% em peso) submetido a este ensaio, sob uma carga de 20N, lixa abrasiva de 600 mesh e rotação de 25 rpm foi 5,9 vezes maior do que a do ferro fundido cinzento (ZHONG; XU; YE, 2012).

(46)

2.1.4 Intermetálicos Fe-Al

Intermetálicos Fe-Al são materiais muito estudados e de grande importância científica e tecnológica, tendo em vista a suas excelentes propriedades, tais como alta temperatura de fusão, alta resistividade elétrica e magnética, excelente resistência à oxidação e corrosão (pela formação de uma camada protetiva de Al2O3), razoável resistência mecânica, baixa densidade e boa resistência ao desgaste (AZEM; NECHICHE; TAIBI, 2011; CHAKRABORTY; SHARMA; BOSE, 1998; GODLEWSKA et al., 2003; GROSDIDIER et al., 2006; MARTINEZ et al., 2006). No entanto, algumas propriedades desses intermetálicos necessitam ser melhoradas, como a ductilidade e a tenacidade, especialmente a temperatura ambiente, e a resistência mecânica e à fluência a altas temperaturas (BAHADUR, 2003; MCKAMEY et al., 1991; MORRIS; MORRIS, 1997).

As principais aplicações de aluminídios de ferro incluem elementos estruturais em aeronaves, dispositivos de fornos, sistema de exaustão de gases em automóveis, turbinas e trocadores de calor, componentes para equipamentos de processamento químico e petroquímico e para reatores nucleares, etc (MCKAMEY et al., 1991).

A Figura 1 apresenta o diagrama de equilíbrio do sistema Fe-Al e a Tabela 1 as fases do diagrama Fe-Al. Conforme o diagrama Fe/Al, formam-se 5 tipos de fases intermetálicas estáveis. A real aplicação das fases FeAl2, Fe2Al5 e FeAl3 é problemática em função da fragilidade. Os intermetálicos ricos em ferro (FeAl e Fe3Al) são os mais utilizados devido à boa resistência à corrosão e propriedades mecânicas (CAPRA, 2005).

(47)

Figura 1- Diagrama Fe-Al

Fonte: ASM, 1992

Pesquisas sobre a adição de elementos foram realizadas para melhorar as propriedades de ligas Fe-Al. O aluminídio de ferro (Fe3Al) com uma composição de 28 % at. em Al (16 % em peso) e 5% at. em Cr (5,46 % em peso) exibiu uma melhor combinação de resistência mecânica e ductilidade (MCKAMEY; LIU, 1990).

(48)

Tabela 1 – Fases do diagrama Fe/Al

Fase Al (%peso)

(αFe) 0 a ≈28 (γFe) 0 a 0,6 FeAl 12,8 a ≈ 37 Fe3Al ≈13 a≈ 20

≈40 a ≈47

FeAl2 48 a 49,4

Fe2Al5 53 a 57

FeAl3 58,5 a 61,3

Al 100

Fases

Metaestáveis Fe2Al9 68,5

FeAl6 74,3 Fonte: ASM, 1992

A resistência ao escoamento de compressão em temperaturas baixas e altas foi maior em uma liga Fe–26Al–9,5Nb (% at.) que em ligas Fe-26Al e Fe-Al-Nb com menor porcentagem de Nb. A boa resistência pode ser retida até 800º C. A 650º C a liga Fe–26Al–9,5Nb exibiu melhores propriedades de fluência que ligas binárias Fe-Al (MILENKOVIC; PALM, 2008).

(49)

O aumento da porcentagem de alumínio na composição de ligas Fe-Al melhora a resistência à oxidação e sulfidização e diminui a densidade (VARIN; BYSTRZYCKI; CALKA, 1999), mas reduz a ductilidade (COHRON et al., 1998; DEEVI; SIKKA, 1996). Além disso, ligas de Fe com altos teores de Al são difíceis de fabricar por meio de fundição convencional (KOCH; WHITTENBERGER, 1996).

Estudos em ligas com Fe-8,5Al (% em peso) fundidas mostraram uma maior ductilidade deste material sem perda da resistência mecânica, comparado ao Fe3Al. Acredita-se que uma menor porcentagem de Al torna o material menos susceptível a fragilização por hidrogênio, o Al reage com vapor d’agua na atmosfera para gerar hidrogênio que é responsável pela fragilização (BALIGIDAD; PRAKASH; RADHAKRISHNA, 1998).

Outro estudo reportou que a adição de Al em uma liga eutética Fe-10Nb melhorou as propriedades mecânicas, mais especificamente, resistência à fratura e deformação plástica (PARK et al., 2008).

Intermetálicos Fe-Al apresentam alta resistência à corrosão por enxofre e acidez naftênica. É de grande importância um material com alta resistência a corrosão naftênica no refino de petróleo com elevado índice de acidez naftênica. Xingiang (2003) mostrou que a resistência à corrosão naftênica de intermetálicos Fe-Al foi 20 vezes superior a do aço carbono. Correa (1990) verificou taxas mais baixas de corrosão naftênica em amostras aluminizadas. Capra (2005) comprovou ser viável o recobrimento com Fe/Al em aço inoxidável austenítico e ao carbono para melhorar a resistência à corrosão naftênica e a névoa salina. O tratamento térmico por refusão em forno por aspersão térmica promoveu o desenvolvimento de fases intermetálicas Al-Fe e Al-Fe-Ni-Cr, cuja presença, deve beneficiar significativamente a resistência desses aços à corrosão (CAPRA, 2005).

(50)

Figura 2 - Variação da taxa de desgaste com a distância de deslizamento em ensaios pino sobre disco para diferentes composições de aluminetos de ferro

Fonte: SHARMA et al., 2003

Estudos com adições de Al demonstraram com o aumento da porcentagem de Al em ligas Fe3Al contribui para a resistência ao desgaste. Além disso, a taxa de desgaste em ligas Fe3Al com ordenação estrutural DO3 é ligeiramente menor que aquelas com ordenação B2 (MAUPIN; WILSON; HAWK, 1992).

A resistência ao desgaste abrasivo da liga Fe3Al foi considerada comparável à resistência ao desgaste do aço AISI 1060 e SS 304 e superior àquela dos aços Hadfield, material de alta tenacidade usado em aplicações de mineração (MAUPIN; WILSON; HAWK, 1992).

A produção de intermetálicos Fe-Al pode ser realizada por diversas técnicas. Estudos recentes demonstraram a viabilidade da fabricação de intermetálicos Fe-Al por metalurgia do pó. Através de moagem pode se obter estruturas nanocristalinas, que também melhoram a ductilidade (MORRIS; GUNTHER, 1996). Por ligação mecânica seguida de compactação à quente a vácuo (vacuum hot pressing) foi produzido um intermetálico Fe-48Al (% at). O intermetálico apresentou uma estrutura em solução sólida de Fe (Al) e traços de Al (Fe) e boas propriedades de flexão. Resistência à flexão de 830 MPa e deformação na ruptura de 3,0 % (HAIXIA et al., 209).

(51)

fundição convencional, ligação mecânica e síntese auto propagante a alta temperatura. Este estudo mostrou a produção de uma liga intermetálica com composição Fe–16Al–5.46Cr–0.5V–0.05C (wt %) por coredução direta de óxidos de ferro, cromo e vanádio em presença de carbono e alumínio. A liga produzida apresentou boa ductilidade e resistência à oxidação (CHAKRABORTY; SHARMA; BOSE, 1998).

2.1.5 Metalurgia do pó (M/P)

A metalurgia do pó é uma técnica versátil para a preparação de diferentes composições, possibilita a obtenção de elevada densificação dos sinterizados e permite um controle do processo com apreciável precisão (SILVA, 2003). Dentre os processos recentes de fabricação de peças com alta densidade por M/P cita-se a sinterização a alta temperatura (CREMONEZI et al., 2009) e a sinterização por spark plasma (SPS).

Os aços produzidos por M/P são alternativas importantes aos aços convencionais. Os aços M/P conciliam propriedades como alta tenacidade e dureza que os aços convencionais dificilmente atingem, devido à ausência da segregação e descontinuidades internas, como inclusões não metálicas (XU et al., 2007). A utilização de ligas pré-ligadas gera os melhores resultados em termos de homogeneidade química, entretanto ligas pré–ligadas apresentam baixa compressibilidade pelo efeito endurecedor dos elementos de liga. (CREMONEZI et al., 2009).

Uma indústria brasileira de grande porte na área de metalurgia do pó é a Villares metals. Essa indústria fabrica aços rápidos por compactação isostática e comercializa-os em barras recozidas (VILLARES, 2012).

2.1.6 Compactação à Quente Assistida por Campo ou Field Assisted Hot Pressing (FAHP)

O processo FAHP é similar ao spark plasma sintering, mas sem pulsos de corrente, em FAHP a corrente aplicada é contínua (FENG et al., 2008).

(52)

não se comprovou a existência de plasma durante este método de sinterização (MUNIR; ANSELMI-TAMBURINI; OHYANAGI, 2006).

Em SPS, devido a diferente porcentagem de carbono da matriz para o substrato a elevadas temperaturas pode haver um pouco de difusão, no entanto, como o aquecimento é rápido e o tempo de patamar é pequeno, a difusão é pequena (MUNIR; ANSELMI-TAMBURINI; OHYANAGI, 2006).

Em SPS a amostra e a matriz são aquecidas por efeito Joule da corrente que passa pela matriz e pela amostra (se condutiva), tendo a corrente também a função de criar plasma. Propõe-se que o plasma causa uma limpeza na superfície das partículas levando a uma melhora na sinterização, embora a existência de plasma em materiais condutores ainda não foi comprovada, em materiais não condutores alguns autores parecem descartar a geração de plasma (MUNIR; ANSELMI-TAMBURINI; OHYANAGI, 2006).

Por este método podem ser utilizadas taxas de aquecimentos tão altas como 1000o C/min. Vale salientar que o tamanho de grão do material sinterizado diminui com o aumento da taxa de aquecimento. Quanto à pressão aplicada, com o aumento da pressão o tamanho de grão do sinterizado e a temperatura necessária para sinterização podem diminuir (MUNIR; ANSELMI-TAMBURINI; OHYANAGI, 2006).

A técnica FAHP consiste na passagem de alta corrente através de um conjunto matriz e punções de grafite (que contém o pó a ser compactado) localizado dentro de uma câmara a vácuo. A temperatura é controlada por termopares que são fixados à matriz e aos punções, e fornecem um valor próximo a temperatura da amostra, sendo a máxima temperatura alcançada pelo equipamento Gleeble 3800, utilizado neste trabalho, de 1200ºC. A pressão máxima é de 50 MPa. A pressão é aplicada no conjunto matriz e punções após ter ocorrido a desgaseificação do material, para evitar o aprisionamento dos gases, e é mantida até o final da desgaseificação. Um controle do vácuo permite a identificação do momento em que cessa a desgaseificação.

(53)

2.2 BORETAÇÃO MULTICOMPONENTE

O desenvolvimento de recobrimentos de superfície a base de Nb, B e C neste trabalho foi realizado em substratos de aço rápido M2 produzidos por metalurgia do pó. Por isso segue uma revisão sobre este material.

Na sequencia, segue uma revisão sobre tratamentos de boretação, niobização, boretação multicomponente e de outros tratamentos de codifusão de modo a facilitar o entendimento do tratamento de boretação multicomponente com nióbio.

2.2.1 Aço rápido AISI M2

Existem muitos tipos de materiais para ferramentas de corte como mostrado na Figura 3. Uma ferramenta de corte ideal deveria apresentar o melhor conjunto de propriedades e características: durabilidade, resistência à flexão, capacidade de resistir a altas velocidades, resistência ao calor e resistência ao desgaste. O metal duro é um dos materiais mais utilizados atualmente devido ao seu conjunto de propriedades.

O metal duro é um cermet produzido por M/P constituído por pelo menos um composto duro e uma matriz que funciona como ligante. O composto duro é comumente o carboneto de tungstênio, mas pode conter outros elementos. O ligante mais utilizado e com as melhores características é o cobalto, sendo também utilizado o Ni. Durezas típicas do metal duro são: 800, 1300, 1800 HV (CREMONEZI et al., 2009).

Apesar das excelentes propriedades do metal duro, permanece a busca pela melhoria das propriedades dos aços rápidos, também denominados HSS - High Speed Steel, para aplicação em ferramentas de corte, devido ao seu menor custo e a abundância de Fe (GORDO et al., 2005; RUIZ NAVAS, 1999). O Co e Ni utilizados como ligantes no metal duro são escassos e, além disso, nocivos à saúde e ao meio ambiente (BOLELLI et al., 2012).

(54)

(STEMMER, 1995). Apresentam uma dureza de 865 HV (FERNANDES, 2006) e são utilizados em ferramentas de usinagem, tais como machos, brocas e fresas.

Figura 3 – Classificação de materiais para ferramentas de corte

Fonte: Adaptado de Fritz Klocke (2011)

Há duas classificações importantes de aços rápidos segundo a AISI: aços ao molibdênio (grupo M) e aços ao tungstênio (grupo T). O aço rápido AISI/SAE M2 surgiu em 1949 (SERNA, 2008) substituindo o tungstênio gradualmente em decorrência de sua escassez. O elemento molibdênio aumenta a temperabilidade da peça e mesmo em pré-ligados, tem a vantagem de não prejudicar a compressibilidade. Seu custo elevado o indica para peças a serem tratadas (CREMONEZI et al., 2009).

(55)

A microestrutura dos aços rápidos é constituída por carbonetos primários, que são formados durante a solidificação, e carbonetos secundários, que precipitam durante o revenimento num processo de envelhecimento secundário. A principal função dos carbonetos primários é a resistência à abrasão. A microestrutura resultante do envelhecimento secundário tem a função de reter os carbonetos primários mesmo sob as altas temperaturas e tensões cisalhantes de usinagem (CREMONEZI et al., 2009).

A Tabela 2 apresenta a composição química de carbonetos primários em aços M2 fabricados por metalurgia convencional. Na Tabela 3 está apresentada a fração volumétrica de carbonetos encontrada no estado recozido por diferentes autores. Na denominação desses carbonetos, o M representa o elemento de liga.

Tabela 2 - Composição química dos carbonetos primários presentes no M2, a primeira linha refere-se à composição química expressa em % em peso e a segunda linha refere-se à composição química em % atômica

Composição química

Carboneto W Mo V Cr Fe

MC 33,0 14,5 46,3 5,1 1,1

13,2 11,1 67,8 7,2 1,5

M2C 49,3 21,3 14,7 7,6 7,2

25,4 21,1 27,4 13,9 12,2

M6C 38,3 20,3 4,3 3,0 34,1

17,8 18,0 7,2 4,9 52,1

* Valores apresentados por Ghomashchi e Sellar (1984).

Fonte: Adaptado de Serna (2008)

(56)

material fabricado por metalurgia do pó tem carbonetos com tamanho abaixo de 10 µm. Este refino da microestrutura melhora de forma apreciável as propriedades mecânicas e tribológicas (CREMONEZI et al., 2009).

Tabela 3 - Fração volumétrica de carbonetos no aço M2 no estado recozido

Autor M6C MC M23C6 Total

(% vol)

Kaiser e Cohen (1952)

13,0

2,5

2,5

18,0

Kulmburg (1998)

14,0

2,0

8,0

24,0

Fonte: Adaptado de Serna (2008)

Os carbonetos secundários obtidos no revenimento são nanométricos, na ordem de 3 a 10 nm, por isso não puderam ser estudados pelas técnicas de microscopia conhecidas até 1980. (SERNA, 2008).

Serna (2008) estudou os carbonetos secundários do M2 através de extração seletiva dos carbonetos utilizando técnicas de dissolução química e eletrolítica. A Figura 4 apresenta a microestrutura dos carbonetos extraídos de uma amostra de M2 M/P revenida a 550 °C por 3 vezes.

Figure

Updating...

Related subjects :