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

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

  Estes materiais constituem-se basicamente de uma matriz martensítica contendo carbonetos primários de 1 – 10µm em diâmetro, formados durante a solidificação do aço fundido, contendo ainda uma dispersão muito mais fina de carbonetos secundáriosmenores que 100 nm, os quais precipitam durante o tratamento térmico posterior de revenimento. O presente trabalho objetiva a obtenção de um compósito de matriz metálica, adicionando-se em separado os carbonetos de TiCN e de WC na matriz de aço rápidoM2 (6%W, 5%Mo, 4%Cr, 2%V, balanço – Fe), em pequenas proporções em peso, para estudar-se as alterações ocorridas na dilatação, resistência à flexão e ao desgaste,promovidas pelos componentes adicionados ao material base.

CADASTRO CAPES: 4100201001P-9

  Estes materiais constituem-se basicamente de uma matriz martensítica contendo carbonetos primários de 1 – 10µm em diâmetro, formados durante a solidificação do aço fundido, contendo ainda uma dispersão muito mais fina de carbonetos secundáriosmenores que 100 nm, os quais precipitam durante o tratamento térmico posterior de revenimento. O presente trabalho objetiva a obtenção de um compósito de matriz metálica, adicionando-se em separado os carbonetos de TiCN e de WC na matriz de aço rápidoM2 (6%W, 5%Mo, 4%Cr, 2%V, balanço – Fe), em pequenas proporções em peso, para estudar-se as alterações ocorridas na dilatação, resistência à flexão e ao desgaste,promovidas pelos componentes adicionados ao material base.

2.3.4.1 Efeito das Fases Secundárias no Desgaste Abrasivo

057

2.4 Determinação da Resistência ao Desgaste

CAPÍTULO II 059

3. Métodos Experimentais

  Preparação dos Corpos de Prova 061 3.3.1. Estudo de Sinterabilidade 064 3.5.

3.7. Propriedades Físicas

  066 3.7.1. Variação Volumétrica 067 3.7.2.

3.8. Propriedades Mecânicas

  Figura 6: MEV de uma amostra sobre sinterizada apresentando a característica de “espinha de 021 peixe” do M C [VÁREZ, 2001].6 Figura 7: a) Curvas de profundidade de implantação de nitrogênio; b) curvas de dureza para as 024 amostras com implantação e recozida em relação a amostra não tratada [MÄNDL, 1999]. 073 CAPÍTULO IIIFigura 26: Micrografia do ensaio de sinterabilidade: a) Patamar de 30 minutos, sem adição de 075 grafite; b) Patamar de 30 minutos, adição de 0.2 % em peso de grafite; c) Patamar de 60minutos, sem adição de grafite; d) Patamar de 60 minutos, adição de 0.2 % em peso de grafite; todas as amostras possuem uma ampliação de 500x, ataque com nital 1%.

CAPITULO III

  Os desenvolvimentos de pesquisa atuais referente a melhorias de propriedades no campo de atuação dos aços rápidos, iniciaram-se no final do século XX, e continuamno início deste século uma intensa otimização de suas propriedades mecânicas, principalmente através da otimização de sua microestrutura. Entretanto, os carbonetos do tipo MC, que permanecem preferivelmente dentro da estrutura do grão, são os que melhor se distribuem na microestrutura dos açosrápidos e apresentam a maior dureza, em torno de 2800 HV, sendo que os demais carbonetos, do tipo M 7 C 3 e M 23 C 7 precipitam no contorno de grão de uma 2 C, M 6 C, M forma dispersa, coalescem e geram pontos de nucleação de trincas que reduzem a tenacidade do material.

2. Estudo Bibliográfico

  Sua importância surgiu frente ao fato de que estes materiais possuem a capacidade de resistir a elevadas velocidades de corte e altas taxas de desbaste, semperder, entretanto sua resistência mecânica nem sua dureza, comparados às ferramentas de corte utilizadas no final do século XIX, constituídas basicamente de aço temperado. Com o desenvolvimento de materiais de elevada resistência ao desgaste e elevada dureza, como os metais duros, os aços ferramenta perdem suaimportância relativa frente ao fato de não serem mais os detentores das melhores propriedades de desgaste e dureza em relação aos metais duros, como por exemplo oWC-Co.

2.1.2 Estruturas e Propriedades

  Do ponto de vista da resistência à abrasão, o HSS pode ser considerado como sendo um material compósito com carbonetos primários largos (1 – 10 µm em diâmetro,formados durante a solidificação do HSS fundido) dispersos em uma matriz martensítica contendo uma dispersão muito mais fina de carbonetos secundários muitopequenos (<100 nm), que precipitam durante o tratamento térmico posterior(revenimento). [BERGMAN, 1996] Conforme os carbonetos secundários, principalmente do tipo MC e M 2 C cúbico promovem o efeito do endurecimento secundário por precipitação, a dureza da matriz deHSS pode obter valores próximos a 1000 HV, excedendo então a dureza da estrutura martensítica pura (900 HV).

2.1.3 Efeitos dos Elementos de Liga e dos Tipos de Carbonetos

  A quantidade mais adequada de carbono é dada poraquela que seja estequiometricamente necessária para a formação dos carbonetos e para alcançar a dureza requerida na matriz (a dureza damartensita aumenta ao se aumentar a quantidade de carbono). Tungstênio e Molibdênio: são elementos alfágenos e carborígenos, são intercambiáveis (um átomo de W por um átomo de Mo) e possuem a mesma função nos aços, melhorando as propriedades de corte e a dureza a quente.

6 C, constituindo composições do tipo:

  Cromo: elemento alfágeno e carborígeno, apresenta a ótima propriedade de melhorar a resistência à oxidação, proporcionar carbono quando seus carbonetos são dissolvidos na austenita, melhorar o endurecimentosecundário devido a precipitação de carbonetos de M 23 C 6 durante o revenido, e diminuir as variações dimensionais durante os tratamentos térmicos. [HETZNER, 2001] Vanádio: Elemento alfágeno e carborígeno, seu principal efeito é a formação de carbonetos de elevada dureza (conhecidos como MC, apesar de sua estequiomentria ser próxima a V 4 C 3 ), o qual aumenta amplamente a resistência ao desgaste, e levemente a dureza a quente.

6 C) e diminuem a temperabilidade

  Cobalto: Este elemento não se apresenta em todos os tipos de aço rápido, ele não é um elemento formador de carboneto, dissolve-se na matriz e amplia a temperatura da curva solidus, permitindo que se realizem maiorestemperaturas de austenitização, diminui o conteúdo de austenita retida, promove um refino da perlita e principalmente da martensita, sendo um deseus fatores mais importantes o aumento da dureza a quente. A dureza dos carbonetos de MC formados dentro dos grãos é consideravelmente alta, em torno de 2740 VHN, enquanto que os carbonetos de M 6 C e M 7 C 3 nas 2 C, M regiões intercelulares apresentam durezas de 2230, 1890 e 2380 VHN, respectivamente, gerando uma dureza muito maior do que a matriz martensítica (650 VHN).

2 C no estado fundido são decompostos em carbetos do

  Isto surge da reação 6 peritetóide e eutética de γ + M 2 C → MC + M 6 C, na qual é comprovada a formação dos carbetos M 6 C, conforme observado por MEV (Figura 3, d; e). A taxa de decomposição tende a aumentar com a elevação da temperatura de austenitização.

6 C, desta forma, pode-se concluir que tais propriedades como a resistência à fadiga térmica e a tenacidade à fratura não são muito afetadas

  Quando a quantidade de carbono é menor que 0.3 %, diminui-se o efeito do tratamento térmico, mas no caso de estar acima de 0.6 %, pode ser seriamenteprejudicial ao coeficiente de tenacidade a fratura por causa do aumento na quantidade de martensita tipo placa. Então, a 3 → γ + M 3 quantidade de carbono recomendada para satisfazer a seguinte estequiometria dos carbonetos depende da quantidade de cada formador de carboneto, conforme a equaçãoempírica 1.

2 C é formada nos contornos de célula

2 C são fortemente formados, e o efeito da dureza secundária durante o revenimento diminui

  Quando o W e o Mo estão em pequenas quantidades, a dureza diminui por que os carbetos do tipo M Então, a quantidade apropriada de W e Mo é de 3 – 4 % na qual a formação de carbetos estáveis de M 2 C possa ser prevenida, enquanto que homogêniza e melhor distribui as quantidades de carbetos do tipo MC. Quando a quantidade de V é baixa em relação à quantidade de carbono, o intervalo para formar γ primária é aumentado, causando a formação de carbetos de MC sob uma quantidade insuficiente de fase líquida, e consequentemente, resultando nasegregação dos carbetos de MC no contorno dos grãos.

2 C são principalmente formados sob elevadas taxas

de refrigeração, enquanto que os carbonetos de M 2 C 6 C, junto com os carbonetos de M são formados sob baixas taxas. [HWANG, 1998]

2.1.4 Fabricação dos Aços Rápidos Via Metalurgia do Pó

  A metalurgia do pó ou MP apresenta os melhores componentes microestruturais em relação à fundição convencional de aços, tal como, homogeneidade de distribuiçãode carbonetos e tamanhos de grãos e de carbonetos menores, entre outras. Estas vantagens produzem uma melhora importante nas propriedades.[VELASCO, 2001] Outras vantagens da MP em relação aos processos convencionais incluem uma menor quantidade de resíduos, propriedades mecânicas isotrópicas, formato final dapeça e densificação completa no processamento.

6 C) são homogeneamente distribuídos dentro da matriz de aço.[VÁREZ

  A compactação por explosivos (também chamada de consolidação com choque por explosivos) é um processo de conformação de elevada taxa de energia. Além da forma de aplicação da energia, a compactação por explosão depende de parâmetros como a velocidade de detonação e a carga de explosivos, tipo de material(metal ou cerâmica), densidade de empacotamento, tamanho e forma dos pós.

2.1.5 Mecanismos de Sinterização dos Aços Rápidos por MP

Dentre os novos métodos estudados com o objetivo de promover melhores densificações, utilizando menores tempos de sinterização e temperaturas, além deatmosferas protetoras a gás, [ZAPATA, 1995] realizou estudos sobre a sinterabilidade do aço M2 reforçado com NbC, utilizando-se de Cu 3 P, o qual promovia a formação de uma fase líquida, reduzindo as temperaturas de sinterização para o M2 tanto ao vácuo [ODERIZ ,1998], [VELASCO, 2001], quanto no gás. Com o objetivo de aumentar a sinterabilidade destes materiais reforçados, pode ser utilizado Cu

3 P para diminuir a temperatura de sinterização e tornar o HSS capaz de

  ser sinterizado nas temperaturas dos fornos industriais e com atmosferas convencionais(mistura verde, N – H ). [ZAPATA, 1995].

3 P e grafita natural, esta última adicionada em todas as misturas numa quantidade (em peso) de 0.2% com o objetivo de prevenir perda de carbono

  [LIU, 2000] Na sinterização a vácuo, a densificação efetiva ocorre na região de temperatura de 1190 º C a 1210 º C e as taxas de densificação a temperaturas abaixo de 1190 º C sãoconsistentes com a difusão de estado sólido, sendo extremamente baixas, entretanto quando uma fase líquida começa a aparecer, a taxa de densificação cresce rapidamente. Figura 5: Curvas de DLT da taxa de contração de misturas de HSS: a) sem adição e, b) com adição de MoS [SUSTARSIC, 2001].2 A energia aparente de ativação calculada na região de sinterização de estado sólido (1000-1200 º C) é de aproximadamente 220 KJ/mol para o HSS puro.

6 C apresentam-se isolados no meio da partícula

  Se o ligante for removido na temperatura de 300 º C, verifica-se uma janela de sinterização muito larga. Para uma temperatura menor, o carbeto primário e brilhante deM 6 C apresentava-se pequeno e uniformemente distribuído com a matriz de aço.

2.1.6 Tratamentos Térmicos e Superficiais

  Além dos processos comuns de endurecimento por têmpera e a realização de um a dois revenimentos subsequentes nos materiais metálicos, e obviamente, nos açosrápidos, realizam-se atualmente estudos de endurecimentos superficiais através de implantações de nitrogênio, e também de têmperas superficiais com elevadas taxas deresfriamento promovidas por um processo de vitrificação a laser. Após 1 hora de recozimento sob a temperatura mais elevada, orevestimento de carboneto apresentava uma microestrutura densa, finamente granulada e equiaxial com um tamanho médio dos “cristalitos” da ordem de 100 nm (no caso dorevestimento de TiC), com uma elevada dureza 2000 – 3600 VHN (sendo os valores mais elevados obtidos para os revestimentos de TiC e VC).

2.1.7 Propriedades Tribológicas dos Aços Rápidos

2.1.7.1 Mapas de Desgaste

  O mapa de mecanismos de desgaste tornou-se uma forteferramenta na escolha de um par apropriado de desgaste e na seleção de parâmetros tribológicos devido ao gráfico que reflete as taxas de desgaste e os mecanismos dedesgaste, fornecidos sob várias cargas e velocidades. Embora, a operação dosmecanismos de desgaste abrasivo e adesivo requer uma considerável temperatura na interface para reduzir o limite de escoamento do material da ferramenta suficientementepara deformá-la sob tensão, esta não é elevada o suficiente para causar uma deformação plástica severa e a difusão de elementos dentro da ferramenta e dos materiais detrabalho.

2.1.7.2 Mecanismos de Fratura

  Além da importância do conhecimento dos mecanismos predominantes de desgaste, do mapa de desgaste, e das taxas de desgaste dos aços rápidos, é interessanteobservar os mecanismos de fratura dos HSS, sendo verificado o trabalho apresentado por Hwang, do qual pode-se unir os mecanismos de desgaste encontrados nos HSS,vinculados às suas características de resistência à fratura. Ocilindro B2 consiste de uma matriz temperada com martensita tipo placa, carbetos tipoMC formados dentro do grão, e carbonetos tipo M 7 C 3 e M 2 C ao longo do contorno de célula; assim, mais carbonetos tendem a localizar-se ao longo dos contornos de célula do que no cilindro B1.

2 C e propagam-se dentro dos carbonetos de MC, conduzindo o caminho final

  indicando que o processo predominante da fratura é ao longo do carboneto intergranular, apesar da propagação intergranular e transgranular no cilindro B1. Muitasmicrofissuras também iniciam-se nos carbonetos intergranulares próximo da trinca principal.

2 C formam uma rede intercelular, e os carbonetos nodulares de MC estão

  distribuídos dentro da matriz temperada martensítica tipo placa. Mesmo sob baixas cargas as microfissuras iniciam-se facilmente onde os carbonetos M 2 C estão concentrados, e desenvolvem-se dentro de uma longa fissura conforme estes coalescem com outras microfissuras.

2 C. Quando a propagação da fissura é divergida dentro de dois diferentes caminhos ao longo do contorno do grão, o grão inteiro é dividido

Os carbetos de MC localizados principalmente dentro dos grãos afetam fortemente a iniciação da trinca e a propagação por causa que a maioria dos carbetos deMC estão distribuídos separadamente um do outro. Para os HSS contendo a menor quantidade de carbono (1.45 %) e a maior quantidade de tungstênio equivalente, além de carbonetos de M 6 C tipo espinha de peixe, a matriz consiste de martensita temperada finamente distribuída, (do inglês lath) e carbonetos de MC e M

6 C estão localizados principalmente ao longo dos contornos de célula

  No Os aços B2 e C2 da Tabela 2, que possuem carbetos de M 7 C 3 e M 2 C ao longo dos grãos, apresentam baixo coeficiente de tenacidade por causa que a fratura é dominada através da clivagem. Desde que os carbonetos do tipo MC ou os carbonetos contendo Cr finamente distribuído são formados principalmente dentro dos grãos e isolados, estes afetamfortemente o processo de fratura de uma forma positiva.

2.1.7.3 Mecanismos de Proteção ao Desgaste

  Estruturas protetivas secundárias constituem-se de filmes finos na superfície de atrito que são criados sob condições de elevada tensão, temperaturas de aquecimentoinduzindo a difusão, absorção, assim como várias reações de dissociação e assimilação. O conceito sob consideração é baseado no fato de que os elementos de liga afetam de uma forma significativa a composição química das fases secundáriasdesenvolvidas na superfície de atrito da ferramenta, aumentando a resistência ao desgaste.

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