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

DEPARTAMENTO DE ENGENHARIA MECÂNICA – DEM

PROGRAMA DE PốS Ố GRADUAđấO EM CIÊNCIA E

  

ENGENHARIA DE MATERIAIS – PGCEM

  Formação: Mestrado em Ciência e Engenharia de Materiais DISSERTAđấO DE MESTRADO OBTIDA POR

  Valdir Celestino da Silva

  

“Obtenção de Compósitos de Matriz Metálica Através da Adição de

TiCN e WC na Base de HSS tipo M2 via Metalurgia do Pó”

  Apresentada em 27 / 02 / 2003 Perante a Banca Examinadora: Dr. César Edil da Costa – Presidente (UDESC) Dr. Cyro Takano (USP) Dr. Guilherme Ourique Verran (UDESC) Dr. Renato Goulart Jasinevícius (UDESC)

  UNIVERSIDADE DO ESTADO DE SANTA CATARINA – UDESC CENTRO DE CIÊNCIAS TECNOLÓGICAS – CCT DEPARTAMENTO DE ENGENHARIA MECÂNICA - DEM PROGRAMA DE PốS-GRADUAđấO EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS – PGCEM DISSERTAđấO DE MESTRADO Mestrando: Valdir Celestino da Silva – Engenheiro de Materiais Orientador: Prof. Dr. César Edil da Costa CCT/UDESC – JOINVILLE “Obtenção de Compósitos de Matriz Metálica Através da Adição de TiCN e WC na Base de HSS tipo M2 via Metalurgia do Pó”

  DISSERTAđấO APRESENTADA PARA OBTENđấO DO TễTULO DE MESTRE EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS DA UNIVERSIDADE DO ESTADO DE SANTA CATARINA, CENTRO DE CIÊNCIAS TECNOLÓGICAS – CCT, ORIENTADA PELO PROF. DR. CÉSAR EDIL DA COSTA.

  Joinville 2003

  UNIVERSIDADE DO ESTADO DE SANTA CATARINA – UDESC CENTRO DE CIÊNCIAS TECNOLÓGICAS – CCT COORDENAđấO DE PốS-GRADUAđấO - CPG

“Obtenção de Compósitos de Matriz Metálica Através da Adição de

TiCN e WC na Base de HSS tipo M2 via Metalurgia do Pó”

  por

  

Valdir Celestino da Silva

  Essa dissertação foi julgada adequada para a obtenção do título de

  

MESTRE EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS

  na área de concentração "Metais", e aprovada em sua forma final pelo CURSO DE MESTRADO EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS

  DO CENTRO DE CIÊNCIAS TECNOLÓGICAS DA UNIVERSIDADE DO ESTADO DE SANTA CATARINA

  Dr. César Edil da Costa (presidente)

  Banca Examinadora: Dr. Cyro Takano

  USP Dr. Guilherme Ourique Verran

  Dr. Renato Goulart Jasinevícius FICHA CATALOGRÁFICA

  NOME: SILVA, Valdir Celestino da DATA DEFESA: 28/02/2003 LOCAL: Joinville, CCT/UDESC.

NÍVEL: Mestrado. Número de ordem: 01 – CCT/UDESC

FORMAđấO: Ciência e Engenharia de Materiais.

  ÁREA DE CONCENTRAđấO: Metais. TÍTULO: Adição de Carbonetos Metálicos em Aços Rápidos M2 e T15. PALAVRAS - CHAVE: Carbonetos Metálicos, Resistência ao Desgaste, Metalurgia do Pó, Aço Rápido.

  NÚMERO DE PÁGINAS: 150 páginas. CENTRO/UNIVERSIDADE: Centro de Ciências Tecnológicas da UDESC.

PROGRAMA: Pós-graduação em Ciência e Engenharia de Materiais – PGCEM.

CADASTRO CAPES: 4100201001P-9

  ORIENTADOR: Dr. César Edil da Costa PRESIDENTE DA BANCA: Dr. César Edil da Costa MEMBROS DA BANCA: Dr. Cyro Takano (USP), Dr. Guilherme Ourique Verran (UDESC), Dr. Renato Goulart Jasinevícius (UDESC).

  Aos meus Pais e minha Família.

  Homenagem Especial.

  

Ao Professor PhD. Walter Contreras Zapata (in memorian), exemplo

a se seguir de dedicação e perseverança.

  AGRADECIMENTOS À Deus, criador do universo e de todos os seres vivos.

  Ao Prof. Dr. César Edil da Costa, amigo, professor e orientador deste projeto, ao qual credito sua realização, pois sua dedicação e apoio foram fundamentais na conclusão do presente trabalho. À minha família, que sempre me apoiara de maneira direta ou indireta, no presente estágio e em todos os outros de minha vida.

  À Universidade Politécnica de Madrid, pelo fornecimento de material de apoio à pesquisa.

  À Universidade do Estado de Santa Catarina – UDESC e ao Programa de Pós- graduação em Ciência e Engenharia de Materiais - PGCEM pela realização do presente trabalho. Ao Centro de Ciências Tecnológicas e ao Departamento de Engenharia Mecânica pela infra-estrutura oferecida.

  À CAPES pela bolsa de estudo concedida. À BRASIMET, pelo auxílio no tratamento térmico. A todos os professores do Curso de Mestrado em Ciência e Engenharia de Materiais, que de uma forma direta ou indireta contribuíram para a realização desse trabalho.

  Aos bolsistas de iniciação científica e colaboradores orientados pelo Dr. César Edil, pela dedicação e acompanhamento das atividades do presente trabalho.

  Aos amigos, pelo apoio técnico e moral recebido durante o desenvolvimento desse trabalho.

  Resumo

  Os aços rápidos constituem desde o final do século XIX uma importante classe de materiais de elevado desempenho para utilização em ferramentas de usinagem e como componentes estruturais.

  Estes materiais constituem-se basicamente de uma matriz martensítica contendo carbonetos primários de 1 – 10 µm em diâmetro, formados durante a solidificação do aço fundido, contendo ainda uma dispersão muito mais fina de carbonetos secundários menores 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 rápido M2 (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.

  Com o objetivo de obter-se a melhor distribuição das partículas adicionadas de reforço, e minimizar o coalescimento dos carbonetos presentes na matriz, as amostras foram preparadas utilizando-se a técnica de metalurgia do pó.

  Esta técnica apresentou-se versátil para a preparação das diversas composições estudadas, na obtenção de elevadas densificações dos sinterizados, além de um controle de processo com apreciável precisão.

  Os ensaios realizados de dilatometria (DLT), resistência à flexão (TRS) e resistência ao desgaste apresentaram resultados indicativos no uso de TiCN e WC como reforço na base de aço rápido M2, sendo estes acompanhados de análises microestruturais obtidas através de metalografia ótica e microscopia eletrônica de varredura (MEV), os quais apresentaram de forma clara a influência promovida por cada um dos carbonetos utilizados.

  Os resultados obtidos para cada carboneto adicionado apresentam-se promissores no uso destes reforços para a base de aço rápido pesquisada, podendo-se expandir suas considerações para outras bases de aço rápido das classes M e T.

  Abstract

  The high speed steels have constituted since end of century XIX an important class of material with elevated performance for utilization in cutting tools and as structural components.

  These materials constitute basically of a martensitic matrix contend primary carbides of 1 – 10 µm in diameter, formed during the solidification of molten steel, and contend still a dispersion much finer of than 100 nm secondary carbides, which precipitate during further treatment.

  The objective of the present work is the obtainment of a metallic matrix composite, mixing TiCN's carbides and WC powder in the high speed steel M2 (6%W, 5%Mo, 4%Cr, 2%V, balance – Fe) matrix powder, in small proportions in weight, to evaluate the expansion, transverse rupture strength and the wear resistance, after sintering process.

  The goal of obtaining the best particles distribution added of reinforcement, and to minimize coarse of the present carbides in the matrix, the samples were going prepared using the powder metallurgy technique.

  This technical it introduced versatile for the several studied compositions preparation, elevated densification are obtainment in sintering, besides a process control with appreciable precision.

  The accomplished tests of dilatometria (DLT), transverse rupture resistance (TRS) and resistance to the waste introduced indicative results in TiCN's use and WC like reinforcement in the high speed steel base M2, being these accompanied of microanalyses obtained through metalografic optic and scanning electronic microscopy (SEM), the which ones introduced of illustrious form the promoted influence for each one of the used carbides.

  The results obtained for each added carbide they introduce promising in the use of these reinforcements for the searched high speed steel base, could expand their considerations for others classes high speed steel bases M and T.

  SUMÁRIO CAPÍTULO I

  001

  1. Introdução

  003

  2. Estudo Bibliográfico

  003

2.1 Aços Rápidos

  003

  2.1.1 Introdução

  004

  2.1.2 Estruturas e Propriedades

  006

  2.1.3 Efeitos dos Elementos de Liga e dos Tipos de Carbonetos

  014

  

2.1.4 Fabricação dos Aços Rápidos Via Metalurgia do Pó

  015

  2.1.5 Mecanismos de Sinterização dos Aços Rápidos por MP

  023

  2.1.6 Tratamentos Térmicos e Superficiais

  026

  2.1.7 Propriedades Tribológicas dos Aços Rápidos

  026

  2.1.7.1 Mapas de Desgaste

  029

  2.1.7.2 Mecanismos de Fratura

  032

  

2.1.7.3 Mecanismos de Proteção ao Desgaste

  035

  2.1.8 Transformações Martensíticas

  037

  2.1.9 A Martensita no Sistema Ferro – Carbono

  039

  2.2 Materiais Compostos com Matriz de Aço Rápido

  042

  2.3 Resistência ao Desgaste dos Materiais Metálicos

  042

  2.3.1 Tribologia

  045

  

2.3.2 Definição de Desgaste e de Mecanismos de Desgaste

  046

  a) Desgaste por Abrasão

  048

  b) Desgaste por adesão

  048

  c) Desgaste por Fadiga Superficial

  050

  

d) Desgaste Triboquímico ou por Corrosão

  050

  

2.3.3 Modelamento do Desgaste Abrasivo em Dois Corpos

  054

  2.3.4 Desgaste dos Materiais Compostos

  054

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

  059

  3.1. Plano Experimental

  060

  3.2. Materiais Utilizados

  061

  3.3. Preparação dos Corpos de Prova

  061

  3.3.1. Mistura dos Pós

  062

  3.3.2. Compactação dos Pós

  063

  3.4. Estudo de Sinterabilidade

  064

  3.5. Sinterização

  065

  3.6. Tratamentos Térmicos

  065

  3.6.1. Têmpera

  066

  3.6.2. Revenido

  066

3.7. Propriedades Físicas

  066

  3.7.1. Variação Volumétrica

  067

  3.7.2. Densidade

  068

3.8. Propriedades Mecânicas

  068

  3.8.1. Dureza

  069

  3.8.2. Resistência a Flexão

  070

  3.9. Propriedades Tribológicas

  073

  3.10. Estudo Microestrutural

  CAPÍTULO III

  074

  4. Resultados e Discussões

  074

  4.1 Estudo da Sinterabilidade

  075

  4.1.1 Resultados das Composições Contendo TiCN

  076

  4.1.2 Resultados das Composições Contendo WC

  077

  4.2 Propriedades Físicas

  077

  4.2.1 Densidade

  082

  4.2.2 Variação Volumétrica

  083

  4.3 Estudo Microestrutural

  083

  4.3.1 Metalografia das Composições Contendo TiCN

  085

  4.3.2 Metalografia das Composições Contendo WC

  086

  4.4 Propriedades Mecânicas

  086

  4.4.1 Dureza

  093

  4.4.2 Resistência à Flexão

  093

  4.4.2.1 HSS M2 + TiCN

  101

  4.4.2.2 HSS M2 + WC

  108

  4.5 Propriedades Tribológicas

  108

  4.5.1 HSS M2 + TiCN

  117

  4.5.2 HSS M2 + WC CAPÍTULO IV

  125

  5. Conclusões

  127

  6. Sugestões de Projetos Futuros

  128

  7. REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS

  ÍNDICE DE FIGURAS CAPÍTULO I

Figura 1: Relação dureza – TRS de alguns materiais [ODÉRIZ, 1998]. 004

Figura 2: Distribuição dos carbonetos em função da composição química de 6 HSS estudados 010

para uso em cilindros de laminação; a) A; b) B1; c) B2; d) C1; e) C2; f) D; [HWANG, 1998

Figura 3: Morfologia tridimensional dos carbonetos eutéticos: a) estrutura tipo “cérebro” do 011

M 7 C 3 e tipo “rod” ou “coral” do MC; b) carboneto tipo lamelar de M 2 C e c) carbonetos tipo “espinha de peixe” de M

6 C.; d) MEV das características do carboneto de M

2 C: com estrutura fundida; e) estrutura temperada a 1100 º C do cilindro C2, apresentando a decomposição do carboneto eutético M 2 C. [HWANG, 1998].

Figura 4: Influência nas propriedades do M2 em função de: a) atmosfera de sinterização; b) 018

tempo de sinterização; c) vácuo e temperatura; d) nitrogênio e temperatura [LIU, 2000].

Figura 5: Curvas de DLT da taxa de encolhimento de misturas de HSS: a) sem adição e, b) com 020

adição de MoS 2 [SUSTARSIC, 2001].

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].

  

Figura 8: Mapa de mecanismo de desgaste da aresta para o HSS; as regiões A, B, C, D e E 027

indicam o modo de desgaste [ZHANG, 2001].

Figura 9: a) Microscopia eletrônica de 5 formas de desgaste: a) desgaste adesivo; b) desgaste 028

adesivo e abrasivo; c) desgaste abrasivo; d) desgaste severo, e: e) desgaste térmico [ZHANG, 2001].

Figura 10: Formação de microfissuras na interface da matriz eutética e nos próprios carbonetos 031

1/2 (K = 33.5 MPa . m ) [HWANG, 1998]. ic

Figura 11: Curvas de desgaste dos materiais investigados: 1 – DCPM com 20 % de TiC; 2 – 034

DCPM com 20 % TiC e 2 % BN; 3 – DCPM com 15 % de TiC e 5 % de Al 2 O 3 ; 4 – DCPM com 20 % TiCN [FOX-RABINOVICH, 1997].

Figura 12: a) Martensita ferro – carbono em um aço com conteúdo médio de carbono, 370 x; b) 036

martensita formada ao temperar uma liga de Fe, 16 % Cr, 12 % Ni, numa temperatura de – 196 º C, 7.100 x [HAYDEN, 1968].

Figura 13: Representação esquemática dos deslocamentos que dão origem a uma placa 037

martensítica: a) deslocamento primário; b) deslocamento secundário distribuído por maclagem fina. O deslocamento secundário pode também distribuir-se por meio de um deslizamento em escala muito pequena. [HAYDEN, 1968].

  

Figura 14: Dureza máxima versos o conteúdo de carbono para aços totalmente endurecidos 039

[HAYDEN, 1968].

Figura 15: Taxas de desgaste específicas e coeficientes de atrito para o HSS M2 em função da 041

adição de NbC. [ZAPATA, 1995].

Figura 16: Valores do coeficiente de desgaste k como função do modo de desgaste e do 043

mecanismo de desgaste sem lubrificação [ZUM, 1999].

Figura 17: Representação esquemática do desgaste através de partículas duras como uma 044

função das propriedades do material e dos parâmetros de operação como: (a) dureza das partículas abrasivas; (b) razão da dureza das partículas abrasivas e da dureza do material em desgaste; (c) tamanho da partícula abrasiva, carregamento normal e velocidade de impacto, e; (d) ângulo de impacto sem considerar qualquer lubrificação. [ZUM, 1999].

Figura 18: Modos de interação e o coeficiente de desgaste k, fornecido por um identador 051

esférico deslizando sobre materiais metálicos como função de (a) força de cisalhamento interfacial, e (b) grau de penetração [ZUM, 1999].

Figura 19: Representação esquemática de diferentes interações entre partículas abrasivas em 053

deslizamento e a superfície do material, microscopia eletrônica de varredura de uma ranhura sobre um aço austenítico e um desenho da seção transversal através da ranhura do desgaste. [ZUM, 1999].

Figura 20: Interações entre as partículas abrasivas duras ou macias deslizando, e as fases de 056

reforço [ZUM, 1999].

Figura 21: Representação dos tipos de ensaio de desgaste [ODÉRIZ, 1998]. 057

CAPÍTULO II

Figura 22: Curva de Sinterização para o M2 + TiCN. 064

Figura 23: Dispositivo produzido segundo a norma MPIF – 41/91 para o ensaio de flexão em 070

três pontos.

Figura 24: Representação do sistema tribológico no ensaio pino contra disco. 070

Figura 25: Tribômetro produzido e certificado da UDESC – CCT [HESS, 2000]. 073

  CAPÍTULO III

Figura 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 60 minutos, 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%.

Figura 27: Curvas de DLT do M2 puro e sua composições contendo reforço de TiCN. 076

Figura 28: Curvas de DLT do M2 puro e sua composições contendo reforço de WC. 077

Figura 29: Densidade relativa (real / teórica) em porcentagem do M2 + TiCN. 079

Figura 30: Microscopia eletrônica de varredura do TiCN. 079

Figura 31: Microscopia eletrônica de varredura do WC. 081

Figura 32: Densidade relativa (real / teórica) em porcentagem do M2 + TiCN. 081

Figura 33: Variação volumétrica em função da composição do material. 083

Figura 34 – Metalografia das composições com reforço de TiCN. a) M2 + 7% TiCN 084

sinterizado, sem ataque, 200x; b) M2 puro temperado, sem ataque, 200x; c) M2 + 3,5% TiCN, temperado, com ataque, 500x; d) M2 puro, revenido, com ataque, 500x; (as amostras e, d foram atacadas com Nital 3 %).

Figura 35: Metalografia das composições com reforço de WC. a) M2 puro sinterizado, sem 085

ataque, 200x; b) M2 + 10% WC sinterizado, sem ataque, 200x; c) M2 puro, temperado, com ataque, 500x; d) M2 + 10% WC, revenido, com ataque, 500x; (as amostras e, d foram atacadas com Nital 3 %).

Figura 36: Variação da dureza dos corpos para flexão em função do estado e da composição do 088

material para o M2 + TiCN.

Figura 37: Variação da dureza dos discos em função do estado e da composição do material 090

para o M2 + TiCN.

Figura 38: Variação da dureza dos corpos para flexão em função do estado e da composição do 092

material para o M2 + WC.

Figura 39: Variação da dureza dos discos em função do estado e da composição do material 093

para o M2 + WC.

Figura 40: Variação da Resistência à Flexão função do estado e da composição do material 095

para o M2 + TiCN.

Figura 41: Microscopia eletrônica das fraturas no estado sinterizado. a) M2 puro; b) M2 + 3,5 097

% TiCN; c) M2 + 7 % TiCN; d) M2 + 10 % TiCN.

Figura 42: Microscopia eletrônica das fraturas no estado temperado. a) M2 puro; b) M2 + 3,5 099

% TiCN; c) M2 + 7 % TiCN; d) M2 + 10 % TiCN.

  

Figura 43: Microscopia eletrônica das fraturas no estado revenido. a) M2 puro; b) M2 + 3,5 % 100

TiCN; c) M2 + 7 % TiCN; d) M2 + 10 % TiCN.

Figura 44: Variação da Resistência à Flexão função do estado e da composição do material 102

para o M2 + WC. (Observa-se o detalhe do destaque na a composição contendo 3,5 % de WC no estado temperado).

Figura 45: Microscopia eletrônica das fraturas no estado sinterizado. a) M2 puro; b) M2 + 3,5 104

% WC; c) M2 + 7 % WC; d) M2 + 10 % WC.

Figura 46: Microscopia eletrônica das fraturas no estado temperado. a) M2 puro; b) M2 + 3,5 106

% WC; c) M2 + 7 % WC; d) M2 + 10 % WC.

Figura 47: Microscopia eletrônica das fraturas no estado revenido. a) M2 puro; b) M2 + 3,5 % 107

WC; c) M2 + 7 % WC; d) M2 + 10 % WC.

Figura 48: Variação do coeficiente de desgaste em função do estado e da composição do 109

material para o M2 + TiCN, considerando a equação 17 (destaque para 3,5 % revenido, ampliação de 1.000 x).

Figura 49: Variação do coeficiente de desgaste em função do estado e da composição do 112

material para o M2 + TiCN, considerando a equação 16 (destaque para 7 % revenido, ampliação de 200 x).

Figura 50: Microscopia eletrônica das trilhas de desgaste no estado sinterizado. a) M2 puro; b) 113

M2 + 3,5 % TiCN; c) M2 + 7 % TiCN; d) M2 + 10 % TiCN.

Figura 51: Microscopia eletrônica das trilhas de desgaste no estado temperado. a) M2 puro; b) 115

M2 + 3,5 % TiCN; c) M2 + 7 % TiCN; d) M2 + 10 % TiCN.

Figura 52: Microscopia eletrônica das trilhas de desgaste no estado revenido. a) M2 puro; b) 116

M2 + 3,5 % TiCN; c) M2 + 7 % TiCN; d) M2 + 10 % TiCN.

Figura 53: Variação do coeficiente de desgaste em função do estado e da composição do 119

material para o M2 + WC, considerando a equação 17 (destaque para 7 % revenido, ampliação de 3000 x).

Figura 54: Variação do coeficiente de desgaste em função do estado e da composição do 120

material para o M2 + WC, considerando a equação 16 (destaque para M2 puro temperado, ampliação de 2000 x).

Figura 55: Microscopia eletrônica das trilhas de desgaste no estado sinterizado. a) M2 puro; b) 121

M2 + 3,5 % WC; c) M2 + 7 % WC; d) M2 + 10 % WC. Figura 56: Microscopia eletrônica das trilhas de desgaste no estado temperado. a) M2 puro; b) 122 M2 + 3,5 % WC; c) M2 + 7 % WC; d) M2 + 10 % WC.

Figura 57: Microscopia eletrônica das trilhas de desgaste no estado revenido. a) M2 puro; b) 123

M2 + 3,5 % WC; c) M2 + 7 % WC; d) M2 + 10 % WC.

  ÍNDICE DE TABELAS CAPÍTULO I Tabela 1: Padronização dos aços rápidos [ABNT].

  005

Tabela 2: Composição química de 6 HSS estudados para aplicação em cilindros de laminação 009

[HWANG, 1998].

Tabela 3: Resultados do coeficiente de tenacidade a fratura aparente medidas da fratura “in 031

situ”. [HWANG, 1998].

  CAPÍTULO II

Tabela 4: Nomenclatura das amostras conforme composição e estado. 059

Tabela 5: Análise química do pó de HSS M2.

  060 Tabela 6: Propriedades do pó de HSS M2. 060

Tabela 7: Distribuição granulométrica do pó de HSS M2. 061

  

Tabela 8: Composições realizadas no processo de mistura. 061

Tabela 9: Cargas de compactação utilizadas.

  062

Tabela 10: Parâmetros iniciais avaliados na sinterização da base M2. 063

CAPITULO III

  

Tabela 11: Amostras realizadas no estudo inicial de sinterabilidade. 074

Tabela 12: Densidades teóricas confrontadas com os valores encontrados para o M2 + TiCN. 078

Tabela 13: Densidades teóricas confrontadas com os valores encontrados para o M2 + WC. 080

Tabela 14: Variação Volumétrica da base em função da temperatura e do tipo de carboneto 082

adicionado.

Tabela 15: Variação da dureza da base em função do estado e da composição. 087

Tabela 16: Variação da dureza da base em função do estado e da composição. 091

  .......

  C C A A P P Í

  Í T T U U L L O O

  I I .......

1. Introdução

  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 continuam no início deste século uma intensa otimização de suas propriedades mecânicas, principalmente através da otimização de sua microestrutura.

  Neste período, intensificou-se a verificação quanto ao comportamento dos carbonetos metálicos presentes nas estruturas de diferentes tipos de aços rápidos, como M3/2, M2, T15, M1 (Tabela 1).

  Tanto os carbonetos metálicos presentes na estrutura interna do grão, quanto os que são precipitados no contorno de grão promovem uma melhora na resistência ao desgaste dos aços rápidos.

  Entretanto, os carbonetos do tipo MC, que permanecem preferivelmente dentro da estrutura do grão, são os que melhor se distribuem na microestrutura dos aços rápidos 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.

  De uma forma geral, os aços rápidos fabricados por fundição são os que mais resultam na segregação dos carbonetos em sua estrutura, devido as baixas taxas de resfriamento e também devido ao tamanho dos lingotes que são vazados na confecção de peças de dimensões grandes.

  Deste ponto de vista, a metalurgia do pó (MP), foi um dos grandes desenvolvimentos da segunda metade do século XX, pois seu processo de formação promoveu uma homogeneização na distribuição dos carbonetos metálicos que precipitam-se nos contornos de grão, minimizando o coalescimento e homogeneizando seu tamanho.

  Como alternativas na otimização das propriedades das ferramentas de corte, encontra-se as de tratamento de superfície e/ou engenharia de superfície. Nestes, uma mudança física e/ou química da superfície do aço, que proporciona uma dureza maior em relação ao núcleo através da implantação de uma camada fina de determinado material com melhores propriedades mecânicas que o substrato. Dentre estes processos há destacam-se o processo PVD (Physical Deposition Vapor) e CVD (Chemical Deposition Vapor).

  Outro processo que objetiva uma mudança na superfície do material, de relativa importância, é o processo de tratamento superficial a laser. Neste processo, a superfície do metal sofre uma rápida fusão de uma fina camada, seguida de uma rápida solidificação, promovendo a redistribuição dos carbonetos e a formação de uma estrutura dentrítica na superfície, contendo os carbonetos metálicos bem distribuídos em sua estrutura.

  Entretanto, estes processos que promovem uma mudança física e/ou química da superfície somente alteram uma fina camada desta, da ordem de mícrons, sendo que após o desgaste desta camada, o material volta a apresentar suas propriedades características inerentes ao substrato.

  Para se promover uma mudança direta na estrutura dos aços rápidos, iniciou-se um processo de estudo do comportamento de carbonetos metálicos adicionados a uma matriz de aço rápido, sendo este novo material considerado um compósito de matriz metálica.

  Este compósito surge da necessidade de se preencher um espaço entre os aços ferramentas e o metal duro. Os aços ferramentas apresentam boas propriedades de usinagem, com elevadas velocidades de corte e baixo desgaste das ferramentas, sendo considerados de baixo custo. O metal duro apresenta propriedades muito superiores aos dos aços ferramenta, tanto nas velocidades de corte, quanto nas taxas de desgaste (que são ainda menores), entretanto apresenta a desvantagem de ser muito mais frágil e de elevado custo.

  Os compósitos de matriz metálica constituídos de carbetos metálicos dispersos em uma matriz de aço rápido resultam em materiais com características próximas ou similares ao dos metais duros, com um menor custo.

  Dentre as principais dificuldades na obtenção destes materiais encontram-se a ligação entre as partículas dos carbonetos e a matriz, a distribuição homogênea destas partículas na matriz, a minimização ou eliminação do coalescimento dos carbonetos metálicos, a otimização das quantidades máximas e/ou mínimas de carbonetos adicionados que melhorem as propriedades inerentes ao desgaste e não reduzam a tenacidade do mesmo, sendo estas dificuldades abordadas na linha de pesquisa do presente trabalho.

2. Estudo Bibliográfico

2.1 Aços Rápidos

2.1.1 Introdução

  Os aços rápidos constituem uma importante classe de materiais econômicos e estratégicos que sofreram um rápido desenvolvimento desde os estudos empíricos realizados por Taylor em 1890.

  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, sem perder, entretanto sua resistência mecânica nem sua dureza, comparados às ferramentas de corte utilizadas no final do século XIX, constituídas basicamente de aço temperado.

  Dentre o campo de utilização dos aços rápidos se destacam a indústria de ferramentas de corte, brocas para fresas, bits para tornos, brocas para furadeiras e bits para plainas.

  Estes são utilizados atualmente em muitas outras aplicações tais como ferramentas, materiais para estruturas, mancais anti-desgastantes onde são requeridos uma resistência ao desgaste excelente, assim como um coeficiente de tenacidade à fratura e estabilidade térmica. [SUSTARSIC, 2001]

  O aço rápido (denominado HSS) também é um material de interesse devido sua superfície poder ser adicionada e seletivamente refinada através de revestimentos de TiN, Ti(C,N), Cr, N, utilizando os processos de PVC e CVD.

  Outras aplicações são a conformação de materiais por extrusão à quente e a frio, matrizes para a compactação de pós na indústria da metalurgia do pó, componentes de responsabilidade em aviões, componentes de veículos automotores como assento de válvulas, mancais para eixos em turbinas a gás, e para outras aplicações que requerem dureza a elevada temperatura e resistência ao choque e ao desgaste [ODÉRIZ, 1998].

  Atualmente os aços rápidos não se apresentam mais como os melhores materiais utilizados pela indústria de ferramenta de corte, ou na produção de ferramentas de extrusão e/ou estampagem. Com o desenvolvimento de materiais de elevada resistência ao desgaste e elevada dureza, como os metais duros, os aços ferramenta perdem sua importância 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 o WC-Co.

  Entretanto, apesar destes possuírem melhores propriedades frente aos aços rápidos, os HSS ainda possuem suma importância na indústria mecânica, devido à diferença de custo existente em relação aos metais duros.

  Existe um vazio de propriedades entre os HSS e os metais duros, necessitando de desenvolvimentos de materiais intermediários como os materiais compostos de matriz metálica (denominados por MCMM), caracterizados por um substrato de aço rápido e reforço de carbonetos ou carbonitretos metálicos como por exemplo TiC, TiCN, WC, VC, TaC, NbC, além de reforço cerâmico como o Al O , conforme pode-se

  2

  3

  visualizar na Figura 1, onde os HSS possuem baixa dureza e uma elevada resistência à flexão. Estes materiais entretanto somente podem ser desenvolvidos mediante o emprego da técnica de metalurgia do pó.

  Figura 1: Relação dureza – Resistência a Flexão de alguns materiais [ODÉRIZ, 1998].

2.1.2 Estruturas e Propriedades

  Os aços rápidos são divididos basicamente em dois grupos, os aços predominantemente ao Molibdênio ou grupo M e os aços predominantemente ao Tungstênio ou grupo T (Tabela 1).

  A principal vantagem dos aços do grupo M é o custo inicial mais baixo (aproximadamente 40 % inferior ao dos aços do grupo T). Tabela 1: Classificação dos aços rápidos. [METALS HAND BOOK] Composição Designação

  Os aços do grupo M possuem maior resistência à abrasão do que os do grupo T, possuem menor tendência a distorções durante o tratamento térmico, e são ligeiramente mais tenazes, entretanto, estes também tem uma maior tendência à descarbonetação [ODÉRIZ, 1998].

  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 muito pequenos (<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 de HSS pode obter valores próximos a 1000 HV, excedendo então a dureza da estrutura martensítica pura (900 HV).

  Os carbonetos primários, principalmente do tipo MC e M

  C, são geralmente

  6

  mais duros que a matriz (1500 – 2800 HV), sendo razoável assumir que estes promovem uma contribuição positiva na resistência ao desgaste. Os valores da dureza dos carbonetos primários aproximam-se de 2800 e 1500 HV para os carbonetos MC e M C respectivamente. [BERGMAN, 1996]

  6

2.1.3 Efeitos dos Elementos de Liga e dos Tipos de Carbonetos

  Os elementos de liga que são adicionados à base de ferro/carbono para constituir o aço rápido apresentam diferentes respostas térmicas e mecânicas conforme o tipo e a quantidade de cada elemento adicionado.

  Desde o início da produção dos aços rápidos (o primeiro aço rápido constituía-se basicamente de uma base ferro/carbono, sendo adicionado 12 % de tungstênio [MARCONDES, 1996]), os pesquisadores procuraram adicionar diferentes tipos de elementos com altos pontos de fusão, visando promover o endurecimento da liga.

  Entretanto, verificou-se posteriormente que nem todos os elementos adicionados promoviam apenas a formação de carbonetos e o conseqüente aumento de dureza, seguindo-se então uma descrição dos principais constituintes dos aços rápidos e seus efeitos. Em 1948, foram apresentados os efeitos do Cr, Mo, V e W sobre o endurecimento secundário [ODÉRIZ, 1998].

  A máxima elevação na dureza no endurecimento secundário é primeiramente influenciado pelo vanádio, molibdênio e tungstênio, respectivamente. [HETZNER,

  2001] Carbono: o carbono é o mais importante elemento de liga de um aço do

  ponto de vista do endurecimento, podendo estar dissolvido na matriz ou formando carbonetos. A quantidade mais adequada de carbono é dada por aquela que seja estequiometricamente necessária para a formação dos carbonetos e para alcançar a dureza requerida na matriz (a dureza da martensita aumenta ao se aumentar a quantidade de carbono). Em geral, ao aumentar-se a quantidade de carbono, também se aumenta a quantidade de austenita residual e diminui-se as temperaturas de sólido e líquido, com um aumento conseqüente da faixa de fusão. Entretanto, também se aumenta a dureza a alta temperatura e o número de carbetos duros e estáveis que contribuem para aumentar a resistência ao desgaste.

  

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. O W e o Mo são os elementos mais utilizados no aços rápidos, sendo os responsáveis pela formação de uma grande quantidade de carbonetos primários do tipo M

6 C, constituindo composições do tipo:

  (Fe,Cr,V)

  4 (W,Mo)

  2 C – (Fe, Cr, V)

3 (W, Mo)

  3 C. Estes carbonetos são apenas

  parcialmente solúveis na matriz do aço, tendo então pouca contribuição no endurecimento posterior, mas contribui amplamente na dureza a temperaturas elevadas. A austenita nos aços rápidos com Molibdênio é menos estável que nos com Tungstênio, o que representa uma vantagem nos tratamentos térmicos, se bem que os aços que não apresentam W possuem maior tendência a descarbonetação.

  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 endurecimento secundário devido a precipitação de carbonetos de M

  23 C 6 durante o revenido,

  e diminuir as variações dimensionais durante os tratamentos térmicos. Os carbonetos de M

  23 C 6 podem trocar Cr por Fe para formar carbonetos com W

  e Mo. O papel mais importante realizado pelo cromo nestas ligas é de retardar o amolecimento na faixa de revenimento de 530 – 600 º C. Historicamente, o cromo foi adicionado para melhorar a tenacidade, prevenir a oxidação durante a austenitização a alta temperatura e para promover um endurecimento secundário. [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. Estes carbonetos apresentam um efeito de refinador de grão (fixam o movimento das bordas nos contornos de grão durante o tratamento térmico, de forma igual aos M

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 maiores temperaturas de austenitização, diminui o conteúdo de austenita retida, promove um refino da perlita e principalmente da martensita, sendo um de seus fatores mais importantes o aumento da dureza a quente. Outros elementos formadores de carbonetos conhecidos são o Ti, Nb e o Ta, que formam carbonetos muito estáveis do tipo MC, promovendo elevada resistência ao desgaste.

  Entre todos os carbonetos mencionados, os que se encontram presentes em todos os aços rápidos são os M C e MC (ambos de estrutura cúbica de face centrada)

  6 [ODÉRIZ, 1998], contendo também M

  

23 C

6 (cúbica de face centrada) ou M

  7 C

  3

  (hexagonal), dependendo da quantidade de carbono. As ligas com maior quantidade de carbono formam principalmente M C com menos M C .

  7

  3

  23

  6 A maioria dos carbonetos do tipo M

  23 C 6 e M

  7 C 3 entram em solução durante o

  tratamento de têmpera, sendo que os outros carbonetos se dissolvem em maior ou menor quantidade dependendo da temperatura de autenitização.

  Recentemente, os HSS estão sendo aplicados na produção de cilindros de laminação com o objetivo de produzir laminados com espessura homogênea e superfície uniforme durante a laminação a quente, desta forma, aumentando a qualidade superficial do laminado e ampliando o tempo de vida do cilindro. [HWANG, 1998;

  VILLARES, 1998].

  A quantidade de carbono nos cilindros de HSS é geralmente 1.5 – 2.0 %, a maioria do qual está combinado com fortes formadores de carbonetos, como V, W e Mo. O restante do carbono, 0.3 – 0.6 % está contido dentro da matriz, e forma martensita finamente distribuída na estrutura – (ou do inglês, lath) quando a quantidade de carbono está abaixo de 0.4 %. Carbetos coalescidos normalmente segregados ao longo dos contornos de grão geralmente aumentam a dureza média dos cilindros, mas o coeficiente de tenacidade tende a diminuir.

  Variando-se a composição dos constituintes dos HSS, tende-se a formar quantidades diferenciadas de carbonetos na matriz. A maioria dos HSS formam carbonetos do tipo MC, M

  6 C e M

  7 C 3 além de M

  23 C 6 sendo a quantidade de cada

  2 C, M

  um destes carbonetos determinada pela quantidade presente dos elementos que formam preferivelmente um ou outro tipo de carboneto, Tabela 2.

  Tabela 2: Estudo da influência dos elementos contituintes dos HSS [HWANG, 1998].

  O carbono é o elemento principal na formação dos carbonetos, determinando também o tipo de martensita que irá se formar na matriz, dependendo da quantidade presente nesta após a formação dos carbonetos possíveis, sendo formada uma martensita de elevada dureza, tipo placa (A, C1 e C2), para um teor acima de 0,4 %, que aumenta a dureza média da matriz, diminuindo entretanto sua tenacidade devido o fato que a martensita tipo placa nucleia e propaga microfissuras na matriz Figura 2 d, e.

  Para um teor de carbono presente na matriz abaixo de 0,4 % (B1 e B2), forma-se preferivelmente uma martensita finamente distribuída na microestrutura (lath), que diminui a dureza média da matriz, entretanto eleva a tenacidade da mesma Figura 2 b, c.

  Para o HSS com elevada quantidade de Cr (Figura 2 b, c), formam-se uma quantidade maior de M C , além de MC e M C. Os carbonetos do tipo M C e M C

  7

  3

  2

  7

  3

  2

  localizam-se ao longo dos contornos de solidificação dos grãos, e quase todos os carbonetos tipo MC são formados dentro dos grãos em um formato esférico ou tipo barra.

  Se a quantidade de tungstênio equivalente for elevada (W + 2 . Mo), formam-se uma quantidade maior de partículas muito fibrosas tipo M

  2 C e observa-se a formação de

  M

  7 C 3 além da formação de martensita tipo placa Figura 2 e.

  6 C, MC, com redução de M

  Os carbonetos de MC são ricos em V (estequiometria V C ) contendo a maioria do V

  4

  3

  com pequenas quantidades de W, Mo, Cr e Fe. Os carbonetos de M

  2 C e M

  6 C são

  carbonetos que contém Mo e W, e os carbonetos M

  7 C 3 são carbonetos que contém principalmente Cr. Martensita Tipo Placa Perlita Matriz

  Martensitica Fina

Figura 2: Distribuição dos carbonetos em função da composição química (ver Tabela 2) de 6

HSS estudados para uso em cilindros de laminação; a) A; b) B1; c) B2; d) C1; e) C2; f) D;

[HWANG, 1998].

  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).

  O formato típico dos carbonetos de M

  7 C 3 é de estrutura tipo “cérebro”, enquanto

  que os carbonetos tipo MC são do tipo barra ou coral. O formato dos carbonetos M

  2 C é

  fibroso, observado tridimensionalmente como placas lamelares, e os carbetos do tipo M 6 C possuem um formato tipo espinha de peixe (Figura 3). d)

  e)

Figura 3: Morfologia tridimensional dos carbonetos eutéticos: a) estrutura tipo “cérebro” do

M 7 C 3 e tipo “barra” ou “coral” do MC; b) carboneto tipo lamelar de M 2 C e c) carbonetos tipo “espinha de peixe” de M 6 C.; d) MEV das características do carboneto de M 2 C: com estrutura

fundida; e) estrutura temperada a 1100 º C do cilindro C2, apresentando a decomposição do

carboneto eutético M 2 C. [HWANG, 1998].

  A quantidade de vanádio presente na composição dos HSS influencia na distribuição os carbonetos de MC, pois no caso de um HSS formado com pouco vanádio, os carbonetos de MC formam-se mais nos contornos do que dentro dos grãos, reduzindo sua importância na resistência ao desgaste e no bloqueio do crescimento de microfissuras, diminuindo assim o K ic .

  No estado fundido, os picos de martensita, e os carbonetos de MC e M C são

  2

  dominantes, junto com uma pequena quantidade de austenita. Acima da austenitização a 1100 º C por 1 hora e tempera, os picos de martensita, MC e M

  2 C permanecem, e novos

  picos de carbonetos de M C aparecem. Após a tempera, a quantidade de austenita retida

  6

  aumenta consideravelmente. A temperatura de revenimento (a 560 º C), apresenta a maior dureza nos cilindros e a 635ºC, a intensidade do pico de austenita diminui conforme a temperatura de revenimento aumenta, entretanto a intensidade de pico das outras fases não varia muito. [HWANG, 1998]

  Os carbetos fibrosos de M

2 C no estado fundido são decompostos em carbetos do

  tipo MC (negro) e M C (cinza claro) após a austenitização. 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. Os carbonetos M

  2 C

  permanecem o mesmo em sua forma até após serem completamente transformados em MC e M

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.

  Quanto maior a temperatura de autenitização, maior a dureza. Isto se deve aos carbonetos finos de M C que são dissolvidos dentro da austenita na temperatura de

  23

  6

  autenitização, sendo a austenita temperada para formar a martensita com elevada dureza. [HWANG, 1998] Os HSS são geralmente caracterizados por possuírem dureza elevada e excelente resistência ao desgaste, oxidação, e a formação de rugosidade superficial através da adição dos fortes formadores de carbonetos tipo V, W, Mo e Cr para formarem carbonetos duros de MC, M

  C, M C e M C , entretanto, além destas variáveis, as

  2

  6

  

7

  3

  propriedades dos HSS são determinados por vários fatores microestruturais, como: tipo, forma, fração volumétrica e distribuição dos carbonetos, características da matriz martensítica e estrutura de solidificação dos carbonetos formados.

  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 seriamente prejudicial ao coeficiente de tenacidade a fratura por causa do aumento na quantidade de martensita tipo placa. Quando a quantidade de carbono é baixa, a dureza tende a diminuir, devido a uma menor formação de carbetos tipo MC. Entretanto, quando a quantidade de carbono excede um limite apropriado dos elementos formadores de carbonetos, estruturas abundantes do tipo rede (eutético) são formadas nos contornos de grão.

  Isto também pode ser prejudicial à dureza e ao coeficiente de tenacidade devido a formação de carbetos tipo M C que possuem baixa dureza, L C. 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 equação empírica 1.

  C % = 0.06 Cr % + 0.063 Mo % + 0.033 % W + 0.235 % V (1)

  Uma quantidade apropriada de W e Mo melhora a distribuição de carbonetos, particularmente MC. Quando estes são adicionados em excesso, eles são segregados na fase líquida retida durante a solidificação, e aceleram a reação eutética. Como resultado, uma grande quantidade de carbetos tipo M

2 C é formada nos contornos de célula.

  Quando o W e o Mo estão em pequenas quantidades, a dureza diminui por que os carbetos do tipo M

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

  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. [HWANG, 1998] A adição de Cr previne a oxidação na superfície do HSS, melhorando a dureza da matriz através da precipitação de finos carbonetos. Então, é adicionado, em geral, na quantidade de 5 %.

  Quantidade excessiva de Cr, entretanto, diminui o coeficiente de tenacidade à fratura, pelo fato que muito Cr pode causar a formação de uma quantidade elevada de carbonetos do tipo M

  7 C 3 , principalmente no contorno das grãos. A quantidade apropriada de Cr apresenta-se entre 5 e 7 %.

  O vanádio quando combinado com carbono, forma carbonetos muito duros, melhorando a dureza e a resistência ao desgaste. 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 na segregação dos carbetos de MC no contorno dos grãos.

  Um nível excessivo de V faz com que os carbonetos de MC não se formem na

  3

  fase γ. Os carbonetos de MC que possuem baixa densidade (5.6 g/cm ) em relação à fase líquida tendem a segregar no processo de fusão centrífuga, reduzindo significantemente o efeito do V adicionado. A quantidade apropriada de V apresenta-se ser entre 5 – 6 %.

  Neste caso, os carbonetos de MC são formados em um estado com fase líquida suficiente, crescem junto com a γ primária, e estão distribuídos homogeneamente, principalmente dentro dos grãos. Análises indicam que os conteúdos apropriados dos elementos de liga são, 1.9 – 2.0 % de carbono, 3 – 4 % de W e Mo respectivamente, 5 – 7 % de Cr, e 5 – 6 % de V.

  Conforme adentra-se no interior do material, os carbonetos de M

  6 C são formados, enquanto que a fração dos carbonetos de M C é reduzida desde a superfície.

  2 Isto indica que os carbonetos de M

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 distribuição de 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 da peça e densificação completa no processamento.

  Durante o processo de sinterização os carbonetos de vanádio (MC) e de tungstênio (M

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

  2001]

  A tecnologia da MP oferece uma microestrutura mais homogênea na produção de HSS com uma distribuição uniforme dos carbonetos primários. Isto promove um aumento da estabilidade dimensional durante o tratamento térmico e melhora as propriedades mecânicas, comparado ao aço rápido convencional. [BERGMAN, 1996]

  Na MP, o processo de compactação isostática a quente HIP (Hot Isostatic

  

Pressing) possibilita a obtenção de pre-formas de HSS livres de porosidade e com um

  tamanho de carboneto pequeno.[CAMBRONERO, 1996] Destaca-se também a moldagem por injeção PIM (Powder Injection Mold), que

  é uma tecnologia recentemente utilizada em várias aplicações, e que forneceu junto da diversidade da MP convencional uma liberdade geométrica dos projetos associada com a moldagem termoplástica por injeção. [VÁREZ, 2001]

  PIM é um processo da MP correntemente utilizado para a produção de materiais de alta performance. Esta técnica basicamente combina as vantagens da moldagem termoplástica por injeção com a versatilidade da MP convencional com o objetivo de produzir partes altamente complexas de tamanhos pequenos com uma elevada taxa de produção.[LEVENFELD, 2001]

  Na produção de formas mais complexas, a HIP ou a compactação isostática a frio pode ser utilizada, entretanto estes processos semicontínuos são muito dispendiosos para uma produção em massa.

  A compactação por explosivos (também chamada de consolidação com choque por explosivos) é um processo de conformação de elevada taxa de energia. Este método de consolidação utiliza uma combinação de elevadas pressões e temperaturas desenvolvidas em um curto espaço de tempo para densificar os pós em bastões finos ou tiras. [CAMBRONERO, 1996]

  O conceito das características dos pós por compactação explosiva e da distribuição do tamanho das partículas é um parâmetro importante para uma densificação homogênea.

  Após a explosão, a onda procede na direção axial do cilindro, fornecendo uma consolidação dinâmica dos pós. Isto se deve a pressão de detonação que comprime o pó, causando deformação plástica, fusão de interpartículas e união das partículas, consolidando-as dentro do recipiente.

  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 de atmosferas 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]. Neste estudo, utilizou-se um aço HSS M2,

  2

  2

  carbeto de nióbio, Cu

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.

  A adição de Cu 3 P habilita a sinterização a temperaturas próximo de 1150 º C. Este estudo mostrou a existência de algumas interações entre a matriz e o reforço. As interações entre a matriz, o reforço e o ativador de sinterização diminuem conforme a quantidade de reforço aumenta, “todas” as transformações possíveis devido a precipitação de carbonetos durante o revenimento ocorrem durante o primeiro revenido, de forma que o segundo revenido não produz qualquer mudança e, concluindo, nenhuma transformação.

  Outros pesquisadores [LEVENFELD 2001, LIU 2000, VÁREZ 2001] realizaram o estudo da sinterabilidade para os HSS M2 e T15 utilizando-se do processo PIM (Powder Injection Mold) e o processo de Mold Casting (moldagem por conformação). Estes utilizaram-se de um uma fase ligante polimérica, a qual fornecia a viscosidade e a fluidez para a mistura de pó + ligante, suficientes para que fossem injetados por um equipamento típico utilizado na injeção de termoplásticos, eliminando posteriormente o ligante através de um tratamento térmico, o qual se degradava.

  Liu, realizou a sinterização em vácuo na faixa de 1190 – 1210 º C, enquanto que, para a atmosfera de nitrogênio, a sinterização ocorreu entre 1250 – 1270ºC. Utilizou uma taxa de aquecimento de 10 º C/ min. a qual é preferida devido o fato que uma taxa de 30 º C / min. resulta em distorção. [LIU, 2000]

  A tensão de ruptura transversal, a resistência ao impacto e a dureza são melhores no processo de PIM do que na MP convencional de aços. Isto se deve a uma melhor microestrutura que fornece uma melhor distribuição de carbonetos, assim como uma elevada quantidade de carbonetos. No processo de sinterização convencional em fase líquida, o líquido provém da fusão do componente do pó com um ponto de fusão baixo.

  Uma atmosfera redutora tal como hidrogênio promove uma proteção contra oxidação. Uma outra importante função da atmosfera é promover um controle da composição principalmente para o carbono. O grafite é utilizado para diminuir a temperatura de sinterização com o objetivo de controlar a microestrutura e a distorção.

  Gases inertes não são empregados por que estes ficam retidos nos poros isolados, dificultando a eliminação de poros e a densificação. Entretanto, o nitrogênio apresenta-se benéfico para a sinterização, não somente porque pode promover proteção suficiente para a oxidação, mas também por ser permeável dentro da matriz do material. Outro possível benefício é que o nitrogênio substitui o carbono no carbeto MC e produz M (N,C) o qual é mais estável e então pode obstruir o crescimento de grão. [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 são consistentes com a difusão de estado sólido, sendo extremamente baixas, entretanto quando uma fase líquida começa a aparecer, a taxa de densificação cresce rapidamente.

  Na sinterização a vácuo, obtém-se uma densidade quase completa a 1210 º C, enquanto que em nitrogênio, aproximadamente 98 % da densidade teórica é obtida somente a 1270 º C. A maior densidade em nitrogênio é menor do que a densidade em vácuo (Figura 4 a).

  O ciclo ótimo de sinterização para a densificação consiste de um rápido aquecimento a baixas temperaturas, seguido por um aquecimento lento a temperaturas intermediárias (onde a densificação é ativada, enquanto o crescimento de grão é retardado), com uma temperatura de sinterização final curta para evitar o coalescimento da microestrutura e economizar energia.

  Uma taxa de aquecimento muito pequena a baixas temperaturas dissipa a força de arraste, resultando em uma não densificação, enquanto que uma taxa de aquecimento elevada irá resultar em distorção.

  Quando sinterizado em vácuo, a resistência máxima a tração ( σ max ) de 752.6 MPa foi alcançada a temperaturas de 1210 º C. Na sinterização em nitrogênio, a σ max alcançada foi de 585.3 MPa a 1270 º C, menor do que o valor alcançado no vácuo (Figura 4 c, e d).

  A máxima σ max aparece após 2 h de sinterização. Entretanto, uma densidade quase completa é alcançada com 10 minutos de sinterização, as propriedades mecânicas ótimas requerem um tempo de sinterização longo (Figura 4 b).

  A temperaturas acima de 1220 º C, o desenvolvimento de filmes de carbetos e de fases de carbetos eutéticos frágeis no contorno de grão da austenita primária, resulta em uma baixa σ max . O coalescimento da microestrutura e o aumento do tamanho de grão também irão deteriorar as propriedades mecânicas.

  No vácuo, a 1170 º C, permanecem um grande número de poros entre as partículas, e o formato original dos pós podem ser ainda distinguidos, entretanto as partículas são unidas pelas bordas. Quando a temperatura alcança 1210 º C, quase se alcança a densidade total, e os contornos das partículas são substituídos por contornos de grão. Após 1250 º C, as microestruturas começam a coalescer e os grãos a crescerem, a morfologia da fratura apresenta características de fratura intergranular.

  a)

  

c)

  b)

  d)

Figura 4: Influência nas propriedades do M2 em função de: a) atmosfera de sinterização; b)

tempo de sinterização; c) vácuo e temperatura; d) nitrogênio e temperatura [LIU, 2000]

  A única diferença na microestrutura sinterizada em nitrogênio e vácuo é que a temperatura de sinterização em nitrogênio é aproximadamente 40 – 60 º C maior do que em vácuo. [LIU, 2000]

  Considerando a moldagem por injeção de HSS M2, o melhor padrão de sinterização é no vácuo a temperatura de 1210 º C, com uma taxa de aquecimento de 10ºC / min e um tempo de sinterização de 2 h. No caso da atmosfera de nitrogênio, o melhor padrão é de uma sinterização a 1270 º C com uma taxa de aquecimento de 10ºC/min e um patamar de 2 h, conforme os resultados dos estudos apresentados por [LIU, 2000].

  A contribuição fornecida por Liu é de suma importância, principalmente pela observação de que não existem diferenças microestruturais significativas entre a sinterização ocorrida numa atmosfera a vácuo ou numa em nitrogênio, e que a única diferença significativa é a temperatura de sinterização, que ocorre numa faixa de 40 – 60 º C maior para a atmosfera em nitrogênio.

  Sustarsic, realizou estudos de sinterização em vácuo de diferentes misturas de HSS contendo MoS , com o objetivo de obter um processo reativo de sinterização de

  2

  fase líquida supersólida (SLPS), além da qualidade de lubrificante sólido que o MoS

  2

  possui, melhorando as características tanto de sinterabilidade, como de resistência ao desgaste. [SUSTARSIC, 2001] A mistura de pós formados também pode conter finas partículas de carbonetos,

  óxidos, sulfetos e fluoretos (por exemplo: NbC, TiC, Al

  2 O 3 , MnS, CaF 2 ) capacitando a

  síntese de materiais compósitos especiais, com propriedades específicas para aplicações precisamente definidas (ou seja, resistência ao desgaste ampliada, elevada resistência à corrosão e térmica, melhor usinabilidade e auto-lubrificação).

  O MoS

  2 é um lubrificante sólido amplamente utilizado. Como tal, pode tornar-se

  uma adição útil na produção de materiais auto lubrificantes de peças em HSS as quais são utilizadas em diferentes aplicações ante desgaste. MoS

  2 pode possuir também uma

  influência favorável na síntese dos HSS, ou seja, melhorar a compactabilidade da mistura do pó metálico durante sua compactação a frio, assim como melhorar a sinterabilidade dos pós compactados durante sua sinterização. [SUSTARSIC, 2001]

  Os pós de HSS são muito duros para uma compactação num formato complexo de peças, sendo então realizado um recozimento leve em nitrogênio seco a 850 º C durante 3 h. A dureza é significantemente reduzida de HV 0.025 = 800 – 900 a 400 – 500, enquanto a redução do conteúdo de oxigênio é desprezível.

  As investigações pela análise de dilatometria (ou DLT) e a sinterização dos compactados mostraram que a sinterização extensiva não começa até que seja formada uma fase líquida suficiente. As curvas de DLT de mudança de comprimento relativo obtida durante o aquecimento dos compactados mostram que, a densificação inicia-se a aproximadamente 1000 º C, mas continua rapidamente acima de 1220 º C, quando é formada uma fusão suficiente nos contornos de grão e a rigidez do compactado é perdida. Pequenas partículas de pó e as regiões interdentríticas são pouco fundidas e enriquecidas em carbono.

  Das curvas de DLT (Figura 5), está claramente evidente que a adição de MoS

  2

  promove a densificação. A contração linear obtida para o HSS com 3 % de MoS

  2 é

  quase duas vezes maior do que o de HSS puro. A taxa de contração cresce rapidamente acima de 1220 º C, para o HSS com a adição de MoS (1.07 % / min.) do que para o

  2 HSS puro (0.29 % / min.).

  

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. A energia de ativação na mesma região de temperatura é de aproximadamente 246 KJ/mol para o HSS + 3 % de MoS

  2 . Pode ser concluído que MoS 2 dificulta o processo de sinterização

  em estado sólido. [SUSTARSIC, 2001] As investigação de calorimetria diferencial de varredura, ou DSC e de análise termogavimétrica (TG) das misturas dos pós selecionados de HSS apresentam que o primeiro líquido (no equilíbrio) aparece nas composições de HSS com MoS

  2 a aproximadamente 10 – 20 º C abaixo em comparação com o HSS puro.

  A análise temogavimétrica (TG) mostrou que a perda de peso para o HSS com a adição de MoS

  2 é menor do que para o HSS puro, conclui-se então que a adição de

  MoS 2 dificulta a reação do Fe[C] com o óxido da superfície.

  Para os HSS, uma alta quantidade de carbono diminui a temperatura da formação do primeiro líquido, capacitando o processo de sinterização super sólida em fase líquida ou SLPS – a densificação não inicia enquanto não se formar fase líquida suficiente –, para que este ocorra a temperaturas muito menores. Esta conclusão foi também confirmada pelos experimentos de HSS puro com a adição de 0.5 % de grafita.

  Pode ser mencionado que as propriedades mecânicas (dureza, tenacidade à fratura) dos HSS são retidas após a adição de MoS

  2 , enquanto a usinabilidade e as

  propriedades tribológicas, apresentam-se ampliadas. [SUSTARSIC, 2001]

   [VÁREZ, 2001] e [LEVENFELD, 2001], realizaram estudos da sinterabilidade

  e do processo de formação do HSS T15 e M2 por Moud Casting (moldagem por fundição), respectivamente.

  Para o HSS T15, a densidade aumenta com a temperatura de aproximadamente 75 % da densidade teórica a 1050 º C para 98 % a 1240 º C na qual a densidade total é alcançada. Além desta temperatura, a densidade praticamente permanece constante.

  [VÁREZ, 2001]

  No desenvolvimento microestrutural durante a sinterização, são observados carbonetos muito finos distribuídos uniformemente com o matriz de aço em uma faixa de temperatura relativamente ampla (1190 – 1290 º C), os quais crescem com a temperatura de sinterização.

  Os poros desaparecem quando a temperatura é ampliada e não são observados para amostras sinterizadas a temperaturas acima de 1240 º C. Um sinal claro da presença de fase líquida durante o ciclo de sinterização aparece nas amostras super-sinterizadas, aquecidas acima de 1300 º C. pode-se observar a característica morfológica de espinha-de-peixe do M

  6 C eutético, atribuído a reação

  ledeburítica, L → γ + M 6 C (Figura 6).

  O valor máximo da dureza é alcançado a 1240 º C, permanecendo praticamente constante a elevadas temperaturas.

  

Figura 6: MEV de uma amostra sobre sinterizada apresentando a característica de “espinha de

peixe” do M 6 C [VÁREZ, 2001].

  O método de sinterização a vácuo de pós pré-ligados atomizados em água envolve o aquecimento do pó pré – ligado a uma temperatura intermediária entre a linha líquido e sólido do diagrama de fase, produzindo uma fusão parcial e uma alta densificação através de mecanismos de solução e precipitação.

  O maior problema desta sinterização super sólida em fase líquida (SLPS) é a pequena janela de sinterização, especialmente em uma escala industrial, devido a dificuldade de se alcançar um controle de temperatura preciso em fornos a vácuo.

  Sabe-se que durante a sinterização, a perda de elementos ligantes, como o carbono, pode ocorrer devido a reação com o oxigênio. A perda de carbono pode ser compensada com a adição de carbono elementar ao pó antes da sinterização. Neste modo, vários autores observaram que a adição de carbono antes de ajustar a composição, aumenta a cinética de sinterização, conduzindo na obtenção de elevadas densificações a baixas temperaturas, tanto em vácuo quanto em gás. [LEVENFELD,

  2001, ZAPATA, 1995, LIU, 2000].

  Para o HSS M2, durante a eliminação do ligante no processo PIM, um filme de óxido permanece ao redor das partículas. Estes óxidos superficiais nas partículas metálicas são prejudiciais, pois dificultam o contato ativo entre as partículas metal – metal no caso de sinterização de estado sólido, e alteram a molhabilidade do líquido.

  [LEVENFELD, 2001]

  Uma maior quantidade de carbono melhora as condições de sinterização, deste modo, uma remoção “incompleta” do ligante pode ser realizada com o objetivo de manter o carbono proveniente da degradação polimérica.

  Se for efetuado uma eliminação completa do ligante nas amostras, o processo de sinterização não ocorre até um aquecimento de 1350 º C. Entretanto, para amostras com pouca remoção da resina ligante, ocorre uma alta densificação, próximo de 100% da teórica a temperaturas de sinterização abaixo de 1250 º C.

  No caso da remoção incompleta do ligante a temperaturas abaixo de 300 º C, uma densidade quase completa é obtida a temperaturas tão baixas quanto 1100 º C. Este comportamento pode ser explicado de acordo com o diagrama de fase padrão M2, onde a temperatura de sólidos diminui com a quantidade de carbono, e então, a sinterização supersólida pode ser feita a baixas temperaturas, alcançando o mesmo nível de densidade.

  Caso o ligante seja removido a 350 º C, a sinterização ocorre rapidamente na faixa de 1150 – 1250 º C. A 1150 º C, grãos esféricos e poros relativamente pequenos estão presentes. Quando a temperatura é elevada, ocorre a coalescência dos grãos e os carbetos primários M

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 de M 6 C apresentava-se pequeno e uniformemente distribuído com a matriz de aço.

  [LEVENFELD, 2001]

2.1.6 Tratamentos Térmicos e Superficiais

  O fenômeno básico durante o aquecimento e a austenitização é a dissolução da população de partículas de carboneto M

  23 C 6 e a maioria do M

  6 C. Sua fração total após

  uma austenitização por 7 minutos a 1150 º C diminui de 12.72 % para 0.67 %, consequentemente, ocorre uma saturação significativa da matriz com carbono (0.74 %) e outros elementos. [RICHTER, 1995]

  Após a solubilização e dissolução do carbono e da maioria dos carbonetos, efetua-se a transformação martensítica da matriz pelo processo de têmpera, esta podendo ser em óleo, água ou até mesmo ao ar, no caso dos HSS, seguindo-se de um, dois ou até mesmo três revenidos em alguns casos.

  Além dos processos comuns de endurecimento por têmpera e a realização de um a dois revenimentos subsequentes nos materiais metálicos, e obviamente, nos aços rápidos, realizam-se atualmente estudos de endurecimentos superficiais através de implantações de nitrogênio, e também de têmperas superficiais com elevadas taxas de resfriamento promovidas por um processo de vitrificação a laser.

  Observa-se na Figura 7 alguns resultados dos estudos realizados por [MÄNDL,

  

1999]. Este realizou uma difusão para se obter camadas de nitrogênio (que difunde e

  interage com o Fe e outros elementos da superfície) de vários micrômetros com uma temperatura de processo da ordem de 400 º C.

  A dureza absoluta na superfície é levemente menor para diferentes taxas de difusão (Figura 7 a), e o aumento real de dureza ocorre da superfície para o centro conforme se aumenta a taxa de implantação, sendo que o material base apresenta uma queda da dureza neste sentido (Figura 7 b). Para que se inicie uma alteração na dureza

  18 -2 interior do substrato, necessita-se de uma difusão mínima de 4 x 10 cm .

  a)

  b)

Figura 7: a) Curvas de profundidade de implantação de nitrogênio; b) curvas de dureza para as

amostras com implantação e recozida em relação a amostra não tratada [MÄNDL, 1999].

  Outros autores também realizaram estudos para a mudança nas características de superfície dos HSS, como [YAN, 1998], o qual realizou a implantação de elevadas doses de carbono na superfície do HSS M2 e observou suas mudanças microestruturas e de propriedades ao desgaste. A dosagem de implantação alcança a saturação conforme a

  18 –2

  fluência alcançada é de 1x10 cm . A concentração de W e V na superfície torna-se muito maior após a implantação, caracterizando uma possível difusão destes elementos para balancear com o carbono extra adicionado.

  O substrato simples de carbono executa um importante papel na redução do coeficiente de atrito conforme este atua como um lubrificante. As outras mudanças correspondem a um aumento, ou formação de vários carbetos de ferro (incluindo, FeC, Fe

  3 W

  3 C e outros componentes. [YAN, 1998]

  2 C, e Fe

  3 C) e FeC, FeW

  3 C, Fe

  Wendler também realizou estudos de mudanças nas características superficiais dos HSS através de revestimentos de nitretos e carbonitretos os quais promovem a formação de carbetos metálicos de transição, sendo que os revestimentos de nitretos e carbonitretos, aumentam a vida e a produtividade das ferramentas de HSS, e são largamente utilizadas na indústria. [WENDLER, 1998]

  Como resultado da reação de difusão, a camada transforma-se gradualmente em carbetos simples tipo MeC (no caso de um recozimento a vácuo ou gás inerte) ou numa camada composta de Me(C,N), ( no caso de um recozimento com uma atmosfera de nitrogênio).

  Sob o efeito de recozimento a vácuo, as camadas metálicas inicialmente puras são transformadas gradualmente (com o tempo e a temperatura) nos revestimentos de carbonetos correspondentes M → MC devido a difusão reativa dos átomos de carbono provenientes do HSS. Após 1 hora de recozimento sob a temperatura mais elevada, o revestimento de carboneto apresentava uma microestrutura densa, finamente granulada e equiaxial com um tamanho médio dos “cristalitos” da ordem de 100 nm (no caso do revestimento de TiC), com uma elevada dureza 2000 – 3600 VHN (sendo os valores mais elevados obtidos para os revestimentos de TiC e VC). [WENDLER, 1998]

  Kusinski realizou estudos da aplicação direta de laser para melhorar as propriedades superficiais dos materiais, a qual envolve principalmente a fusão da camada superficial seguida por uma rápida solidificação do material fundido. O rápido resfriamento do material fundido possui uma notável influência sobre a solidificação, as transformações de fase e os processos de transformação. Os fatores mais importantes responsáveis na obtenção das propriedades mecânicas desejadas de um aço rápido (propriedades de usinagem e tempo de vida da ferramenta) irão resultar de grãos extremamente finos e uma dispersão homogênea dos carbonetos. [KUSINSKI, 1997]

  A distribuição de carbonetos é amplamente determinada pela extensão da segregação da liga durante a solidificação proveniente do processo de fundição, elevadas taxas de resfriamento após a fusão a laser podem minimizar esta segregação e produzir uma dispersão fina de carbetos primários ou freqüentemente completar a solubilidade sólida nos aços. As maiores diferenças microestruturais normalmente observadas nos aços entre a solidificação rápida e a convencional são: a extensão da solubilidade sólida; mudança de composição; distribuição dos elementos ligantes; alta homogeneidade química; e refinamento da microestrutura. Através da observação metalográfica, as amostras tratadas pelo processo de vitrificação apresentam uma microestrutura com dentritas colunares ultrafinas

  (provavelmente com martensita interna e alguma quantidade de austenita retida e δ- ferrita) e resíduos de carbetos maires não dissolvidos.

  Devido ao rápido aquecimento da fina superfície fundida, para a matriz não fundida, as dentritas são perpendiculares à superfície da amostra. A microdureza das regiões fundidas, na condição solidificada (950 µHV) aumenta significantemente nas áreas revenidas (acima de 1050 µHV). Esta diferença da dureza pode ser devido aos carbonetos finamente precipitados nestas áreas. Devido a alta homogeneidade e uma estrutura supersaturada do material fundido a laser, este possui uma resistência ao revenimento maior do que a matriz tratada convencionalmente. Em conseqüência, isto pode ser responsável para a elevada resistência ao desgaste das ferramentas tratadas superficialmente a laser, em comparação às ferramentas tratadas convencionalmente.

  Além de [KUSINSKI, 1997], [HETZNER, 2001] ilustra o refinamento dos carbonetos no aço M1 utilizando um processo de vitrificação a laser.

2.1.7 Propriedades Tribológicas dos Aços Rápidos

2.1.7.1 Mapas de Desgaste

  Em 1987, Lim e Ashby construíram o primeiro mapa de mecanismos de desgaste no campo da tribologia. O mapa de mecanismos de desgaste tornou-se uma forte ferramenta 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 de desgaste, fornecidos sob várias cargas e velocidades. Lim, Liu e outros publicaram alguns mapas de desgaste para aços ferramenta, (W6Mo5Cr4V2, HSS M2). [ZHANG,

  2001]

  Alguns dos itens verificados nestes mapas são o desgaste adesivo, desgaste adesivo e abrasivo, desgaste abrasivo, deformação plástica severa e desgaste térmico. O valor da taxa de desgaste medida é normalizado utilizando uma fórmula de log

  

10 (VB / distância de usinagem) onde VB é a variação do ângulo de corte da broca.

  Então os pontos no mapa de desgaste são adimensionais. Um importante componente deste mapa é a presença de uma região de segurança onde a taxa de desgaste da ferramenta é menor, na faixa de –7.30 a –7.60 (Figura 8, região A).

  

Figura 8: Mapa de mecanismo de desgaste da aresta para o HSS; as regiões A, B, C, D e E

indicam o modo de desgaste [ZHANG, 2001].

  Os tipos primários de desgaste incluem: adesão, deformação plástica, plowing (“deslizamento”), delaminação, transferência de material e reação de difusão. Os mecanismos de desgaste observados por MEV incluem o desgaste adesivo, o desgaste adesivo e abrasivo, o desgaste abrasivo, deformação plástica severa e desgaste térmico.

  Estes podem ser agrupados em duas classes principais: deformação plástica controlada (plowing, adesão, deformação plástica), e temperatura controlada (transferência de material, difusão, deformação plástica severa, erosão por fusão – ou desgaste térmico).

  A maioria dos mecanismos de desgaste são o desgaste adesivo, o desgaste adesivo e abrasivo e o desgaste abrasivo. A maioria dos desgaste nos regimes de temperatura controlada são de deformação plástica severa e desgaste térmico. Elevadas temperaturas podem ser geradas na interface da ferramenta no regime de controle de temperatura, resultando em um rápido desgaste das ferramentas.

  No desgaste adesivo, uma superfície relativamente suave, com linhas paralelas é observada, e a transferência de Al com alguns furos de adesão ao redor dos cumes é encontrado (Figura 9 a).

  a)

  

b)

  c)

  d)

  e)

Figura 9: a) Microscopia eletrônica de 5 formas de desgaste: a) desgaste adesivo; b) desgaste

adesivo e abrasivo; c) desgaste abrasivo; d) desgaste severo, e: e) desgaste térmico [ZHANG,

2001].

  No desgaste misto de adesão e abrasão, as trilhas paralelas mais profundas, com uma maior transferência de Al são observadas (Figura 9 b). Embora, a operação dos mecanismos de desgaste abrasivo e adesivo requer uma considerável temperatura na interface para reduzir o limite de escoamento do material da ferramenta suficientemente para 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 de trabalho. O desgaste do flanco é observado em ferramentas que sofreram o mecanismo de desgaste adesivo e abrasivo.

  No desgaste abrasivo, riscos profundos e fissuras geradas nas bordas dos riscos são formados (Figura 9c). A rugosidade da superfície demonstra uma elevada taxa de desgaste como comparado nas regiões A e B (Figura 8).

  Nas regiões D e E (Figura 8), a temperatura alcança o limite da dureza a quente da borda cortante, um amolecimento térmico da borda cortante pode conduzir a uma borda cortante severamente deformada. A análise por MEV apresenta uma distorção plástica severa e um fluxo plástico considerável.

  Uma ampla área dos danos superficiais devido ao fluxo plástico severo é causado devido às elevadas temperatura geradas na interface da ferramenta de corte durante a usinagem (Figura 9 d).

  O desgaste térmico, incluindo a transferência de material e a difusão, ocorre como o principal desgaste devido a elevada temperatura gerada na interface da ferramenta sob elevadas velocidades e elevadas taxas de alimentação (Figura 9 e).

  [ZHANG, 2001]

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 interessante observar 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. [HWANG, 1998]

  O coeficiente de fratura é geralmente utilizado para avaliar a estabilidade estrutural dos materiais, e é considerado ser uma das mais importantes propriedades dos materiais.

  Hwang realizou estudos dos efeitos dos elementos de liga na microestrutura de 6 cilindros de HSS utilizados como cilindros laminadores, conforme apresentado anteriormente [HWANG, 1998].

  Os cilindros para laminação de HSS podem fraturar inesperadamente através de lascamento ou fadiga térmica pelo crescimento de fissuras internas ou pelo aumento da rugosidade da superfície do cilindro. As microfissuras iniciam-se nas interfaces entre a matriz e os carbonetos de MC separados, ou os carbonetos fraturam a si próprios.

  Quando estas microfissuras encontram com a matriz relativamente dutil, elas param momentaneamente, e outras microfissuras iniciam-se nos carbonetos de M C .

  7

  3 Conforme a carga aumenta posteriormente, inicia-se uma fissura no entalhe (ensaio

  dinâmico de fratura), e esta prossegue através da matriz ao longo da martensita tipo placa alinhada em paralelo com a propagação da direção da fissura. Encontrando-se com a microfissura intercelular já formada, a trinca forma uma fissura principal de propagação. As fissuras propagam-se ao longo dos carbonetos localizados na região intercelular e ao longo das placas de martensita na matriz.

  Esta observação indica que a matriz contendo martensita tipo placa é considerada frágil e tem uma orientação, facilitando a propagação da fissura, Figura 10. O processo de microfratura encontrado nos HSS contendo uma quantidade maior de cromo, mas com quantidades diferentes de vanádio são diferentes (Tabela 2). O cilindro B2 consiste de uma matriz temperada com martensita tipo placa, carbetos tipo MC 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. [HWANG, 1998] Sob a carga inicial, a microfissura inicia-se nos carbetos intercelulares M

  7 C 3 e

  M

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. Muitas microfissuras também iniciam-se nos carbonetos intergranulares próximo da trinca principal.

  Na microfissura procedida no cilindro contendo uma quantidade mais elevada de tungstênio equivalente, (Tabela 2, composição C2), uma larga quantidade de carbonetos fibrosos M

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. Conforme a carga é ampliada, a fissura propaga-se catastroficamente de um modo em zig-zag principalmente ao longo dos carbonetos intercelulares M

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 de MC 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.

  Sob uma carga inicial, as microfissuras são formadas nos carbonetos de M

  6 C e

  MC. Uma fissura inicia-se no entalhe e é conectada com o carboneto adjacente. No estágio seguinte, as microfissuras crescem, e regiões de cisalhamento são formadas na matriz entre as microfissuras. Conforme a carga é ampliada, as microfissuras intercelulares são coalescidas para crescerem em uma longa fissura. [HWANG, 1998]

  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. Ao contrário, para os aços B1 e D da Tabela 2, que possuem a menor fração do total de carbonetos, o coeficiente de tenacidade à fratura é ampliado (Tabela 3).

  

Figura 10 – Formação de microfissuras na interface da matriz eutética e nos próprios carbonetos

1/2 (K = 33.5 MPa . m ) [HWANG, 1998]. ic

  O comportamento da microfratura é influenciado pelos fatores dos mecanismos como tipo, tamanho, fração volumétrica, distribuição dos carbonetos localizados nas regiões intercelulares e as características da matriz martensítica revenida. Devido a maioria dos carbonetos estarem localizados ao longo dos contornos de grãos, a microfissura inicia-se primariamente ao longo dos contornos de grãos. As microfraturas são facilitadas com pontos de fácil propagação.

  

Tabela 3: Resultados do coeficiente de tenacidade a fratura aparente medidas da fratura “in

situ”. [HWANG, 1998].

  Desde que os carbonetos do tipo MC ou os carbonetos contendo Cr finamente distribuído são formados principalmente dentro dos grãos e isolados, estes afetam fortemente o processo de fratura de uma forma positiva. A forma e a fração dos carbonetos duros localizados na região intercelular e sua distribuição determinam o comportamento à fratura. [HWANG, 1998]

2.1.7.3 Mecanismos de Proteção ao Desgaste

  No desgaste no HSS de base heterogênea deformada por materiais compostos de pó (DCPM – Deformed Compound Powder Materials), adições de elementos de elevada fusão torna-os capaz de formar durante serviço estruturas secundárias de elevada resistência e estabilidade que efetivamente protegem a superfície de atrito da ferramenta de algum dano, como por exemplo, adição de 5 % de Al

  2 O 3 , emprego de 2 % de BN

  (hexagonal), adição de 20 % de TiCN. [FOX-RABINOVICH, 1998] A auto-organização durante o desgaste inicia-se através da habilidade do tribopar (material de desgaste e material de referência) em organizar espontaneamente estruturas dissipativas estáveis que protegem o material base do tribopar do contato direto e de destruição.

  Estruturas protetivas secundárias constituem-se de filmes finos na superfície de atrito que são criados sob condições de elevada tensão, temperaturas de aquecimento induzindo 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 secundárias desenvolvidas na superfície de atrito da ferramenta, aumentando a resistência ao desgaste. Isto é alcançado através da formação de fases secundárias de elevada resistência e estabilidade com baixa condutividade térmica.

  Devido a substituição parcial do carbeto de titânio por óxido de alumínio, um dos mais estáveis sob usinagem, alcança-se uma diminuição do coeficiente de atrito, o qual conduz obviamente num respectivo aumento da resistência ao desgaste da ferramenta sob usinagem. A diminuição do coeficiente de atrito quando o Al

  2 O 3 é

  adicionado é importante não apenas devido ao aumento na resistência ao desgaste, mas como na diminuição da temperatura sob a superfície da ferramenta.

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UNIVERSIDADE DO ESTADO DE SANTA CATARINA – UDESC CENTRO DE CIÊNCIAS TECNOLÓGICAS – CCT CURSO DE MESTRADO EM ENGENHARIA MECÂNICA
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135
UNIVERSIDADE DO ESTADO DE SANTA CATARINA – UDESC CENTRO DE CIÊNCIAS TECNOLÓGICAS – CCT MESTRADO ACADÊMICO EM ENGENHARIA MECÂNICA
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135
UNIVERSIDADE DO ESTADO DE SANTA CATARINA – UDESC CENTRO DE CIÊNCIAS TECNOLÓGICAS – CCT DEPARTAMENTO DE ENGENHARIA ELÉTRICA – DEE PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA ELÉTRICA
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140
UNIVERSIDADE DO ESTADO DE SANTA CATARINA – UDESC CENTRO DE CIÊNCIAS TECNOLÓGICAS – CCT DEPARTAMENTO DE ENGENHARIA ELÉTRICA – DEE PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA ELÉTRICA - PPGEEL
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133
UNIVERSIDADE DO ESTADO DE SANTA CATARINA – UDESC CENTRO DE CIÊNCIAS TECNOLÓGICAS – CCT DEPARTAMENTO DE ENGENHARIA ELÉTRICA – DEE PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA ELÉTRICA - PPGEEL
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65
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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16
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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99
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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17
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 ANGELITA DE ARAUJO DEMARCHI
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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 DEPARTAMENTO DE ENGENHARIA MECÂNICA – DEM PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS - PGCEM
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17
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 PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS – PGCEM MAKHLES REUTER LANGE
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