Alteração da microestrutura no fresamento de desbaste do aço inoxidável AISI 420

Texto

(1)UNIVERSIDADE ESTADUAL DE CAMPINAS FACULDADE DE ENGENHARIA MECÂNICA. RODOLFO LUÍS FUJII. Alteração da Microestrutura no Fresamento de Desbaste do Aço Inoxidável AISI 420. CAMPINAS 2017.

(2) RODOLFO LUÍS FUJII. Alteração da Microestrutura no Fresamento de Desbaste do Aço Inoxidável AISI 420 Dissertação de Mestrado apresentada à Faculdade de Engenharia Mecânica da Universidade Estadual de Campinas como parte dos requisitos exigidos para obtenção do título de Mestre em Engenharia Mecânica, na Área de Materiais e Processos de Fabricação. Orientador: Prof. Dr. Amauri Hassui. ESTE EXEMPLAR CORRESPONDE À VERSÃO FINAL DA DISSERTAÇÃO DEFENDIDA PELO ALUNO RODOLFO LUÍS FUJII, E ORIENTADA PELO PROF. DR AMAURI HASSUI. CAMPINAS 2017.

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(4) UNIVERSIDADE ESTADUAL DE CAMPINAS FACULDADE DE ENGENHARIA MECÂNICA COMISSÃO DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA MECÂNICA DEPARTAMENTO DE ENGENHARIA DE MANUFATURA E MATERIAIS DISSERTAÇÃO DE MESTRADO ACADEMICO. Alteração da Microestrutura no Fresamento de Desbaste do Aço Inoxidável AISI 420 Autor: Rodolfo Luís Fujii Orientador: Prof. Dr. Amauri Hassui A Banca Examinadora composta pelos membros abaixo aprovou esta Dissertação: Prof. Dr. Amauri Hassui, Presidente Universidade Estadual de Campinas - UNICAMP Prof. Dr. Freddy Armando Franco Grijalba Universidade Estadual de Campinas - UNICAMP Prof. Dr. João Paulo Pereira Marcicano Universidade de São Paulo – USP Leste A Ata da defesa com as respectivas assinaturas dos membros encontra-se no processo de vida acadêmica do aluno.. Campinas, 23 de fevereiro de 2017..

(5) Dedicatória Dedico este trabalho à minha querida esposa Claudia Tonglet de Vasconcelos Fujii, que sempre me apoiou e me incentivou nesta caminhada tão nobre que é a busca pelo conhecimento, aos meus filhos Lucas Vasconcelos Fujii e Nicole Vasconcelos Fujii que souberam compreender a minha necessidade nesta busca e respeitaram meus momentos de estudo e reflexão..

(6) Agradecimentos. Serei eternamente grato a diversas pessoas, às quais presto minha humilde e sincera homenagem: A meus pais que sempre se empenharam em permitir que eu e meus irmãos pudéssemos ter acesso a um ensino privilegiado, por vezes em detrimento de sacrifícios e privações pessoais, mas enaltecendo a educação e a cultura de um homem como sendo seus "bens" mais nobres. A meu estimado orientador Professor Doutor Amauri Hassui que, desde o início, acreditou que a realização desse sonho seria possível, me apoiou e deu sustentação acadêmica transformando este projeto em realidade. A meu querido amigo Engenheiro Antônio Luiz Dal Bello, que nunca mediu esforços em ajudar nos ensaios de dureza. Ao Raphael Ferreira, do Laboratório LFS da Escola Politécnica da USP. A todos os professores e colegas desta honrosa Instituição que me deram base aos estudos e pesquisas, sem as quais não poderia progredir com este projeto..

(7) "Ser humilde é não ter vergonha de saber menos e não ter orgulho de saber mais.".

(8) Resumo O aço inoxidável AISI 420 é muito utilizado na fabricação de palhetas para turbina a vapor. Devido à geometria delgada desse componente, o seu fresamento é feito normalmente com fluido refrigerante para evitar danos dimensionais e estruturais. Durante o fresamento em condições de alto avanço, necessário para se obter maior produtividade, tem-se um avanço por dente elevado e consequentemente uma alta velocidade de avanço. O uso de fluido refrigerante pode gerar uma região de corte com camada superficial endurecida devido ao rápido resfriamento dessa superfície, onde são geradas altas temperaturas pelas condições de usinagem, dando origem a alteração da microestrutura que será denominada de "micro têmpera superficial". Essa alteração acelera o desgaste da ferramenta e, consequentemente, diminui a sua vida. Para estudar o que foi proposto, estabeleceu-se um critério de fim de vida da ferramenta. Fresaram-se diversos blocos de aço inoxidável AISI 420 com fluido refrigerante até atingir o critério de fim de vida estabelecido. Após análise da superfície fresada por MEV não foi identificado o aparecimento de austenita e de martensita, que são fases características após a têmpera deste tipo de aço, porém foi encontrada uma alteração na microestrutura do material diferente da prevista na literatura. Foi analisada a possível correlação do desgaste da vida da ferramenta com o resultado dessa análise. Fez-se também medições de micro dureza nos corpos de prova, sendo possível identificar uma variação de dureza próxima à superfície fresada..

(9) Abstract Stainless steel AISI 420 is widely used in the manufacture of steam turbine vanes, and because of its thin geometry, milling is normally done with coolant to avoid dimensional and structural damage. During high-feed milling, which is necessary to increase the productivity, there is a high feed per tooth and therefore a high feed speed. The use of coolant can generate a hardened surface layer due to the rapid cooling of this surface, where high temperatures are generated by the machining conditions, resulting in a change in the microstructure that will be called "micro surface tempering". This change increases tool wear rate and consequently decreases tool life. In order to study what was proposed, an end of tool life criteria was established. Several AISI 420 stainless steel blocks were milled with coolant until the established end of tool life criteria were achieved. After analysis of the milled surface by SEM, the appearance of austenite and martensite, which are characteristic phases after the tempering of this type of steel, was not identified, however a change in the structure of the material was found different from that predicted in the literature. The possible correlation of tool wear with the result of this analysis was analyzed. Micro hardness measurements were also carried out on the specimens, and it is possible to identify a variation of hardness close to the milled surface..

(10) Lista de Figuras. FIGURA 1.1 - ROTOR DE TURBINA A VAPOR COM MÚLTIPLOS ESTÁGIOS. ................ 19 FIGURA 1.2 - EXEMPLOS DE RODAS QUE COMPÕEM UM ROTOR DE TURBINA A VAPOR. ............................................................................................................................................... 19 FIGURA 1.3 - CARCAÇA DE TURBINA A VAPOR COM DIVERSOS BLOCOS EXPANSORES, TAMBÉM CHAMADOS DE PALHETAS FIXAS. ........................................... 20 FONTE: ARQUIVO PESSOAL ........................................................................................................ 20 FIGURA 1.4 - PALHETAS PARA TURBINA A VAPOR E DOIS BLOCOS EXPANSORES DESTACADOS NA IMAGEM. ........................................................................................................ 20 FONTE: ARQUIVO PESSOAL. ....................................................................................................... 20 FIGURA 2.1.1 - TEMPERATURA EM FUNÇÃO DA VELOCIDADE DE CORTE (SCHUTZER E SCHULZ, 2003). ..................................................................................................... 23 FIGURA 2.1.2 - VARIAÇÃO TÍPICA DA DISTRIBUIÇÃO DE ENERGIA DE CORTE COM A VELOCIDADE DE CORTE (DINIZ, MARCONDES E COPPINI, 2013). .............................. 24 FIGURA 2.3.1 - INSERTOS E FERRAMENTAS DE FRESAMENTO COM GEOMETRIA QUE POSSUEM UM ÂNGULO DE POSIÇÃO KR PEQUENO. .................................................. 28 FIGURA 2.3.2 - A PROFUNDIDADE DE CORTE AP INFLUENCIA A ESPESSURA DE CAVACO, HEX, E O ÂNGULO DE POSIÇÃO KR, ONDE IC É O DIÂMETRO DO INSERTO. .............................................................................................................................................................. 28 FIGURA 2.5.1 - DIAGRAMA PSEUDOBINÁRIO DO SISTEMA FE-C-CR (BUNGARDT, 1958, APUD PINEDO, 2004). ........................................................................................................... 33 FIGURA 2.5.2 - MEV DA MICROESTRUTURA DA AMOSTRA HEAT2 DE AÇO INOXIDÁVEL AISI 420, FORNECIDA NA CONDIÇÃO SEM TRATAMENTO TÉRMICO (BARLOW E DU TOIT, 2012).......................................................................................................... 34.

(11) FIGURA 2.5.3 - MEV DA MICROESTRUTURA DA AMOSTRA HEAT2 DE AÇO INOXIDÁVEL AISI 420, APÓS AUSTENITIZAÇÃO POR 15MIN A 1000ºC E TEMPERADO EM ÓLEO (BARLOW E DU TOIT, 2012). ..................................................................................... 34 FIGURA 2.5.4 - MICROSCOPIA ÓPTICA DA MICROESTRUTURA DA AMOSTRA HEAT1 DE AÇO INOXIDÁVEL AISI 420, APÓS AUSTENITIZAÇÃO POR 15MIN A 1050ºC E TEMPERADO EM ÓLEO. AMPLIAÇÃO 200X (BARLOW E DU TOIT, 2012). ..................... 35 FIGURA 2.5.5 - MICROESTRUTURA DO AÇO AISI 420 NO ESTADO RECOZIDO. REAGENTE DE VILELLA. (PINEDO, 2004) ................................................................................ 35 FIGURA 2.5.7 - MICROESTRUTURA DO AÇO INOXIDÁVEL AISI 420 AUSTENITIZADO EM DIVERSAS TEMPERATURAS. (A) 1050 ºC, (B) 1015 ºC, (C) 980 ºC E (D) MEV A 980 ºC (ISFAHANY, SAGHAFIAN E BORHANI, 2011). .................................................................... 37 FIGURA 2.5.8 - EFEITO DO TEMPO DE AUSTENITIZAÇÃO EM MINUTOS E DA TEMPERATURA EM ºC NA DUREZA EM HRC (ISFAHANY, SAGHAFIAN E BORHANI, 2011). ................................................................................................................................................... 38 FIGURA 3.1 - CORPOS DE PROVA 1 E 2 ANTES DO FRESAMENTO................................... 39 FIGURA 3.2 - EXEMPLO DE CORPO DE PROVA DEPOIS DE FRESADO E CORTE DA SEÇÃO TRANSVERSAL DA AMOSTRA PARA ANÁLISE. ..................................................... 39 FIGURA 3.3 - DESENHO ESQUEMÁTICO DAS PASTILHAS PARA CÁLCULO DO DIÂMETRO EFETIVO DE CORTE. ............................................................................................... 41 FIGURA 4.1.1 - MICROESTRUTURA DO AÇO INOXIDÁVEL AISI 420 APÓS USINAGEM EM ALTO AVANÇO COM REFRIGERAÇÃO. AMPLIAÇÃO 500X CENTRO2, REGIÃO PRÓXIMA AO CENTRO COM DE DUREZA 187 HV0,3. REAGENTE DE VILELLA. ........... 45 FIGURA 4.1.2 - MICROESTRUTURA DO AÇO INOXIDÁVEL AISI 420 APÓS USINAGEM EM ALTO AVANÇO COM REFRIGERAÇÃO. AMPLIAÇÃO 500X CENTRO1, OUTRA REGIÃO PRÓXIMA AO CENTRO COM DUREZA 187 HV0,3 .REAGENTE DE VILELLA. . 45 FIGURA 4.1.3 - MICROESTRUTURA DO AÇO INOXIDÁVEL AISI 420 APÓS USINAGEM EM ALTO AVANÇO COM REFRIGERAÇÃO. AMPLIAÇÃO 200X, SUPERFÍCIE, COM.

(12) MARCAS DE DUREZA HV0,3 E HV0,05. VALORES DAS DUREZAS HV0,3: 244 A 40 µM; 237 A 146 µM E 214 A 307 µM. REAGENTE DE VILELLA. ............................................................. 46 FIGURA 4.1.4 - MICROESTRUTURA DO AÇO INOXIDÁVEL AISI 420 APÓS USINAGEM EM ALTO AVANÇO COM REFRIGERAÇÃO. AMPLIAÇÃO 500X HV0,05, SUPERFÍCIE, COM MARCAS DE DUREZA HV0,05. VALORES DAS DUREZAS HV0,05: 423-429 A 16 µM E 268 A 102 µM. REAGENTE DE VILELLA. ............................................................................... 46 FIGURA 4.2.1 - CORPO PROVA A1, MICROESTRUTURA DO AÇO AISI 420 APÓS USINAGEM EM AVANÇO NORMAL SEM REFRIGERAÇÃO. AUMENTO 500X, COM ATAQUE VILELA. REGIÃO PRÓXIMA À SUPERFÍCIE USINADA DO LADO DIREITO DA IMAGEM, CUJA USINAGEM PROVOCA DISSOLUÇÃO DE CARBONETOS. ............. 47 FIGURA 4.2.2 - CORPO PROVA A1, MICROESTRUTURA DO AÇO AISI 420 APÓS USINAGEM EM AVANÇO NORMAL SEM REFRIGERAÇÃO. AUMENTO 1000X, COM ATAQUE VILELA. REGIÃO PRÓXIMA À SUPERFÍCIE USINADA DO LADO DIREITO DA IMAGEM...................................................................................................................................... 48 FIGURA 5.2.1 - FOTO FEITA COM MICROSCÓPIO ÓPTICO DA ARESTA 3 DE UM DOS INSERTOS DO 1º JOGO UTILIZADO NO ENSAIO (FAS1) DE FIM DE VIDA COM PARÂMETROS DE CORTE VC1/FZ1 SEM FLUIDO REFRIGERANTE. .................................... 50 FIGURA 5.2.2 - MEV DA ARESTA 3 DE UM DOS INSERTOS DO 1º JOGO UTILIZADO NO ENSAIO (FAS1) DE FIM DE VIDA COM PARÂMETROS DE CORTE VC1/FZ1 SEM FLUIDO REFRIGERANTE. ............................................................................................................. 50 FIGURA 5.2.3 - MEV COM EDS DA ARESTA 3 DE UM DOS INSERTOS DO 1º JOGO UTILIZADO NO ENSAIO (FAS1) DE FIM DE VIDA COM PARÂMETROS DE CORTE VC1/FZ1 SEM FLUIDO REFRIGERANTE. ...................................................................................... 51 FIGURA 5.2.4 - MEV COM EDS QUANTITATIVO (% EM MASSA) DE CADA ELEMENTO QUÍMICO PRESENTE NA ARESTA 3 DE UM DOS INSERTOS DO 1º JOGO UTILIZADO NO ENSAIO (FAS1) DE FIM DE VIDA COM PARÂMETROS DE CORTE VC1/FZ1 SEM FLUIDO REFRIGERANTE. ............................................................................................................. 51.

(13) FIGURA 5.2.5 - FOTO FEITA COM MICROSCÓPIO ÓPTICO DA ARESTA 2 DE UM DOS INSERTOS DO 1º JOGO UTILIZADO NO ENSAIO (IAS1) DE INÍCIO DE VIDA COM PARÂMETROS DE CORTE VC1/FZ1 SEM FLUIDO REFRIGERANTE..................................... 52 FIGURA 5.2.6 - MEV DA ARESTA 2 DE UM DOS INSERTOS DO 1º JOGO UTILIZADO NO ENSAIO (IAS1) DE INÍCIO DE VIDA COM PARÂMETROS DE CORTE VC1/FZ1 SEM FLUIDO REFRIGERANTE. ............................................................................................................. 53 FIGURA 5.2.7 - MEV COM EDS QUANTITATIVO (% EM MASSA) DE CADA ELEMENTO QUÍMICO PRESENTE NA ARESTA 2 DE UM DOS INSERTOS DO 1º JOGO UTILIZADO NO ENSAIO (IAS1) DE INÍCIO DE VIDA COM PARÂMETROS DE CORTE VC1/FZ1 SEM FLUIDO REFRIGERANTE. ............................................................................................................. 53 FIGURA 5.2.8 - GRÁFICO DO DESGASTE DO INSERTO LEVANDO EM CONSIDERAÇÃO O DESGASTE VB MÉDIO DA COBERTURA EM FUNÇÃO DAS CONDIÇÕES DE USINAGEM......................................................................................................... 54 FIGURA 5.3.1 - MEDIÇÕES DE DUREZA HV0,05 FEITAS NA AMOSTRA (IAS1) NO ENSAIO DE INÍCIO DE VIDA COM PARÂMETROS DE CORTE VC1/FZ1 COM FLUIDO REFRIGERANTE. .............................................................................................................................. 55 FIGURA 5.3.2 - DUREZA VICKERS EM RELAÇÃO A CONDIÇÃO DE USINAGEM ......... 56 FIGURA 5.3.3 - DUREZA HRC EM RELAÇÃO A CONDIÇÃO DE USINAGEM ................... 56 FIGURA 5.3.4 - MEV COM EDS EM UMA REGIÃO DA AMOSTRA FAC1/FAC2 COM ALTO TEOR DE CROMO. ............................................................................................................... 57 FIGURA 5.4.1 - MEV PRÓXIMO À BORDA DA AMOSTRA IAC1, ONDE FORAM REALIZADAS AS MEDIÇÕES DE DUREZA VICKERS HV0,05. ................................................. 57 FIGURA 5.4.2 - EDS PRÓXIMO À BORDA DA AMOSTRA IAC1, ONDE FORAM REALIZADAS AS MEDIÇÕES DE DUREZA VICKERS HV0,05. AS REGIÕES MAIS AMARELAS POSSUEM MAIOR TEOR DE CROMO. ................................................................ 58 FIGURA 5.4.3 - MEV PRÓXIMO A BORDA DA AMOSTRA IAC1 ONDE O FRESAMENTO POSSUI DIREÇÃO DE AVANÇO ORTOGONAL AO PLANO DA IMAGEM, COM SENTIDO ENTRANDO NELA. ....................................................................................................... 58.

(14) FIGURA 5.4.4 - MEV PRÓXIMO AO CENTRO DA AMOSTRA ENTRE AS FACES IAC1 E IAC2. .................................................................................................................................................... 59 FIGURA 5.4.5 - MEV PRÓXIMO AO CENTRO DA AMOSTRA ENTRE AS FACES FAS1 E FAS2. ................................................................................................................................................... 59 FIGURA 5.4.6 - EDS PRÓXIMO AO CENTRO DA AMOSTRA ENTRE AS FACES FAS1 E FAS2 ONDE A PARTE SUPERIOR APRESENTA MENOR TEOR DE CROMO DISSOLVIDO NA MATRIZ. ............................................................................................................ 60 FIGURA 5.4.7 - MEV PRÓXIMO A BORDA DA AMOSTRA IAC1 COM CARBONETOS DE CROMO DISSOLVIDOS, EVIDENCIADOS PELA FALTA DA PRESENÇA DE CROMO EM IMAGENS FEITAS COM EDS. ....................................................................................................... 61 FIGURA 5.4.8 - MEV PRÓXIMO A BORDA DA AMOSTRA IAC1 EM OUTRA REGIÃO. . 61 FIGURA 5.4.9 - MEV CERCA DE 200 MICRONS DA BORDA DA AMOSTRA IAC1. ......... 61 FIGURA 5.4.10 - MEV PRÓXIMO A BORDA DA AMOSTRA IAC2 COM AMPLIAÇÃO DE 3.000 VEZES....................................................................................................................................... 62 FIGURA 5.4.11 - MEV PRÓXIMO A BORDA DA AMOSTRA FAC1. ...................................... 62 FIGURA 5.4.12 - MEV DE UMA PEÇA, EM AÇO INOXIDÁVEL AISI 420, COM DUREZA DE 52,8 HRC A 53,5 HRC, AMPLIAÇÃO DE 3.000 VEZES. ....................................................... 63 FIGURA 5.4.13 - MEV DE UMA PEÇA, EM AÇO INOXIDÁVEL AISI 420, COM DUREZA DE 52,8 HRC A 53,5 HRC, AMPLIAÇÃO DE 6.000 VEZES. ....................................................... 63 FIGURA 5.4.14 - MEV DE UMA PEÇA EM AÇO INOXIDÁVEL AISI 420 COM DUREZA DE 52,8 HRC A 53,5 HRC, AMPLIAÇÃO DE 3.000 VEZES. ....................................................... 64 FIGURA 5.4.15 - EDS DE UMA PEÇA EM AÇO INOXIDÁVEL AISI 420 COM DUREZA DE 52,8 HRC A 53,5 HRC. ........................................................................................................................ 64.

(15) Lista de Tabelas TABELA 2.5.1 - COMPOSIÇÃO QUÍMICA (% EM MASSA) DO AÇO INOXIDÁVEL AISI 420 ........................................................................................................................................................ 31 TABELA 2.5.2 - COMPOSIÇÃO QUÍMICA COM % EM MASSA DAS AMOSTRAS HEAT1 E HEAT 2. ........................................................................................................................................... 33 TABELA 3.1 - COMPOSIÇÃO QUÍMICA (% EM MASSA) DO AÇO INOXIDÁVEL AISI 420 CONFORME CERTIFICADO DO FORNECEDOR 14734 ........................................................... 41 TABELA 3.2 - VARIÁVEIS UTILIZADAS NOS EXPERIMENTOS. ........................................ 42 TABELA 3.3 - COMBINAÇÕES DE TODOS OS ENSAIOS UTILIZADOS NO EXPERIMENTO................................................................................................................................. 42 TABELA 3.4 - CÓDIGO DE IDENTIFICAÇÃO DOS CORPOS DE PROVA DE ACORDO COM AS COMBINAÇÕES DE PARÂMETROS ........................................................................... 43 TABELA 3.5 - CÓDIGO DE IDENTIFICAÇÃO DOS CORPOS DE PROVA DE ACORDO COM AS COMBINAÇÕES DE PARÂMETROS ........................................................................... 43 TABELA 5.1.1 - TEMPO DE USINAGEM DE CADA CORPO DE PROVA ............................. 49.

(16) Lista de Abreviaturas e Siglas fz – avanço por dente ae – largura de corte ap – profundidade de corte bs – fase plana da pastilha cBN – nitreto de boro cúbico CN – comando numérico CNC – controle numérico computadorizado D - diâmetro de ferramenta Defet - diâmetro efetivo de corte iC - diâmetro do inserto e – largura usinada da peça f ou fn – avanço por rotação h – espessura de cavaco hmáx – espessura máxima do cavaco hmed ou hm – espessura média do cavaco ISO – tipo de padronização j – parâmetro de afastamento para o fresamento frontal assimétrico Ks1 – parâmetro constante do material para forças de corte Ksm – parâmetro calculado com auxílio de hmed e Ks1 vc – velocidade de corte vf – velocidade de avanço n – rotação da ferramenta η – ângulo da direção efetiva de corte kr – ângulo de posição da ferramenta Ψ ou φ – o ângulo do dente na peça Ψ0 ou φ0 – o ângulo total de usinagem TiAlN – Nitreto de Titânio Alumínio TiN - Nitreto de Titânio CVD - deposição química a vapor.

(17) PVD - deposição física a vapor VB - desgaste de flanco.

(18) Sumário 1. INTRODUÇÃO......................................................................................................................... 19. 2. REVISÃO DA LITERATURA ................................................................................................ 23 2.1. TEMPERATURA NO FRESAMENTO E FLUIDO DE REFRIGERAÇÃO ..... 23. 2.2. USINABILIDADE DO AÇO INOXIDÁVEL ....................................................... 25. 2.3. USINAGEM EM ALTO AVANÇO ....................................................................... 27. 2.4. VIDA DA FERRAMENTA E CRITÉRIOS DE FIM DE VIDA ......................... 29. 2.5. TRATAMENTO TÉRMICO DO AÇO INOXIDÁVEL AISI 420....................... 31. 3. METODOLOGIA ..................................................................................................................... 39. 4. RESULTADOS E DISCUSSÕES PRELIMINARES ............................................................ 44 4.1. METALOGRAFIA DA SEÇÃO TRANSVERSAL DAS PEÇAS USINADAS. COM ALTO AVANÇO E COM REFRIGERAÇÃO.................................................................. 44 4.2. METALOGRAFIA DA SEÇÃO TRANSVERSAL DAS PEÇAS USINADAS. COM AVANÇO NORMAL E SEM REFRIGERAÇÃO ........................................................... 47 5. ENSAIOS E RESULTADOS ................................................................................................... 49 5.1. ENSAIOS .................................................................................................................. 49. 5.2. MEDIÇÕES DE DESGASTE VB .......................................................................... 50. 5.3. MEDIÇÕES DE DUREZA ..................................................................................... 55. 5.4. METALOGRAFIA E IMAGENS FEITAS NO MEV .......................................... 57. 6. CONCLUSÕES ......................................................................................................................... 66. 7. REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS ..................................................................................... 67.

(19) 19. 1. Introdução. Turbina a vapor é uma máquina rotativa que consome energia térmica de vapor d´água transformando-a em energia mecânica. Em seu interior possui um rotor com palhetas que fazem o movimento de rotação pela passagem do vapor. Se for de múltiplos estágios, o rotor possui diversas rodas, Fig. 1.. Rodas com palhetas. 250 mm. Figura 1.1 - Rotor de turbina a vapor com múltiplos estágios. Fonte: arquivo pessoal. Cada roda que compõe o rotor possui, em média, dezenas ou até centenas de palhetas, Fig. 2, com diversos formatos e tamanhos. São dimensionadas conforme a necessidade de geração de energia pela turbina. 200 mm 100 mm. Roda. Figura 1.2 - exemplos de rodas que compõem um rotor de turbina a vapor. Fonte: arquivo pessoal..

(20) 20. O rotor é montado em uma carcaça que possui em seu interior blocos expansores, Fig. 3, com perfil em formato de gota para redirecionar o fluxo de ar que sai de um estágio (roda) antes de entrar no próximo estágio garantindo o sentido de giro e a variação de pressão especificada em projeto. 150 mm. Blocos expansores. Figura 1.3 - Carcaça de turbina a vapor com diversos blocos expansores, também chamados de palhetas fixas. Fonte: arquivo pessoal As peças, objeto que motivaram o estudo neste trabalho, possuem geometrias complexas e perfis delgados com baixa espessura de parede, apresentadas na Fig. 4. 50 mm. 100 mm. Blocos expansores Figura 1.4 - Palhetas para turbina a vapor e dois blocos expansores destacados na imagem. Fonte: arquivo pessoal. As palhetas e os blocos expansores são fabricados, normalmente, em aço inoxidável AISI 410 ou AISI 420 (SALEHI; AKBARI; RAVARI, 2010) de acordo com a especificação do cliente, devido à sua alta resistência à corrosão (MATHEW; VARMA; KURIAN, 2014) e por permitir endurecimento por tratamento térmico..

(21) 21. Devido a essa propriedade de poderem ser tratados termicamente e como durante a usinagem tem-se temperaturas elevadas na região de corte, podem ocorrer mudanças microestruturais na superfície que influenciam a usinagem elevando o desgaste da ferramenta. Nos diversos processos de usinagem, existem determinadas condições de contorno, tais como parâmetros de corte, necessidade de refrigeração ou lubrificação, tipo de máquinaferramenta, fixação da peça, dentre outras. O tema do presente trabalho surgiu de uma aplicação prática. No desenvolvimento do processo de fresamento de blocos expansores de turbina à vapor, testou-se vários modelos de insertos, com classes e coberturas diferentes. Constatou-se que a classe de pastilha mais indicada por um determinado fabricante não apresentou um rendimento satisfatório, pois além de apresentar um desgaste prematuro, também apresentou avarias, chegando no limite à fratura, pouco comum para usinagem em questão. As classes recomendadas, T350M (ISO P35, M30, S25) com cobertura CVD (deposição química a vapor) de carbonitreto de titânio Ti(C,N) e alumina Al2O3 e/ou a classe F40M (ISO P40, M35, S30) com cobertura PVD (deposição física a vapor) de nitreto de titânio alumínio (Ti,Al)N e nitreto de titânio (TiN), possuem maior tenacidade e menor resistência ao desgaste, mas durante a usinagem apresentaram desgaste prematuro com cerca de 5 minutos de usinagem e avarias, inclusive com quebra do inserto. A classe não recomendada, MS2500 (ISO S25) com cobertura CVD de carbonitreto de titânio Ti(C,N) e alumina Al2O3, possui menor tenacidade e maior resistência ao desgaste e proporcionou maior vida, com cerca de 30 minutos de usinagem, menor desgaste e avaria. A recomendação de aplicação dessa classe é para usinagem de superligas. Isso chamou a atenção para que alguma alteração da microestrutura superficial pudesse estar acontecendo, como o aparecimento de uma "micro têmpera superficial" durante a usinagem da peça. No caso desta usinagem, há necessidade de remoção de material em desbaste com alta produtividade, ou seja, tem-se que remover uma grande quantidade de material em um curto espaço de tempo para que o processo seja viável economicamente. Porém, esse tipo de usinagem gera muito calor para o conjunto máquina-dispositivo-ferramenta-peça, causando deformação geométrica da peça devido à sua dilatação e possível alteração da sua microestrutura que apresentou coloração marrom-azulada após cerca de 10 minutos de usinagem. Ocorreu também o travamento do suporte da ferramenta no eixo árvore da máquina devido à dilatação, com possível.

(22) 22. dano estrutural da máquina em função da dilatação dos rolamentos do eixo árvore e, devido às características da peça, essa geração de calor se tornou um problema. Para resolver o problema gerado pelo calor durante o fresamento, foi necessária a utilização de fluido refrigerante, que ocasionou um desgaste prematuro dos insertos recomendados pelo fabricante para o material da peça que é o aço inoxidável AISI 420. Após a metalografia dos corpos de prova, constatou-se uma mudança na microestrutura próxima à superfície usinada, bem como da dureza nesta região, formando um gradiente da superfície para o interior da peça. Provavelmente, devido a essa alteração da microestrutura e da dureza, foi necessária a escolha de outra classe e cobertura do inserto. Fez-se então uma análise da influência dessa "micro têmpera superficial" na vida da ferramenta. Após a conclusão do trabalho, foi possível concluir que, para usinagem em alto avanço do aço inoxidável AISI 420, o recomendável é utilizar insertos com substrato menos tenaz e mais resistente ao desgaste. A cobertura de alumina Al2O3 contribui na usinagem devido a baixa condutividade térmica, a alta dureza a quente e a alta estabilidade química..

(23) 23. 2. Revisão da literatura. 2.1Temperatura no fresamento e fluido de refrigeração. Durante o fresamento a temperatura se deve basicamente à formação do cavaco, onde praticamente toda energia mecânica se transforma em energia térmica. As principais fontes geradoras de calor no processo são a deformação e o cisalhamento do cavaco no plano de cisalhamento, o atrito da ferramenta com a peça e o atrito da ferramenta com o cavaco (DINIZ, MARCONDES e COPPINI, 2013). A Fig. 2.1.1 mostra que, durante o fresamento de aços, a temperatura pode atingir valores de 1000 ºC para velocidade de corte de 90 m/min e de 1300 ºC para velocidade de corte de 260 m/min. ≈ 1300ºC. ≈ 1000ºC. 90 m/min 260 m/min. Figura 2.1.1 - Temperatura em função da velocidade de corte (SCHUTZER e SCHULZ, 2003). De forma genérica, a distribuição típica de energia gerada durante a usinagem ocorre com a maior parte do calor sendo dissipada pelo cavaco, uma parte menor pela peça e uma quantia ainda.

(24) 24. menor pela ferramenta. A Fig. 2.1.2 mostra que, quanto maior a velocidade de corte, maior a porcentagem do calor total que é dissipado pelo cavaco. Dependendo da quantidade de calor que vai para peça, pode ocorrer dilatação térmica, dificultando a obtenção de tolerâncias apertadas, bem como danos à microestrutura superficial e deformação geométrica da peça (DINIZ, MARCONDES e COPPINI, 2013).. Figura 2.1.2 - Variação típica da distribuição de energia de corte com a velocidade de corte (DINIZ, MARCONDES e COPPINI, 2013). As altas temperaturas na superfície de saída influenciam diretamente os mecanismos de desgaste da ferramenta, como abrasão, difusão e diminuição de resistência mecânica. Elevadas temperaturas na superfície de folga podem causar alterações na microestrutura, nas tensões residuais e nas propriedades do material da peça, afetando o desgaste de flanco, além de falhas da ferramenta (ACKROYD et al., 2001). Dependendo do processo de fabricação e da aplicação da peça, é importante conhecer o calor gerado durante a usinagem e a forma como ele é dissipado. A temperatura máxima na superfície de saída ou na superfície de folga da ferramenta vai determinar a sua vida. Da mesma forma, uma deformação subsuperficial, alterações da microestrutura metalúrgica na superfície usinada e tensões residuais dependem da temperatura máxima, do gradiente de temperatura e da.

(25) 25. taxa de resfriamento da peça. A escolha correta do material da ferramenta e do fluido de corte também depende da temperatura (KOMANDURI e HOU, 2001). O fluido de corte pode atuar como refrigerante e/ou lubrificante. Para fresamento de palhetas de turbina a vapor, com geometrias complexas e delgadas, para minimizar a deformação da peça durante a usinagem devido às altas temperaturas geradas na região de corte quando se trabalha com alto avanço por dente e com velocidades de corte relativamente elevadas, é necessário utilizar fluido refrigerante. Em altas velocidades de corte o fluido tem função refrigerante. Em baixas velocidades de corte e quando há altas tensões de corte possui a função de lubrificante, e reduzindo a força de corte, melhora a vida da ferramenta, a precisão dimensional da peça, o acabamento superficial e ainda auxilia na quebra do cavaco facilitando o seu transporte. Protege também a máquina e a peça contra oxidação (TRENT, 1991, apud TEIXEIRA FILHO, 2006; EL BARADIE, 1996; KUSTAS et al., 1997). As funções mais importantes dos fluidos de corte são de retirar o calor gerado e de lubrificar a região de corte (BOOTHROYD et al. 1989, apud TEIXEIRA FILHO, 2006).. 2.2Usinabilidade do aço inoxidável. A usinabilidade pode ser entendida como uma grandeza tecnológica que expressa um conjunto de propriedades de usinagem de um material em comparação a outro material, tomado como padrão. A usinabilidade é entendida como a dificuldade de um material ser usinado, dificuldade esta ligada aos parâmetros mensuráveis do processo, tais como vida de ferramenta, acabamento superficial da peça, esforços de corte, temperatura de corte, produtividade e características do cavaco (DINIZ, MARCONDES e COPPINI, 2013). A usinabilidade depende de fatores metalúrgicos do material e das condições de usinagem, como dureza, composição química, das propriedades mecânicas do material, tratamentos térmicos, operações anteriores a quente ou a frio, características da ferramenta, condições de refrigeração, rigidez do sistema máquina-ferramenta-peça-dispositivo de fixação e tipos de trabalho executados pela ferramenta (DINIZ, MARCONDES e COPPINI, 2013)..

(26) 26. Na usinagem de aços inoxidáveis, geralmente, tem-se vida curta da ferramenta, taxa de remoção de material limitada, grandes forças de corte e alto consumo de potência, devido principalmente à alta resistência mecânica em temperaturas elevadas, ao rápido encruamento durante a usinagem e à alta reatividade com a maioria dos materiais das ferramentas em altas velocidades de corte (LIN, 2002). A dureza é um parâmetro ligado à resistência mecânica, de modo que um material com maior resistência mecânica, em geral, apresenta maior dureza. Materiais com alta resistência mecânica apresentam menor usinabilidade devido aos maiores esforços de corte e desgastes que diminuem a vida de ferramenta. Entretanto, materiais de dureza muito baixas e muito dúcteis, que têm muita deformação plástica até a fratura, além da dificuldade para obter melhores valores de rugosidade, facilitam a formação de aresta postiça de corte. Assim, a usinabilidade de materiais muito dúcteis é melhorada através de aplicação de trabalho a frio. Já que os cavacos formados tornam-se curtos com baixo atrito com a superfície de saída da ferramenta, com o custo do aumento da dureza e da resistência mecânica (DINIZ, MARCONDES e COPPINI, 2013). Materiais com elevada condutividade térmica apresentam melhor usinabilidade, pois o calor gerado pela usinagem é dissipado rapidamente, retirado da região de corte, o que diminui o desgaste da ferramenta. Entretanto, o calor pode fazer com que os problemas decorrentes da alta ductilidade de um material sejam intensificados e aumentar a dilatação térmica, crucial, sobretudo nas operações de acabamento. Necessita-se de sistema de refrigeração eficiente para usinagem de metais com alta condutividade térmica (DINIZ, MARCONDES e COPPINI, 2013). Os aços inoxidáveis possuem baixa condutividade térmica que influenciam a força de corte. Altas velocidades de corte e altas velocidades de avanço produzem altas temperaturas devido ao menor tempo para deformação do material e aumento da geração de calor (THAMIZHMANII e HASAN, 2011). A taxa de encruamento influi na energia necessária para a formação do cavaco. O aumento da resistência mecânica por deformação plástica é chamado de encruamento. Um material com alta taxa de encruamento tem a resistência muito aumentada quando submetida a um nível de deformação plástica, o que confere elevada dureza a uma camada superficial. Assim, o material requer muita energia para que o cavaco seja formado e a tendência à formação de aresta postiça de corte é aumentada. É interessante a usinagem com arestas de corte afiadas e que o material.

(27) 27. seja usinado com encruamento prévio, o que diminui a zona plástica. Aços inoxidáveis austeníticos possuem alta taxa de encruamento. (DINIZ, MARCONDES e COPPINI, 2013) Os aços inoxidáveis martensíticos podem apresentar endurecimento secundário em algumas faixas de temperatura, o que diminui a sua ductilidade e aumenta a sua dureza. A adição de níquel aumenta a tenacidade do material. A retirada de calor é importante, pois a reaustenitização produz a presença de martensita não revenida, estrutura muito dura e frágil. O aço inoxidável martensítico AISI 410 é classificado como o material com composição básica para a família: adições de elementos de liga a esta composição básica conferem propriedades específicas de acordo com o objetivo de aplicação do material (COSTA E SILVA e MEI, 2013) São ligas de Fe-Cr-C, que, após endurecidos, apresentam uma microestrutura martensítica cristalina tetragonal de corpo centrado. O balanceamento de Cr e C é o que proporciona uma microestrutura martensítica. O teor de Cr varia entre 10,5 a 18% em massa e o teor de carbono não deve ser superior a 1,2% em massa. Quanto maior a quantidade de carbono menor a ductilidade e a tenacidade. São ferromagnéticos e podem ser tratados termicamente, além de serem resistentes à corrosão em ambientes de média agressividade. Para se obter uma melhora na resistência à corrosão, níquel em quantidades relativamente pequenas pode ser adicionado. Para melhorar a usinabilidade podem ser adicionados enxofre e selênio na liga (TEIXEIRA FILHO, 2006).. 2.3Usinagem em Alto Avanço. Usinagem em alto avanço é um processo para operações de desbaste ou para usinagem de materiais duros. Dependendo do avanço por dente, algumas partes da superfície são deixadas sem usinar. Isso leva a microestruturas superficiais específicas, que podem ser usadas para promover a adesão em processos de revestimento ou para preparar superfícies de acordo com requisitos de aplicação (ZABEL, SURMANN e PEUKER, 2008, apud TILLMANN, 2016). Um dos principais fatores que possibilita trabalhar com altas velocidades de avanço é o direcionamento das forças de corte na direção axial do eixo da máquina, onde há maior rigidez e como consequência menor tendência a vibração durante o fresamento. Para que isso possa.

(28) 28. acontecer é necessário que o ângulo de posição kr seja pequeno. Outro fator é a redução significativa da espessura máxima do cavaco, que permite usinar com faixas de velocidades de avanço extremamente altas sem sobrecarregar o inserto. Alguns exemplos de geometrias de insertos e ferramentas de fresamento são apresentados na Fig. 2.3.1.. Figura 2.3.1 - Insertos e ferramentas de fresamento com geometria que possuem um ângulo de posição kr pequeno. Há no mercado diversas geometrias e suportes de insertos intercambiáveis que permitem essa situação. Uma solução muito comum é a utilização de inserto redondo, no qual o ângulo de posição kr varia com a profundidade de corte. Usa-se normalmente com profundidades inferiores a 25% do diâmetro do inserto que traz como consequência geométrica um ângulo de posição kr pequeno. Apesar da baixa profundidade de corte, a alta velocidade de avanço vf permite uma taxa de remoção de material muito superior, em relação ao fresamento convencional, aumentando significativamente a produtividade com redução do desgaste do inserto. Na Fig. 2.3.2 é possível visualizar a influência da profundidade de corte no ângulo de posição kr em insertos redondos.. Figura 2.3.2 - A profundidade de corte ap influencia a espessura de cavaco, hex, e o ângulo de posição kr, onde IC é o diâmetro do inserto. A usinagem em alto avanço depende basicamente de 2 fatores limitantes, um mecânico, referente à inércia, e outro eletrônico, referente ao controle do CNC. Como a velocidade de.

(29) 29. avanço é alta, de até cerca de 10000 mm/min, as máquinas, como centros de usinagem, necessitam de alta capacidade de acelerar e desacelerar rapidamente e de alta taxa de transferência de dados, considerando que a trajetória da ferramenta é descrita como sendo diversos segmentos lineares (ARMONE, 1998, apud COELHO, 2010). O CAM (Computer Aided Manufacturing) calcula o tempo de usinagem basicamente dividindo o comprimento total de usinagem pela velocidade de avanço e não leva em consideração o tempo gasto devido às limitações da máquina e do CNC, podendo levar a discrepâncias bastante significativas (COELHO, 2010). Como o CAM considera que as taxas de transmissão de dados são rápidas o suficiente e que as velocidades de avanço são mantidas constantes durante o percurso da ferramenta, o cálculo do tempo de usinagem se torna bastante impreciso (MONREAL e RODRIGUES, 2003; YAN et al., 1999, apud COELHO, 2010). No caso de usinagem em alto avanço, se a máquina não possuir as características necessárias, em diversos momentos a velocidade de avanço não será atingida e, consequentemente, poderá haver uma alteração da temperatura na região de corte e também de um tempo maior de resfriamento.. 2.4Vida da Ferramenta e Critérios de fim de vida. Vida da Ferramenta (T) pode ser definida como sendo o tempo em que a ferramenta passa efetivamente cortando, descontados os tempos passivos, até que ela atinja um determinado critério de fim de vida (DINIZ, MARCONDES e COPPINI, 2013). Há uma série de critérios que podem ser adotados para o fim de vida de uma ferramenta, de acordo, basicamente, com sua aplicação, como desbaste com o máximo de aproveitamento da ferramenta sem levar em consideração outros fatores ou acabamento, onde a rugosidade e a tolerância geométrica da peça passam a ter um caráter muito importante. Como consequência, tem-se: ·. Desgastes tão elevados com risco de quebra da ferramenta em desbaste, onde o acabamento não é importante e nem a obtenção de tolerâncias apertadas..

(30) 30. ·. Desgaste da superfície de folga que não permite obtenção de tolerâncias apertadas, assim como bons acabamentos, situação crítica em operações de acabamento.. ·. Desgaste tão elevado que a temperatura de corte aumenta demais, passando do limite de resistência da ferramenta, comum em ferramentas de aço rápido.. ·. Desgastes elevados que aumentam a força de corte, causando vibrações ou excedendo o limite de potência da máquina.. Para melhorar a resistência ao desgaste da maioria das ferramentas de corte de metal duro, bem como dos insertos, há dois tipos principais de processos de deposição de coberturas, PVD (Deposição Física a Vapor) e por CVD (Deposição Química a Vapor). Além de reduzir os esforços de corte e aumentar a estabilidade química, os revestimentos apresentam benefícios para a vida da ferramenta e para o desempenho da usinagem (LAYYOUS, FREINEKL e ISRAEL, 1992; LUX, 1986; PRENGEL, PFOUTS e SANTHANAM, 1998). O PVD consiste na deposição de vapor através da condensação em forma de filme sobre o substrato, em temperaturas de 200 ºC a 500 ºC, com adição no filme de componentes com uso de um gás reativo na atmosfera do forno (BUNSHAH, 2001) apud (OLIVEIRA, 2007). O CVD, geralmente é definido como uma técnica de mistura de gases que interage com a superfície do substrato. A temperatura deve ser relativamente alta, da ordem de 1000 ºC (OLIVEIRA, 2007), resultando na decomposição da mistura dos gases que se deposita no substrato na forma de filme sólido (SUDARSHAN, 1989, apud OLIVEIRA, 2007)..

(31) 31. 2.5Tratamento térmico do aço inoxidável AISI 420. O aço inoxidável AISI 420 possui composição química conforme Tab. 2.5.1. Tabela 2.5.1 - Composição química (% em massa) do aço inoxidável AISI 420 C (%). Mn (%). Si (%). Cr (%). Ni. P (%). S (%). 0,15 min. 1,00% max. 1,00% max. 12,00 a 14,00%. -. 0,04% max. 0,03% max. Fonte: AMERICAN SOCIETY FOR METALS, 2005 Os aços inoxidáveis martensíticos foram desenvolvidos para satisfazer uma necessidade de materiais resistentes à corrosão e que podem ser endurecidas por tratamento térmico. Estes aços possuem elementos de liga como cromo entre 11,5 e 18,0% em massa e com até 0,6% de carbono. Foram projetados para serem totalmente austeníticos a temperaturas elevadas. Esta austenita pode, subsequentemente, ser endurecida por resfriamento, rápido ou lento, até à temperatura ambiente, a partir da temperatura de austenitização (SMITH, 1996, apud BARLOW e DU TOIT, 2012), que permite a transformação em martensita (SMITH, 1996; PICKERING, 1979, apud BARLOW e DU TOIT, 2012). Devido ao seu alto teor de elementos de liga, os aços inoxidáveis martensíticos demonstram excelente endurecimento (BARLOW e DU TOIT, 2012). Diferentemente de outros aços inoxidáveis, os martensíticos podem ser temperados para proporcionar alta resistência à tração e dureza. No entanto, estes aços geralmente têm baixa resistência à corrosão devido às limitações no teor de cromo e de níquel (BLETTON, 1990, apud CALLIARI, 2008). Existem algumas adições de elementos de liga que servem para aumentar a dureza e a resistência à corrosão. As mais comuns são nitrogênio (N), níquel (Ni) e molibdênio (Mo). Este último serve para aumentar a resistência à corrosão e para modificar a sequência de precipitação de carbonetos. Porém é importante controlar o teor de Mo com adições de N e de Ni para evitar o excesso de ferrita. O N pode ainda contribuir para modificar a precipitação de carboneto de cromo durante a têmpera, que influencia bastante a resistência à corrosão (KALUBA, W; KALUBA, T. e TAILLARD, 1999; LEDA, 1995; REVIE e UHLIG, 2011). Na transformação martensítica típica dos aços, a austenita, que apresenta estrutura cúbica de faces centradas, se transforma em martensita, uma fase metaestável, com estrutura tetragonal.

(32) 32. de corpo centrado. O surgimento dessa nova fase não altera a composição química. No fresamento em que se utiliza condições de alto avanço com velocidade de corte também elevada, a temperatura na região de corte deve passar de 900 ºC e como a aplicação do fluido de corte é necessária, ocorre um resfriamento muito rápido, impedindo os movimentos atômicos de difusão, favorecendo o aparecimento da fase martensítica. Ao contrário de outras transformações que está baseada na difusão atômica e no processo de nucleação e crescimento de uma nova fase no interior de uma fase existente, a transformação em martensita ocorre por cisalhamento de volumes discretos de material, com movimento simultâneo de átomos em distâncias interatômicas, que não caracterizam o movimento por difusão de átomos (SANTOS, 2006). Na Fig. 2.5.1 pode-se observar o diagrama pseudobinário do sistema Fe-C-Cr para a composição fixa de 13,0% de cromo (BUNGARDT, 1958, apud PINEDO, 2004). As principais transformações de fase ocorrem na composição base Fe-0,4%C-13%Cr, onde a linha tracejada no diagrama indica teor de 0,4% em massa de carbono. No aço inoxidável AISI 420 a solidificação se inicia pela formação de ferrita (α). No estado sólido, a característica mais importante é a presença do campo monofásico de estabilidade da austenita (γ), bifásico de austenita (γ)/carboneto M23C6 e trifásico de austenita (γ)/M23C6/M7C3, em uma ampla faixa de temperatura, que permite a têmpera do aço. Na temperatura ambiente, a microestrutura é composta de uma matriz ferrítica com carbonetos tipo M23C6. É importante salientar que, apesar do diagrama pseudobinário informar os campos de estabilidade de fases e os pontos de transformações, não é possível obter a fração das fases em equilíbrio ou sua composição (RHINES, 1956, apud PINEDO, 2004)..

(33) 33. Figura 2.5.1 - Diagrama pseudobinário do sistema Fe-C-Cr (BUNGARDT, 1958, apud PINEDO, 2004). Em 2012, BARLOW e DU TOIT estudaram o efeito do tratamento térmico de austenitização na microestrutura de duas amostras (HEAT1 e HEAT2) de aço inoxidável martensítico AISI 420 com a composição apresentada na Tab. 2.5.2. Tabela 2.5.2 - Composição química com % em massa das amostras HEAT1 e HEAT 2. Liga. Fonte: BARLOW e DU TOIT, 2012. A microestrutura da HEAT2, fornecida na condição recozida, conforme Fig. 2.5.2, é constituída de uma matriz ferrítica com dispersão de carbonetos esferoidizados tipo M23C6, único carboneto presente na condição recozido segundo Andrés et al. (1998). Porém, segundo BJARBO e HATTERSTRAND, (2001), aços com mais de 0,2% de carbono (% em massa) e com 12% a 13% de cromo (% em massa), possuem carbonetos M3C, M7C3 e M23C6. Relata ainda que a precipitação depende do tempo, precipitando primeiro o M3C, seguido pelo M7C3 e por último o.

(34) 34. M23C6, consistindo este último principalmente de ferro e cromo. As durezas encontradas nas amostras foram de 209±7 HV para HEAT 1 e 195±4 HV para HEAT 2 (BARLOW e DU TOIT, 2012).. Carbonetos M23C6 esferoidizados. 5 μm Figura 2.5.2 - MEV da microestrutura da amostra HEAT2 de aço inoxidável AISI 420, fornecida na condição sem tratamento térmico (BARLOW e DU TOIT, 2012). A microestrutura da HEAT2, conforme Fig. 2.5.3, apresenta carbonetos esferoidizados tipo M23C6 em uma matriz martensítica fina. A forma e a distribuição dos carbonetos sugerem que são precipitados não dissolvidos. As durezas encontradas nas amostras foram 664 ± 12 HV para HEAT 1 e 639 ± 10 HV para HEAT 2. Estes altos valores de dureza podem ser atribuídos à matriz martensítica fina e a baixa quantidade de austenita retida (BARLOW e DU TOIT, 2012).. Carbonetos bem pequenos 13 μm Figura 2.5.3 - MEV da microestrutura da amostra HEAT2 de aço inoxidável AISI 420, após austenitização por 15min a 1000ºC e temperado em óleo (BARLOW e DU TOIT, 2012)..

(35) 35. A microestrutura da HEAT1, conforme Fig. 2.5.4, apresenta partículas de carboneto bem definidas em uma matriz martensítica. Isto confirma que uma temperatura de austenitização de 1050 ºC ainda está abaixo da temperatura requerida para dissolver os precipitados de M23C6 nas duas amostras examinadas. As durezas encontradas nas amostras foram 678 ± 9 HV para HEAT1 e 665 ± 9 HV para HEAT 2 (BARLOW e DU TOIT, 2012).. Carbonetos bem pequenos 50 μm Figura 2.5.4 - Microscopia óptica da microestrutura da amostra HEAT1 de aço inoxidável AISI 420, após austenitização por 15min a 1050ºC e temperado em óleo. Ampliação 200x (BARLOW e DU TOIT, 2012). A Fig. 2.5.5 apresenta a microestrutura do aço inoxidável AISI 420 na condição recozido.. Carbonetos M23C6 esferoidizados. Figura 2.5.5 - Microestrutura do aço AISI 420 no estado recozido. Reagente de Vilella. (PINEDO, 2004) A dissolução gradual dos carbonetos até temperaturas de austenitização próximas de 1175°C, onde observa-se a dissolução completa dos carbonetos em ambas as amostras, afeta a.

(36) 36. quantidade de austenita retida, dureza e tamanhos de grãos dos aços. O efeito da temperatura de austenitização sobre a dureza é mostrado na Fig. 2.5.6. Os valores de dureza medidos nas amostras têm incremento pouco significativo até a temperatura de 1075ºC devido à dissolução gradual dos carbonetos M23C6, que eleva o teor de carbono da austenita em altas temperaturas. Embora haja austenita retida até a temperatura de 1075ºC, a quantidade não é suficiente para reduzir a dureza de forma significativa. Acima de 1075ºC, a quantidade de austenita retida aumenta significativamente com o aumento da temperatura devido ao aumento da dissolução de. Dureza (HV). carbonetos levando a uma considerável redução de dureza (BARLOW e DU TOIT, 2012).. Temperatura de austenitização (ºC) Figura 2.5.6 - Influência da temperatura de austenitização para HEATS 1 e 2 (com intervalo de confiança de 95%) (BARLOW e DU TOIT, 2012) A martensita em forma de agulha ou ripa é a fase mais comum na microestrutura após a têmpera. Carbonetos finos são visíveis a temperaturas mais baixas, porém, a quantidade de carbonetos diminui com o aumento da temperatura de austenitização de 980ºC para 1050ºC. A Fig. 2.5.7 mostra as diferentes microestruturas de acordo com a temperatura de austenitização (ISFAHANY, SAGHAFIAN E BORHANI, 2011)..

(37) 37. Martensita. Interface corroída. Carboneto. Figura 2.5.7 - Microestrutura do aço inoxidável AISI 420 austenitizado em diversas temperaturas. (a) 1050 ºC, (b) 1015 ºC, (c) 980 ºC e (d) MEV a 980 ºC (ISFAHANY, SAGHAFIAN e BORHANI, 2011). A temperatura de austenitização e o tempo possuem influência significativa sobre a dureza. De modo geral, a dureza elevada é devido à distribuição homogênea de martensita em forma de ripa ou agulha na microestrutura. A variação da dureza pode ser atribuída à combinação de dois fatores. Em primeiro lugar, o aumento de elementos de liga como cromo e carbono na austenita com o aumento de temperatura e em segundo lugar, a presença de austenita retida entre a martensita em forma de ripa ou agulha que normalmente aumenta com a temperatura de austenitização e tempo, e tem um efeito prejudicial sobre a dureza. A combinação desses fatores levaram às mais altas durezas nas amostras austenitizadas em 1050ºC. O efeito do tempo e da temperatura de austenitização na dureza é apresentado na Fig. 2.5.8 (ISFAHANY, SAGHAFIAN e BORHANI, 2011)..

(38) 38. Dureza em HRC. min min min. Temperatura de austenitização em ºC Figura 2.5.8 - Efeito do tempo de austenitização em minutos e da temperatura em ºC na dureza em HRC (ISFAHANY, SAGHAFIAN e BORHANI, 2011)..

(39) 39. 3. Metodologia. No caso objeto desta pesquisa, por se tratar de uma operação de desbaste pesado em alto avanço, foi adotado como critério de comparação o desgaste após a usinagem de dois blocos com tamanhos padronizados de 118 mm x 51 mm x 38 mm de altura, sendo feita a medição do desgaste VB e a comparação com as diversas condições de usinagem. Os corpos de prova 1 e 2, conforme Fig. 3.1, foram utilizados para o início do ensaio.. Figura 3.1 - corpos de prova 1 e 2 antes do fresamento. Após a usinagem, os blocos ficaram com dimensional de 118 mm x 51 mm x 13,5 mm de altura. Foram cortadas amostras paralelas à face de 51 mm x 13,5 mm (seção transversal) e nesta face foi feita a preparação (polimento) para ataque químico com reagente de Vilella. Na Fig. 3.2 tem-se um exemplo de peça depois do fresamento e de um corte feito na seção transversal da amostra onde foi feito o polimento e o ataque químico. Face fresada. Face da seção transversal preparada para inspeção.. Figura 3.2 - Exemplo de corpo de prova depois de fresado e corte da seção transversal da amostra para análise..

(40) 40. Feita análise através de metalografia por MEV com detectores SE (elétrons secundários) e/ou BSE (retroespalhamento de elétrons), com integrador de EDS (espectroscopia por dispersão de energia de raios X), além de micro dureza para identificar a presença da "micro têmpera superficial" nas faces fresadas e a variação da dureza próxima a superfície em relação ao núcleo. Foi feita a correlação do desgaste da vida da ferramenta com o resultado dessa análise. A metodologia adotada para verificar a influência da "micro têmpera superficial" na vida da ferramenta foi baseada na variação da velocidade de corte, na condição da usinagem com e sem fluido refrigerante e no início e no fim de vida do inserto. Foi utilizado para o ensaio um centro de usinagem Marca Romi, modelo Discovery 560. Nos ensaios preliminares para escolha da pastilha com maior rendimento e resistência ao desgaste para o fresamento de faceamento com alto avanço de aço inoxidável AISI 420 com fluido refrigerante, nas condições de contorno impostas, foram testadas diversas geometrias e classes de insertos de vários fabricantes diferentes. Inicialmente a recomendação do fabricante foi a classe T350M (ISO P35, M30, S25) com cobertura CVD de carbonitreto de titânio Ti(C,N) e alumina Al2O3 e/ou a classe F40M (ISO P40, M35, S30) com cobertura PVD (deposição física a vapor) de nitreto de titânio alumínio (Ti,Al)N e nitreto de titânio (TiN), porém o inserto que proporcionou maior produtividade com menor desgaste e quebra foi a classe MS2500 (ISO S25) com cobertura CVD (deposição química a vapor) de carbonitreto de titânio Ti(C,N) e alumina Al2O3, indicado para usinagem de superligas. Devido à geometria redonda do inserto da ferramenta e da profundidade de corte, faz-se necessário calcular o diâmetro efetivo de corte (Defet) para poder trabalhar com a velocidade de corte (vc) correta e evitar o desgaste prematuro do inserto. A Fig. 3.3 apresenta um desenho esquemático do diâmetro efetivo de corte. O cálculo do diâmetro efetivo de corte segue conforme equação 1. (1) onde D = diâmetro de ferramenta (mm) Defet = diâmetro efetivo de corte (mm) iC = diâmetro do inserto (mm) ap = profundidade de corte (mm).

(41) 41. Figura 3.3 - Desenho esquemático das pastilhas para cálculo do diâmetro efetivo de corte. Velocidade de corte e rotação conforme equação 2. (m/min)(2) Onde vc = Velocidade de corte em m/min n = Rotação em rpm Ferramenta: fresa de facear com diâmetro de 25 mm para inserto redondo marca SECO código RPHT 1204M0T-M15, MS2500, ISO S25, cujo diâmetro efetivo de corte Defet = 18,62 mm. Parâmetros de corte utilizados: Rotação S1 = 4500 rpm com vc1 = 263 m/min Avanço F1 = 4000 mm/min fz1 = 0,44 mm/faca Rotação S2 = 1500 rpm com vc2 = 87 m/min Avanço F2 = 300 mm/min fz2 = 0,1 mm/faca Profundidade de corte ap= 0,7 mm Passo lateral de 13 mm que corresponde a 70% do diâmetro da ferramenta em média. Os corpos de prova, em aço inoxidável AISI 420 utilizados, possuem composição química (% em massa) conforme Tab. 3.1. Tabela 3.1 - Composição química (% em massa) do aço inoxidável AISI 420 conforme certificado do fornecedor 14734 C (%). Mn (%). Si (%). Cr (%). Ni. P (%). S (%). 0,380. 0,520. 0,460. 12,330. 0,060. 0,021. 0,007.

(42) 42. Foram fresados 16 blocos com dimensão de 118 mm x 51 mm x 38 mm de altura de aço inoxidável AISI 420, com as variáveis da Tab. 3.2, para os ensaios de fim de vida (FA), sendo 8 para réplica. Após ficarem com dimensional de 118 mm x 51 mm x 13,5 mm de altura, foram fresados 8 blocos para os ensaios de início de vida (IA), sendo 4 para réplica. Tabela 3.2 - Variáveis utilizadas nos experimentos. IA (Início de vida). Inserto RPHT 1204M0T-M15, MS2500. FA (Fim de vida). Inserto RPHT 1204M0T-M15, MS2500. CR. Com Fluido Refrigerante. SR. Sem Fluido Refrigerante. 1. vc1/fz1. 2. vc2/fz2. Com cada conjunto de arestas foram fresados blocos considerando início de vida (T) com 3 passes fresando toda a superfície e fim de vida conforme critério acima. Foram utilizadas as combinações da Tab. 3.3 para todos os ensaios com duas réplicas. Tabela 3.3 - combinações de todos os ensaios utilizados no experimento vc1/fz1. Início de Vida (T) IA. CR. Início de Vida (T) IA. vc2/fz2 CR. Fim de Vida (T) FA. SR vc1/fz1. CR. SR vc2/fz2. Fim de Vida (T) FA. SR. CR. SR.

(43) 43. Foram utilizados os códigos da Tab. 3.4 para identificação das peças com vc1/fz1. Tabela 3.4 - código de identificação dos corpos de prova de acordo com as combinações de parâmetros Combinação de parâmetros. Código de identificação. IA - CR - vc1/fz1. IAC1. IA - SR - vc1/fz1. IAS1. FA - CR - vc1/fz1. FAC1. FA - SR - vc1/fz1. FAS1. Foram utilizados os códigos da Tab. 3.5 para identificação das peças com vc2/fz2. Tabela 3.5 - código de identificação dos corpos de prova de acordo com as combinações de parâmetros Combinação de parâmetros. Código de identificação. IA - CR - vc2/fz2. IAC2. IA - SR - vc2/fz2. IAS2. FA - CR - vc2/fz2. FAC2. FA - SR - vc2/fz2. FAS2. Foram tiradas fotos de todas as arestas dos insertos utilizados no experimento e medido o desgaste VB no início de vida após 3 passes e no fim de vida após 70 passes. Para cada ensaio de início de vida e de fim de vida foi usado um jogo de arestas novas. Cada jogo é formado por 2 insertos que foram identificados pelas cores azul e amarela durante as medições e obtenções das imagens..

(44) 44. 4. Resultados e discussões preliminares. No fresamento sem refrigeração de uma palheta de turbina, devido ao aquecimento excessivo de todo o conjunto máquina-dispositivo-ferramenta-peça, a peça apresentou problemas de deformação geométrica devido à sua dilatação e possível alteração da sua microestrutura, que ficou marrom-azulada após cerca de 10 min de usinagem. Ocorreu também o travamento do suporte da ferramenta no eixo árvore da máquina devido à dilatação. Os problemas acima tornaram imprescindível o uso de fluido refrigerante e esta nova variável demandou cerca de mais de 60 horas de testes até se definir por tentativa e erro, baseado no desgaste das arestas de corte e/ou quebra, a melhor opção de geometria, classe, cobertura e parâmetros de corte. Antes do início dos ensaios, foram feitas algumas amostras para verificar se ocorreria alguma alteração na microestrutura do material após o fresamento em alto avanço com refrigeração e em avanço normal sem refrigeração. A próxima etapa foi composta pelos ensaios, conforme a metodologia acima, para identificar a dureza e a possível espessura da camada com alteração da microestrutura, que influenciou o critério de escolha de inserto.. 4.1Metalografia da seção transversal das peças usinadas com alto avanço e com refrigeração. Foi feita a metalografia dos corpos de prova para uma análise preliminar e nas Fig. 4.1.1 e 4.1.2 são apresentadas os resultados da condição vc1/fz1, com refrigeração. Pode-se observar que em regiões diferentes próximas a centro da amostra e longe da superfície usinada, a microestrutura apresentou-se homogênea, com carbonetos esferoidizados, característica de material não tratado termicamente..

(45) 45. Região com carbonetos esferoidizados.. 50 μm Figura 4.1.1 - Microestrutura do aço inoxidável AISI 420 após usinagem em alto avanço com refrigeração. Ampliação 500X centro2, região próxima ao centro com de dureza 187 HV0,3. Reagente de Vilella.. Região com carbonetos esferoidizados.. 50 μm Figura 4.1.2 - Microestrutura do aço inoxidável AISI 420 após usinagem em alto avanço com refrigeração. Ampliação 500X centro1, outra região próxima ao centro com dureza 187 HV0,3 .Reagente de Vilella. Nas Fig. 4.1.3 e 4.1.4 pode se observar que na região próxima a borda da amostra, onde a superfície foi usinada, houve uma alteração da microestrutura do material. Houve dissolução de carboneto em algumas regiões apresentadas de forma mais clara..

(46) 46. Superfície fresada.. HV0,3. Região com carbonetos dissolvidos na parte mais clara e na parte mais escura carbonetos não esferoidizados.. HV0,05. 50 μm Figura 4.1.3 - Microestrutura do aço inoxidável AISI 420 após usinagem em alto avanço com refrigeração. Ampliação 200X, superfície, com marcas de dureza HV0,3 e HV0,05. Valores das durezas HV0,3: 244 a 40 µm; 237 a 146 µm e 214 a 307 µm. Reagente de Vilella.. Superfície fresada. Região com carbonetos dissolvidos na parte mais clara e na parte mais escura carbonetos não esferoidizados.. 50 μm Figura 4.1.4 - Microestrutura do aço inoxidável AISI 420 após usinagem em alto avanço com refrigeração. Ampliação 500X HV0,05, superfície, com marcas de dureza HV0,05. Valores das durezas HV0,05: 423-429 a 16 µm e 268 a 102 µm. Reagente de Vilella..

(47) 47. Comparando-se as figuras 4.1.1 e 4.1.2 com as figuras 4.1.3 e, principalmente com 4.1.4 é possível notar que a usinagem promove, no caso estudado, mudanças microestruturais no material. 4.2Metalografia da seção transversal das peças usinadas com avanço normal e sem refrigeração. Foi feita a metalografia dos corpos de prova para uma análise preliminar que apresentaram variação na microestrutura da região próxima a borda conforme as Fig. 4.2.1 e 4.2.2, com vc2/fz2, sem refrigeração.. Região com carbonetos dissolvidos na parte mais clara.. 50 μm. Região com carbonetos esferoidizados.. Figura 4.2.1 - Corpo prova A1, Microestrutura do aço AISI 420 após usinagem em avanço normal sem refrigeração. Aumento 500x, com ataque Vilela. Região próxima à superfície usinada do lado direito da imagem, cuja usinagem provoca dissolução de carbonetos..

(48) 48. Região com carbonetos dissolvidos na parte mais clara e na parte mais escura carbonetos não esferoidizados.. 50 μm. Região com carbonetos esferoidizados.. Figura 4.2.2 - Corpo prova A1, Microestrutura do aço AISI 420 após usinagem em avanço normal sem refrigeração. Aumento 1000x, com ataque Vilela. Região próxima à superfície usinada do lado direito da imagem. Pode-se observar que durante a usinagem, houve alguma alteração na microestrutura do material próxima a borda onde a superfície foi fresada, tanto para alto avanço com refrigeração, quanto para avanço normal sem refrigeração. Com o aparecimento dessa nova microestrutura, comprovou-se a necessidade de estudar com mais detalhes o comportamento do material após a usinagem em outras condições. No fim de vida parece ter havido maior dissolução de carbonetos com a condição vc2/fz2. No início de vida a dissolução de carbonetos foi parecida tanto na condição vc1/fz1 como na condição vc2/fz2. Os resultados das análises preliminares foram importantes para balisar a metodologia usada na investigação dos fatores geradores da mudança da microestrutura próxima a superficie. Foram definidos o critério de comparação de desgaste das ferramentas e também as condições de usinagem como avanço normal e alto avanço, com refrigeração e sem refrigeração. Foi escolhida uma condição com alta velocidade de avanço e alta velocidade de corte, vc1/fz1, com temperaturas, teoricamente, mais altas em relação a condição com velocidade de avanço normal e velocidade de corte mais baixa, vc2/fz2..

(49) 49. 5. Ensaios e resultados. 5.1Ensaios. Após a usinagem dos corpos de prova tivemos os resultados apresentados na Tab. 5.1.1, sendo que cada bloco permite um total de 35 passes, onde cada passe é a usinagem total da superfície de 118 mm x 51 mm do bloco, com ap = 0,7mm. Para fresar 35 vezes a superfície com ap=0,7mm leva-se 9'50", ou seja, cada passe do fresamento gasta 0'17" com vc1/fz1. Para fresar 35 vezes a superfície com ap=0,7mm leva-se 96'00", ou seja, cada passe do fresamento gasta 2'44" com vc2/fz2. Tabela 5.1.1 - tempo de usinagem de cada corpo de prova. Número de passes. Tempo de usinagem com ap = 0,7 mm em minutos. Combinação de parâmetros. Código de identificação. Quantidade de blocos usinados. IA - CR - vc1/fz1. IAC1. 0,086. 3. 0,85. IA - SR - vc1/fz1. IAS1. 0,086. 3. 0,85. IA - CR - vc2/fz2. IAC2. 0,086. 3. 8,22. IA - SR - vc2/fz2. IAS2. 0,086. 3. 8,22. FA - CR - vc1/fz1. FAC1. 2. 70. 19,66. FA - SR - vc1/fz1. FAS1. 2. 70. 19,66. FA - CR - vc2/fz2. FAC2. 2. 70. 192,0. FA - SR - vc2/fz2. FAS2. 2. 70. 192,0.