UNIVERSIDADE ESTADUAL DE CAMPINAS
Faculdade de Engenharia Mecânica
PEDRO LUIZ LIMA DOS SANTOS
Caracterização e envelhecimento do aço
maraging C300 processado por fusão seletiva
a laser (SLM)
CAMPINAS 2019
PEDRO LUIZ LIMA DOS SANTOS
Caracterização e envelhecimento do aço
maraging C300 processado por fusão seletiva
a laser (SLM)
Orientador: Prof. Dr. Éder Sócrates Najar Lopes
CAMPINAS
2019
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.
ESTE EXEMPLAR CORRESPONDE À VERSÃO FINAL DA DISSERTAÇÃO DEFENDIDA PELO ALUNO PEDRO LUIZ LIMA DOS SANTOS, E ORIENTADO PELO PROF. DR ÉDER SÓCRATES NAJAR LOPES
Universidade Estadual de Campinas Biblioteca da Área de Engenharia e Arquitetura
Rose Meire da Silva - CRB 8/5974
Santos, Pedro Luiz Lima dos,
So59c SanCaracterização e envelhecimento do aço maraging C300 processado por fusão seletiva a laser (SLM) / Pedro Luiz Lima dos Santos. – Campinas, SP : [s.n.], 2019.
SanOrientador: Éder Sócrates Najar Lopes.
SanDissertação (mestrado) – Universidade Estadual de Campinas, Faculdade de Engenharia Mecânica.
San1. Impressão tridimensional. 2. Aço maraging. 3. Metais - Processo de solidificação rápida. I. Lopes, Éder Sócrates Najar, 1982-. II. Universidade Estadual de Campinas. Faculdade de Engenharia Mecânica. III. Título.
Informações para Biblioteca Digital
Título em outro idioma: Characterization and aging of selective laser melted C300
maraging steel
Palavras-chave em inglês:
Three-dimensional printing Maraging steel
Metals - Rapid solidification processing
Área de concentração: Materiais e Processos de Fabricação Titulação: Mestre em Engenharia Mecânica
Banca examinadora:
Éder Sócrates Najar Lopes [Orientador] João Batista Fogagnolo
Conrado Ramos Moreira Afonso
Data de defesa: 12-07-2019
Programa de Pós-Graduação: Engenharia Mecânica
Identificação e informações acadêmicas do(a) aluno(a)
- ORCID do autor: https://orcid.org/0000-0001-8764-2433 - Currículo Lattes do autor: http://lattes.cnpq.br/3121525023836267
UNIVERSIDADE ESTADUAL DE CAMPINAS
FACULDADE DE ENGENHARIA MECÂNICA
COMISSÃO DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA
MECÂNICA
DEPARTAMENTO DE MATERIAIS E PROCESSOS DE
FABRICAÇÃO
DISSERTAÇÃO DE MESTRADO ACADÊMICO
Caracterização e envelhecimento do aço
maraging C300 processado por fusão seletiva
a laser (SLM)
Autor: Pedro Luiz Lima dos SantosOrientador: Prof. Dr. Éder Sócrates Najar Lopes
A Banca Examinadora composta pelos membros abaixo aprovou esta Dissertação:
Prof. Dr. Éder Sócrates Najar Lopes, Presidente Universidade Estadual de Campinas (UNICAMP) Prof. Dr. João Batista Fogagnolo
Universidade Estadual de Campinas (UNICAMP) Prof. Dr. Conrado Ramos Moreira Afonso
Universidade Federal de São Carlos (UFSCar)
A Ata da defesa com as respectivas assinaturas dos membros encontra-se no processo de vida acadêmica do aluno.
Dedicatória
Dedico esta dissertação à minha família, os quais sem o apoio fundamental e incondicional não teria sido capaz de concluir este trabalho.
Cicera Maria – mãe, Luiz Florêncio – pai, Priscila Lima e Rafaela Lima – irmãs, João Florêncio e Teresa Cristina – padrinhos.
Agradecimentos
Agradeço a Deus, pelo dom da vida, pelas bênçãos que Ele tem me proporcionado, e pela força e resiliência que me mantém perseverante na minha caminhada.
Agradeço ao professor Dr. Éder Sócrates Najar Lopes pela orientação para comigo durante o período de realização deste trabalho.
Agradeço à equipe do INCT-BIOFABRIS pela colaboração e fabricação das amostras.
Agradeço a equipe de técnicos da Faculdade de Engenharia Mecânica (FEM) da Universidade Estadual de Campinas (UNICAMP), que contribuíram direta ou indiretamente para que todas as etapas deste trabalho pudessem ser realizadas. Dentre eles, um agradecimento especial aos seguintes: Claudenete Vieira Leal, José Luis Lisboa, Márcia de Oliveira Taipina, Eduardo Bernardes e João Eduardo Polis.
Agradeço aos meus companheiros de laboratório e do programa de pós-graduação em engenharia mecânica da FEM, Eduardo Bertoni, Luana Caldeira, André Henrique, Anderson Suzuki e Fernando Henrique, que contribuíram com conhecimento técnico e científico para que os objetivos e maturação necessária deste trabalho fossem alcançados.
Agradeço ao professor Dr. Rubens Caram Junior, coordenador do Laboratório de Metalurgia Física e Solidificação (LABMET) da FEM, pela permissão para que alguns experimentos fossem realizados nas instalações desse laboratório.
Agradeço ao Laboratório Nacional de Nanotecnologia (LNNano), pertencente ao Centro Nacional de Pesquisa em Energia e Materiais (CNPEM), pelo uso de sua estrutura. Adicionalmente, agradeço ao Victor Ferrinho Pereira pelo auxílio nos experimentos de difração de raios-X realizados no LNNano.
Agradeço aos meus amigos do grupo “Qu’est-ce que c’est?”, Jairo Barauna, Bárbara Carnaúba, Edward Rodriguez e Beethoven Gomes, pelos momentos de alegria e descontração, fundamentais para a manutenção do equilíbrio na vida de um pós-graduando.
Agradeço ao Tiago Buss pelo apoio, companheirismo e incentivo durante o desenvolvimento deste trabalho.
Agradeço a minha amiga Nathália Verissimo pelo compartilhamento de seu conhecimento sobre metodologia científica e pelo incentivo e ajuda no meu trabalho.
Agradeço a Kleanny Gama pelo apoio técnico, científico e emocional durante todo o desenvolvimento desta dissertação de mestrado. Você é a pessoa em minha vida que melhor traduz, em seu sentido mais fundamental, a palavra “amizade”, sinônimo de companheirismo, afeto, cumplicidade e bondade.
Agradeço a Pâmela Karina pelas críticas construtivas ao meu trabalho, por seus conselhos, por sua amizade e suporte emocional durante estes dois anos de mestrado. Você é um exemplo de ética e de ser humano.
Por fim, mas não menos importante, agradeço ao Conselho Nacional de Desenvolvimento Científico e Tecnológico (CNPq) pelo apoio financeiro e concessão da bolsa (Processo: 143107/2017-8).
Resumo
Fusão seletiva a laser (SLM) é uma técnica de manufatura aditiva (MA) do tipo fusão de leito de pó metálico (PBF), capaz de fabricar peças com geometria complexa e próximas ao seu formato final (near net shape) a partir de um arquivo digital tridimensional produzido em um
software CAD. Dentre a gama de materiais metálicos utilizados em SLM, o aço maraging C300
tem se destacado haja visto sua alta resistência mecânica específica e baixo custo. O objetivo deste trabalho é caracterizar o aço maraging C300 processado por SLM e submetido a diferentes condições de tratamento térmico de envelhecimento. As temperaturas de envelhecimento foram 470, 490, 510 e 530 ºC com um tempo de permanência no forno variando entre 20 minutos e 96 horas, seguido de resfriamento ao ar. As caracterizações foram realizadas tanto na matéria-prima, como nas amostras nas condições como produzido e envelhecida. Pelas análises de picnometria, constatou-se que o pó não possui uma quantidade significativa de poros em seu interior, dada a densidade encontrada (8,04 g/cm³) ser muito próxima a reportada na literatura para o material. Além disso, a matéria-prima apresentou uma faixa estreita de variação de seu diâmetro, exibindo um diâmetro médio de 44,96 µm. No estado como construído, observou-se uma estrutura de solidificação celular com um espaçamento intercelular de 0,50 µm. Adicionalmente, notou-se uma microssegregação preferencial de elementos químicos, com elementos gamagênicos (Ni, Co) e o Fe concentrando-se na região central das células e os demais (Mo,Ti e Al) distribuídos na periferia destas. Apesar do mecanismo de consolidação de material, foi identificada uma textura fraca na condição como produzido. As fases encontradas nesse estágio por difração de raios-X foram martensita e austenita e a dureza correspondente foi de 378,6 HV. Ao ser submetido a um tratamento térmico de envelhecimento, o aço maraging C300 exibiu um aumento expressivo de dureza, variando esta propriedade mecânica em torno de 213 HV entre as condições como construído e tratada termicamente a 530 ºC por 20 minutos. Mesmo supervelhecido a 96 horas, o material apresentou uma variação entre a condição de maior dureza e a superenvelhecida menor ou igual a 85 HV para todas as temperaturas. Isso é um indicativo de sua baixa sensitividade ao superenvelhecimento, quando submetido a longos períodos de tratamento térmico de envelhecimento entre o intervalo de temperaturas de 470 e 530 °C.
Abstract
Selective laser melting (SLM) is a powder-bed AM technique capable of manufacturing parts with complex geometry and near net shape from a tridimensional digital data designed in a CAD software. Among the metallic materials used in this manufacturing process, C300 maraging steel stands out due to its high strength-to-weight ratio and low cost when compared with its counterparts fabricated with other materials. The aim of this study is to evaluate the C300 maraging steel processed by SLM and submitted to different aging conditions. Aging temperatures were 470, 490, 510 and 530 °C with exposure time ranging from 20 minutes to 96 hours, followed by air cooling. Assessments of feedstock as well as as-built and aged samples were performed. It was observed, by pycnometry results, that C300 maraging steel powder does not have a significant amount of pores in its interior, given the density found (8,04 g/cm³) to be close to the one reported for the material. Furthermore, feedstock showed a narrow size distribution, having an average diameter size of 44,96 µm. A cellular solidification structure was observed in the as-built condition, with an intercellular spacing of 0,50 µm. Microsegregation of chemical elements with gamagenic elements (Ni, Co) and Fe being located at the central region of cells and others (Mo, Ti, Al) on the periphery of these regions was observed. Despite the layer-by-layer material consolidation mechanism, a weak texture was observed in the as-built condition; additionally, only martensite and austenite were found on X-ray diffraction results, with associated hardness of 378,6 HV. Upon aging, this alloy showed a steep rise in hardness, increasing up to 213 HV after only 20 minutes of heat treatment at 530 ºC. Even though overaged at 96 hours in all temperatures of heat treatment, the difference in hardness between the maximum hardness and overaged condition was less or equal than 85 HV. This demonstrates that C300 maraging steel is not very sensitive to overaging when submitted to long periods of aging in the temperature range of 470 to 530 °C.
Lista de Ilustrações
Figura 1.1 – Gráfico de resistência mecânica específica das principais ligas utilizadas em manufatura aditiva de componentes estruturais fabricados por SLM. As siglas CP e TT denotam, respectivamente, os materiais nas condições como produzido e tratado termicamente.
19
Figura 2.1 – Comparação qualitativa entre processos tradicionais de fabricação e a manufatura aditiva no tocante ao custo por unidade produzida, variando-se (a) o volume produzido e (b) a complexidade das peças (BUSACHI et al., 2017).
23
Figura 2.2 – (a) Xícara modelada em um software CAD e (b) sua aproximação a partir de um arquivo STL (ROSCHLI et al., 2019).
26
Figura 2.3 – (a) Ilustração do processo de fatiamento a partir da intersecção entre um plano horizontal com o arquivo digital, (b) seção transversal resultante da operação de fatiamento (ROSCHLI et al., 2019).
26
Figura 2.4 – Diagramas representativos dos processos (a) EBM da empresa Arcam e (b) SLM (SAMES et al., 2016).
29
Figura 2.5 – Ilustração de alguns parâmetros que podem influenciar na uniformidade da camada de pó depositada (HEBERT, 2016).
30
Figura 2.6 – Deposição e fusão de pó durante o processo SLM (YAP et al., 2015).
31
Figura 2.7 – Ilustração esquemática do processo de formação das poças de fusão na direção de construção (eixo Z) no processo SLM (YAN et al., 2015).
31
Figura 2.8 – Exemplos de diferentes estratégias de escaneamento no processo SLM (KRUTH et al., 2010).
32
Figura 2.9 – Principais parâmetros do processo SLM (YAP et al., 2015). 34 Figura 2.10 – Gráfico do número de publicações em SLM para vários materiais
entre 1999 e 2014 (YAP et al., 2015).
34
Figura 2.11 – Relação entre tenacidade a fratura e tensão de escoamento de alguns aços de alta resistência (DECKER et al., 1988).
Figura 2.12 – (a) Diagrama de equilíbrio Fe-Ni e (b) diagrama de equilíbrio metaestável Fe-Ni (FLOREEN, 1968; SCHMIDT et al., 1991).
38
Figura 2.13 – Curva CCT de um aço C300. O material foi mantido a 845 ºC por 20 minutos e resfriado com diferentes taxas até a temperatura ambiente. As linhas horizontais representam o percentual volumétrico, que varia de 1 a 99% de martensita formada numa dada condição de temperatura e tempo. Os números dentro de cada círculo ao final de cada curva de resfriamento representam a dureza Vickers do material (SCHMIDT et al., 1991).
39
Figura 2.14 – Diagrama esquemático da fase martensita com morfologia de ripas obtida a partir da austenita não-deformada num aço da classe 18 Ni (TAMURA et al., 1982).
40
Figura 3.1 – (a) Equipamento de manufatura aditiva EOSINT M280 utilizado para fabricação das amostras, (b) amostra cilíndrica de aço maraging C300 produzida por SLM.
44
Figura 3.2 – (a) Disco de aço maraging C300 utilizado nos tratamentos térmicos, (b) forno tipo mufla empregado no envelhecimento das amostras.
45
Figura 3.3 – Durômetro Vickers utilizado para avaliação da dureza perante aplicação de diferentes tratamentos térmicos no aço C300.
47
Figura 3.4 – (a) Geometria do penetrador Vickers, (b) geometria da impressão vista no microscópio de luz visível do equipamento (ASTM E384-17, 2017).
47
Figura 3.5 – Equipamentos empregados nas etapas de preparação metalográfica das amostras de aço maraging C300. (a) Embutidora metalográfica, (b) politriz rotatória para lixamento e polimento, (c) politriz vibratória para polimento final das amostras.
48
Figura 3.6 – Microscópio de luz visível com sistema de aquisição de imagens. 49 Figura 3.7 – Microscópios eletrônicos de varredura utilizados nesta pesquisa. (a)
MEV Zeiss EVO MA15 e (b) MEV FEI Quanta 650 FEG.
50
Figura 3.8 – Difratômetro PANanalytical X’Pert PRO utilizado na caracterização das fases por difração de raios-X.
Figura 4.1 – Micrografias eletrônicas de varredura do pó de aço maraging C300. (a) Aspecto morfológico dos pós, (b) pó com partícula satélite sinterizada em sua superfície.
53
Figura 4.2 – Seção transversal do pó exibindo uma estrutura de solidificação dendrítica.
54
Figura 4.3 – Micrografia da seção transversal dos pós de aço maraging C300 exibindo a presença de porosidade em seu interior.
55
Figura 4.4 – Curva de distribuição do tamanho de partículas do pó de aço maraging C300.
56
Figura 4.5 – Micrografia de luz visível da seção da amostra na condição como produzido paralela a direção de construção.
58
Figura 4.6 – Micrografia de luz visível correspondente a seção da amostra na condição como produzido perpendicular a direção de construção (paralela ao plano do substrato).
58
Figura 4.7 – Micrografia eletrônica de varredura da seção paralela a direção de construção da amostra de aço maraging C300.
60
Figura 4.8 – Micrografias com maior magnificação das regiões (a) retangular e (b) circular selecionadas da figura 4.7.
60
Figura 4.9 – (a) Micrografia eletrônica de varredura da seção perpendicular a direção de construção da amostra de aço maraging C300, (b) ampliação da região retangular selecionada.
62
Figura 4.10 – Imagem de MEV-SE com mapeamento EDS dos elementos químicos no aço maraging C300 no estágio como produzido processado por SLM.
63
Figura 4.11 – (a) Mapa de orientação cristalográfica, (b) figura de polo e (c) figura de polo inversa (IPF) do aço maraging C300 processado por SLM.
65
Figura 4.12 – Difratograma de raios-X da amostra na condição como produzido de aço maraging C300 processado por SLM.
67
Figura 4.13 – Imagem esquemática do histórico térmico complexo (perfil de temperatura ao longo do tempo) assumido por uma camada de material processada por MA a laser (KÜRNSTEINER et al., 2017).
Figura 4.14 – Gráfico da variação de dureza com o tempo e a temperatura de envelhecimento. As setas, com as cores correspondentes a cada temperatura de envelhecimento, indicam o tempo em que foi atingido o pico de dureza.
69
Figura 4.15 – Difratograma de raios-X comparativo entre as amostras de aço maraging C300 correspondentes aos picos de dureza e a condição como produzido.
Lista de Tabelas
Tabela 2.1 – Sete tecnologias de manufatura aditiva (MA) classificadas de acordo com o princípio de processamento entre camadas (ASTM 52900E, 2015; GIBSON et al., 2015; SAMES et al., 2016; VOLPATO et al., 2017).
23
Tabela 2.2 – Composição química(a) (% peso) e tensão de escoamento dos principais aços maraging comerciais da série 18Ni (FLOREEN, 1968; SCHMIDT et al., 1990).
36
Tabela 3.1 – Faixa de composição química (%peso) do aço maraging C300 (EOS, 2018).
43
Tabela 4.1 – Comparativo entre a faixa de composição química (%peso) fornecida pelo fabricante e a composição experimental do pó virgem de aço maraging C300.
52
Tabela 4.2 – Composições químicas (%peso) do pó virgem de aço maraging C300 e da amostra obtida por SLM.
57
Tabela 4.3 – Valores máximos de dureza Vickers atingidos pelo aço maraging C300 submetido a diferentes condições de tratamento térmico de envelhecimento.
SUMÁRIO
1 INTRODUÇÃO ... 17
1.1 Considerações iniciais e motivação ... 17
1.2 Objetivos ... 20
2 REVISÃO DA LITERATURA ... 21
2.1 Manufatura aditiva (MA) ... 21
2.2 Processo de MA por fusão de leito de pó metálico (PBF) – fusão seletiva a laser (SLM) ... 28
2.3 Aços Maraging – propriedades, breve desenvolvimento histórico e aplicações ... 35
2.4 Metalurgia física dos aços maraging – transformação martensítica e reações de precipitação ... 37
2.5 Tratamento térmico dos aços maraging ... 41
3 MATERIAIS E MÉTODOS ... 43
3.1 Matéria-prima ... 43
3.2 Fabricação dos corpos de prova ... 43
3.3 Tratamento térmico de envelhecimento ... 44
3.4 Técnicas de caracterização ... 45
3.4.1 Caracterização da distribuição granulométrica e da densidade da matéria-prima ... 45
3.4.2 Fluorescência de raios-X ... 46
3.4.3 Ensaio de dureza Vickers ... 46
3.4.4 Preparação metalográfica, microscopia de luz visível e microscopia eletrônica de varredura ... 48
3.4.5 Difração de raios-X ... 50
4 RESULTADOS E DISCUSSÕES ... 52
4.2 Caracterização da amostra no estado como produzido ... 56
4.3 Caracterização das amostras envelhecidas ... 69
5 CONCLUSÕES ... 74
1 INTRODUÇÃO
1.1 Considerações iniciais e motivação
Uma quebra de paradigma vem ocorrendo no tocante às tecnologias tradicionalmente utilizadas para a fabricação de peças e componentes metálicos (GIBSON et al., 2015; HANNIBAL et al., 2018). Em oposição às rotas convencionais de produção, alicerçadas na manufatura subtrativa e/ou formativa, a manufatura aditiva (MA) é um processo de fabricação baseado na deposição de material camada a camada, seguindo um modelo geométrico tridimensional previamente projetado em um software CAD (computer-aided design) (ASTM 52900E, 2015; MAHSHID et al., 2016; SAMES et al., 2016). Além de MA, outras terminologias também são utilizadas para designar o mesmo processo, tais como fabricação de forma livre (solid freeform fabrication – SSF), manufatura por camada (layer manufacturing – LM), manufatura rápida (rapid manufacturing – RM) e impressão 3D (3D printing) (BOSE et al., 2018).
Os diferentes processos de MA podem ser classificados de acordo com o mecanismo de união entre as camadas depositadas (KRUTH et al., 2005; ASTM 52900E, 2015). Frequentemente, peças metálicas são produzidas pelo método de fusão em leito de pó (powder
bed fusion – PBF), no qual uma fonte de calor, que pode ser um feixe de laser ou de elétrons,
realiza a fusão completa ou parcial de pó metálico depositado sob um substrato (SAMES et al., 2016; HERZOG et al., 2016). A aderência e coesão entre camadas se dá por meio da refusão parcial da camada adjacente ou subjacente e mistura com a camada fundida imediatamente acima (KRUTH et al., 2005; KEMPEN, 2015; SAMES et al., 2016; TAN et al., 2017).
Fusão seletiva a laser (selective laser melting – SLM), também conhecida como sinterização direta de metal a laser (direct metal laser sintering – DMLS), é uma das técnicas PBF de manufatura aditiva em que um feixe de laser colimado funde seletivamente sucessivas camadas de pó metálico umas sobre as outras (THIJS et al., 2010; KEMPEN et al., 2011; YAN et al., 2014). Essa tecnologia de manufatura tem o potencial de produzir peças com geometria complexa, próximas ao seu formato final (near net shape) e com baixa porosidade (THIJS et al., 2010; KEMPEN et al., 2011; YAN et al., 2014). Adicionalmente, o processo SLM
possibilita produção de componentes com propriedades mecânicas superiores, quando comparados com àqueles produzidos por fundição, em virtude de uma microestrutura refinada decorrente de um aquecimento localizado e de altas taxas de resfriamento (103 – 108 K/s) (GU et al., 2012; LI et al., 2016; GORSSE et al., 2017).
Dentre a gama de materiais metálicos que vêm sendo usados em MA, destacam-se como mais usuais os aços, as ligas de alumínio, o titânio e suas ligas, as superligas de níquel e a liga cobalto-cromo (BRENNE et al., 2013; HERZOG et al., 2016). Os aços maraging, devido a uma excelente combinação de propriedades mecânicas, como alta resistência mecânica e boa tenacidade, sobressaem-se nesse grupo, no que se refere à fabricação de peças e componentes para a indústria aeronáutica, automotiva e de moldes e matrizes (SIMM et al., 2017; KÜRNSTEINER et al., 2017).
Em contradição aos aços de alta resistência, que possuem um elevado percentual de carbono, e dependem de reações metalúrgicas que o envolvem para alcançar suas elevadas resistências mecânicas, os aços maraging apresentam apenas quantidades residuais desse elemento químico em sua composição (CASALINO et al., 2015; SUN et al., 2018). Sua alta resistência mecânica é devido a precipitação de compostos intermetálicos, que ocorre durante o tratamento térmico de envelhecimento; esses, por sua vez, estão uniformemente distribuídos sob uma matriz martensítica de estrutura cristalina cúbica de corpo centrado (CCC) rica em Ni (TAN et al., 2017). Os aços maraging comercialmente mais utilizados são os C200, C250, C300 e C350, cuja designação numérica representa o limite de escoamento em ksi e o subscrito “C” indica a presença de cobalto em sua composição química (MOSHKA et al., 2015). Todas essas ligas compartilham do mesmo percentual de Ni, que está em torno de 18% em peso, e possuem diferentes concentrações de titânio, molibdênio e cobalto (FLOREEN, 1968; SCHMIDT et al., 1990; CASALINO et al., 2015).
Vários projetos, especialmente àqueles relacionados a componentes estruturais que trabalham em movimento, demandam por materiais com resistência mecânica adequada, porém, possuindo o menor peso possível (ASHBY, 2005). Um dos critérios de seleção de materiais que traduz esse comportamento é a resistência mecânica específica, a qual é representada pela razão entre o limite de escoamento do material (σe) e sua respectiva densidade
(ρ) (ASHBY, 2005). O gráfico ilustrado na figura 1.1 permite visualizar os valores de resistência mecânica específica dos principais materiais metálicos utilizados em MA de componentes estruturais.
Figura 1.1 – Gráfico de resistência mecânica específica das principais ligas utilizadas em manufatura aditiva de componentes estruturais fabricados por SLM. As siglas CP e TT denotam, respectivamente, os materiais nas condições como produzido e tratado termicamente1.
É evidente que as ligas metálicas que possuem a maior razão limite de escoamento/densidade são o aço maraging C300 – TT e o Ti-6Al-4V – CP. Embora a liga de Ti-6Al-4V apresente uma elevada resistência mecânica específica, ela oferece condições de pós-processamento mais restritivas, as quais mostram-se necessárias até em situações near net
shape, como é o caso do setor aeroespacial (EZUGWU et al., 1997). Por exemplo, o Ti e suas
ligas são conhecidos por exibirem uma difícil usinabilidade, dado seu baixo módulo de elasticidade, alta resistência mecânica em condições de temperaturas elevadas e baixa condutividade térmica (EZUGWU et al., 1997; KISTLER et al., 2019). Essas propriedades, por sua vez, são responsáveis por aumentar a temperatura na interface ferramenta/peça no momento da usinagem e diminuir a vida útil da ferramenta (EZUGWU et al., 1997; KISTLER et al.,
1 Os dados de tensão de escoamento e de densidade são providos na ficha de dados fornecida pelo fabricante do
2019). O aço maraging C300, todavia, exibe uma excelente usinabilidade na condição solubilizada ou como produzido e uma notável estabilidade dimensional durante o tratamento térmico de envelhecimento (SCHMIDT et al., 1990; TEWARI et al., 2000). Portanto, essa invariabilidade em suas dimensões pós-envelhecimento permite que peças fabricadas deste material sejam usinadas antes desse tratamento térmico, o que torna o processo mais fácil e eficiente, haja visto que sua microestrutura é composta por uma matriz martensítica dúctil de baixo carbono (SCHMIDT et al., 1990; TEWARI et al., 2000; TAN et al., 2017).
Sob a perspectiva de custos de produção, existem outras limitações quanto ao uso de peças para aplicação estrutural de Ti-6Al-4V fabricadas por MA. Dada sua significativa reatividade química, o tratamento térmico de peças dessa liga deve ser realizado sob condições de atmosfera inerte, o que encarece o preço final do produto produzido (LÜTJERING et al., 2003; THIJS et al., 2010; EOS, 2018). Adicionalmente, o custo da aquisição do pó da liga de Ti-6Al-4V é, em torno de, cinco vezes mais caro que o pó de aço maraging C300 (SAUNDERS, 2018).
Por isso, o aço maraging C300 pode ser empregado na manufatura de componentes leves, justificado por sua elevada resistência mecânica específica, fácil pós-processamento e baixo custo de matéria-prima (JӒGLE et al., 2014; SCHAEDLER et al., 2016; SAUNDERS, 2018).
1.2 Objetivos
O objetivo geral deste trabalho é caracterizar o aço maraging C300 processado por fusão seletiva a laser (SLM) e submetido a diferentes condições de tratamento térmico de envelhecimento. Para tal, são definidos como objetivos específicos:
i. Caracterizar a matéria-prima em termos de morfologia, composição química e distribuição do tamanho de partículas e correlacionar com os possíveis defeitos que esta poderia causar no material na condição como construído a depender de suas características;
ii. Analisar a estrutura de solidificação, as fases formadas, a distribuição dos elementos químicos e a dureza do aço maraging C300 na condição como produzido;
iii. Avaliar a dureza do material exposto a condições distintas de tempo e temperatura de envelhecimento, e analisar as fases formadas nos estados de maior dureza referentes a cada curva isotérmica de envelhecimento.
2 REVISÃO DA LITERATURA
2.1 Manufatura aditiva (MA)
Dada a migração dos meios de produção em massa para os países em desenvolvimento, indústrias da Europa e dos Estados Unidos têm sido obrigadas a ajustar seu modo de produção, voltando-se para a manufatura em pequena escala de produtos com um alto valor agregado (MELLOR et al., 2014). A força motriz para a ruptura no modo de produção em larga escala reside na necessidade do mercado de produtos inovadores, sustentáveis e multifuncionais, com ciclos mais curtos no seu processo de desenvolvimento (MELLOR et al., 2014; GIBSON et al., 2015; THOMPSON et al., 2016). Nesse panorama, fabricantes de equipamentos e máquinas foram movidos a buscar novas tecnologias e processos de fabricação que sustentassem essa necessidade de inovação e flexibilização do processo produtivo como um todo, mantendo, ainda assim, economicamente viável toda a rede de produção (MELLOR et al., 2014).
A manufatura aditiva (MA) é uma tecnologia baseada na adição sucessiva de material, capaz de produzir um objeto a partir de uma representação geométrica tridimensional (3D), contida em um arquivo digital (ASTM 52900E, 2015). O termo adição sucessiva de material refere-se ao seu princípio de funcionamento: as unidades-base que compõem a matéria-prima são postas em contato e unidas (por exemplo, fundidas ou coladas), normalmente na forma de camadas sobrepostas, até que todo o produto seja fabricado (ASTM 52900E, 2015).
A contribuição da manufatura aditiva (MA) no processo de desenvolvimento de produtos (PDP) e na prática industrial cresceu consideravelmente nos últimos trinta anos (GIBSON et al., 2015; EYERS et al., 2017). Inicialmente, essa tecnologia era conhecida como prototipagem rápida (RP), já que era dedicada apenas à fabricação, em um curto espaço de tempo, de modelos para visualização de produtos durante seu desenvolvimento (MELLOR et al., 2014; CONNER et al., 2014; GIBSON et al., 2015). À medida que avanços na qualidade de sua matéria-prima e no padrão do produto produzido foram obtidos, a MA passou, de uma mera tecnologia voltada a produção de protótipos, a um processo (ou gama de processos) de fabricação capaz de produzir produtos com dimensões e forma geométrica próximas à do produto final (near net
patamar minimizou a necessidade de execução de várias etapas de pós-processamento, o que, por um lado, reduziu o tempo necessário para que uma dada tolerância dimensional fosse atingida e, por outro, diminuiu os custos de produção (CONNER et al., 2014; GIBSON et al., 2015; DEBROY et al., 2018).
MA também permite a concepção física de objetos com geometrias e detalhes internos complexos, o que, antes de seu surgimento, era inviável, do ponto de vista econômico e de processos de fabricação disponíveis (YAN et al., 2014; CONNER et al., 2014; MAHSHID et al., 2016). Uma consequência direta relativa à independência da forma, o que justifica a utilização intercambiável do termo fabricação de forma livre (solid freeform fabrication – SSF), refere-se a redução de gastos com operações relacionadas à manufatura subtrativa e/ou formativa, fundamentais caso se seguisse o fluxo tradicional de produção (HOPKINSON et al., 2003; CONNER et al., 2014; GIBSON et al., 2015; DEBROY et al., 2018). Todavia, ainda que a MA tenha incluído um novo grau de liberdade no processo produtivo, dada a emancipação entre complexidade geométrica e processo de fabricação disponível, nem sempre ela é economicamente viável (HOPKINSON et al., 2003).
Busachi e colaboradores (2017), baseados nos trabalhos de Hopkinson et al. (2003) e Ruffo et al. (2007), avaliaram a relação que existe entre custo por peça e volume de produção (Figura 2.1a) e custo por peça e complexidade (Figura 2.1b), para os processos de manufatura convencional e aditiva. A manufatura aditiva exibe uma ligeira redução nos custos associados com a produção para um pequeno volume inicial (Figura 2.1a), mas logo se estabiliza, contrastando com a manufatura convencional, que exibe uma queda no custo por unidade produzida à medida que o volume de peças fabricado aumenta. Dessa maneira, a MA é considerada mais adequada à produção de pequenos ou médios volumes (BUSACHI et al., 2017). Segundo Hopkinson et al. (2003), em MA, o tempo para produção de objetos com tamanho similar, mas com diferentes graus de complexidade geométrica, é o mesmo; portanto, não há aumento no custo por peça produzida quando se modifica o seu formato geométrico (Figura 2.1b). As tecnologias tradicionais de manufatura, todavia, não se comportam do mesmo modo, pois, à medida que aumenta-se a complexidade na geometria da peça, elevam-se o número de etapas de fabricação necessárias para conferir tal formato e, por conseguinte, os gastos por unidade de peça produzida crescem (Figura 2.1b) (HOPKINSON et al., 2003; CONNER et al., 2014; BUSACHI et al., 2017).
Figura 2.1 – Comparação qualitativa entre processos tradicionais de fabricação e a manufatura aditiva no tocante ao custo por unidade produzida, variando-se (a) o volume produzido e (b) a complexidade das peças (BUSACHI et al., 2017).
Os processos de manufatura aditiva podem ser classificados em diferentes categorias, conforme o modo de processamento de camadas (ASTM 52900E, 2015). Ao todo, sete categorias são listadas, como pode ser observado na Tabela 2.1, a qual fornece o princípio de funcionamento de cada tecnologia e uma imagem ilustrativa do processo.
Tabela 2.1 – Sete tecnologias de manufatura aditiva (MA) classificadas de acordo com o princípio de processamento entre camadas (ASTM 52900E, 2015; GIBSON et al., 2015; SAMES et al., 2016; VOLPATO et al., 2017).
Classificação das tecnologias de MA Descrição básica do princípio Imagem representativa do processo Jateamento de aglutinante (binder jetting - BJ) Deposição seletiva de um agente aglutinante capaz de unir materiais em pó depositados sob uma plataforma.
(FAYAZFAR et al., 2018)
Tabela 2.1 - Continuação. Classificação das tecnologias de MA Descrição básica do princípio Imagem representativa do processo
Deposição com energia direcionada (directed
energy deposition -
DED)
Uma fonte colimada de energia térmica é utilizada para realizar a fusão de material, na forma de arame ou pó metálico, à medida que este é depositado. (FAYAZFAR et al., 2018) Extrusão de material (material extrusion) Material é extrudado e seletivamente distribuído por meio de um bocal ou orifício.
(OMNEXUS, 2018).
Jateamento de material (material jetting)
Gotas de material (polímero fotossensível ou cera) são depositadas, de maneira seletiva, sob um substrato e solidificadas através de um agente externo físico ou
químico. Tecnologia PolyJet de jateamento de material (GAY et al., 2015).
Fusão de leito de pó (powder bed fusion -
PBF)
Uma fonte de calor (laser ou feixe de elétrons) realiza a fusão ou sinterização seletiva de pó.
(FAYAZFAR et al., 2018).
Adição de lâminas (sheet lamination)
Lâminas metálicas são precisamente cortadas em porções bidimensionais seguindo as seções transversais do objeto 3D. Após o seu empilhamento, elas podem ser unidas (através de processos metalúrgicos) ou coladas para formar o objeto.
Manufatura laminar de objetos (LOM) (WIMPENNY et al., 2003).
Tabela 2.1 - Continuação. Classificação das tecnologias de MA Descrição básica do princípio Imagem representativa do processo Fotopolimerização em cuba (vat photopolymerization) Polímero fotossensível ou resinas, no estado líquido, são curados seletivamente no interior de uma cuba, através
da reação de
fotopolimerização. Esta é ativada por vários tipos de radiação, como luz visível ou radiação ultravioleta (UV).
Fotopolimerização por projeção de máscaras ou imagens (GIBSON et
al., 2015).
Ainda que haja diferentes tecnologias de MA, elas comungam das mesmas etapas de processamento, podendo haver algumas variações a depender do tipo de tecnologia utilizada e da peça a ser construída (GIBSON et al., 2015). Tais tecnologias estão concisamente divididas em sete estágios explanados abaixo (GIBSON et al., 2015; VOLPATO et al., 2017; BOSE et al., 2018; ROSCHLI et al., 2019):
1. Modelagem em um software CAD: Todo processo de produção por manufatura aditiva se inicia com a criação de um modelo tridimensional. Esse modelo 3D pode ser um sólido e/ou superfícies conectadas que representem as características geométricas do objeto. Rotas de engenharia reversa (scanners óticos ou de laser 3D, tomografia computadorizada, ressonância magnética, e etc.) também podem ser utilizadas para criação dessa representação 3D.
2. Conversão para STL: A maioria dos softwares de modelagem CAD possuem uma função que é capaz de converter o modelo geométrico previamente criado em um arquivo digital que contenha as informações pertinentes, no quesito geometria, a fabricação do objeto. Em geral, utiliza-se o formato STL (STereoLithography), pois a maioria dos equipamentos de MA são compatíveis com este tipo de arquivo, que também está disponível na maior parte dos softwares CAD. O arquivo resultante é uma representação do objeto por meio de superfícies externas conectadas (malha de triângulos interligados).
As figuras 2.2a e 2.2b abaixo ilustram, respectivamente, um modelo CAD de um objeto e sua respectiva aproximação a partir de um arquivo STL.
Figura 2.2 – (a) Xícara projetada em um software CAD e (b) sua aproximação a partir de um arquivo STL (ROSCHLI et al., 2019).
3. Manipulação do arquivo STL e transferência do arquivo digital para o equipamento de MA: Nessa etapa o arquivo digital é manipulado para assegurar que o objeto a ser fabricado atenda as exigências dimensionais de projeto. Procedimentos como desenvolvimento de estruturas de suporte e determinação da posição e orientação do objeto no substrato são necessários. Além disso, realiza-se o fatiamento do arquivo digital em várias camadas bidimensionais (2D) (Figura 2.3). Essa operação é fundamental, pois o equipamento de manufatura aditiva fará uso dessas seções transversais para criar a rota de movimentação de seus dispositivos, capazes de consolidar material e formar o objeto tridimensional, em geral, sob a forma de camadas depositadas umas sobre as outras.
Figura 2.3 – (a) Ilustração do processo de fatiamento a partir da intersecção entre um plano horizontal com o arquivo digital, (b) seção transversal resultante da operação de fatiamento (ROSCHLI et al., 2019).
(a) (b)
)
4. Configuração dos parâmetros de processo: Nessa fase o equipamento de MA é configurado com os parâmetros adequados ao tipo de tecnologia e ao material a ser utilizado. Estratégia de deposição, espessura de camada, temperatura de pré-aquecimento do substrato, potência e velocidade da fonte de calor são alguns dos dados de entrada usualmente configurados para determinadas tecnologias de MA no momento precedente a fabricação.
5. Fabricação da peça por MA: O processo de MA é profundamente automatizado, o que acarreta na necessidade mínima de supervisão no momento da fabricação. Contudo, o operador deve estar atento a falhas no sistema, no fornecimento de energia e de matéria-prima para que o processo possa ser sucedido de maneira eficiente e sem interrupções.
6. Remoção da peça e obtenção dos objetos fabricados: Uma vez que a última camada de material tenha sido depositada, os mecanismos de funcionamento da máquina de MA estejam desligados, e que a temperatura na câmara esteja em um patamar seguro, pode-se realizar a retirada das peças da plataforma de construção. De acordo com a tecnologia e material utilizados, a remoção da peça pode envolver a retirada completa do substrato do interior do equipamento e realização de operações manuais de serragem ou eletro-erosão.
7. Pós-processamento: A depender do ramo industrial o qual a peça está destinada, esta necessitará passar por operações de pós-processamento. As etapas de pós-processamento envolvem desde uma simples limpeza superficial, para retirada do excesso de matéria-prima localizada na superfície ou no interior da peça, até a aplicação de tratamentos térmicos e/ou operações de usinagem para melhoria do acabamento superficial e tolerância dimensional.
2.2 Processo de MA por fusão de leito de pó metálico (PBF) – fusão seletiva a laser (SLM)
O processo de MA por fusão de leito de pó (PBF) compreende todas as tecnologias que utilizam uma fonte colimada de energia térmica (feixe de laser ou de elétrons) para realizar a fusão seletiva de camadas de pó depositadas sobre um substrato (ASTM 52900E, 2015; SAMES et al., 2016). A sinterização seletiva a laser (SLS) foi a precursora na fabricação comercial de objetos metálicos por PBF (GRASSO et al., 2017). Ela possuía a versatilidade de uma tecnologia capaz de processar vários materiais, tais como metais, polímeros e cerâmicas (KRUTH et al., 2005). Para isso, baseava-se, principalmente, na sinterização no estado sólido, na aglomeração de pós via fusão de aglutinantes (aglutinação química induzida ou fusão parcial) e na fusão total de pó (KRUTH et al., 2005). Contudo, peças metálicas fabricadas por essa tecnologia possuíam uma elevada porosidade e baixa resistência mecânica (YAP et al., 2015).
Por outro lado, avanços na qualidade dos equipamentos (hardware, software e/ou potência da fonte de calor) de MA por PBF permitiram a produção de peças com baixa porosidade (GRASSO et al., 2017; GIBSON et al., 2015; SAMES et al., 2016). Hoje, as principais tecnologias de MA baseadas na fusão completa de leito de pó metálico são a fusão seletiva a laser (selective laser melting – SLM), sinterização direta de metal a laser (direct metal
laser sintering – DMLS) e fusão por feixe de elétrons (electron beam melting – EBM), sendo
as duas primeiras uma derivação do processo SLS (KRUTH et al., 2005; HERZOG et al., 2016; MAHSHID et al., 2016). Vale salientar que a utilização de diferentes termos (DMLS e SLM) para designar o mesmo processo está atrelada à empresa fabricante do equipamento (VOLPATO et al., 2017). A empresa EOS GmbH – Electro Optical Systems, por exemplo, utiliza o termo DMLS em suas máquinas, ao passo que a MCP Realizer, Renishaw e SLM
Solutions utilizam a abreviação SLM (ABNT NBR 16627-1, 2017; VOLPATO et al., 2017). A palavra “sinterização”, presente na sigla DMLS e historicamente vinculada as tecnologias PBF que utilizam o laser como fonte de calor, mostra-se incoerente com a característica-base desse processo, que envolve a fusão total (DMLS/SLM e SLS) ou parcial (SLS) de matéria-prima (ABNT NBR 16627-1, 2017). Portanto, a não ser que seja mencionado o contrário, o termo utilizado neste trabalho será SLM. A figura 2.4 fornece os diagramas esquemáticos dos processos (a) EBM e (b) SLM, respectivamente.
Figura 2.4 – Diagramas representativos dos processos (a) EBM da empresa Arcam e (b) SLM (SAMES et al., 2016).
Observa-se ainda na figura 2.4, que ambos os processos possuem um sistema de distribuição de matéria-prima. Espera-se, por sua vez, que este mecanismo seja capaz de “espalhar” uma camada uniforme de pó sob a plataforma de construção (HEBERT, 2016). Uma camada de pó pode ser entendida como uniforme quando possui variações mínimas na morfologia e no tamanho do pó, a mesma densidade aparente (quão adensada ela está) e escoabilidade, e mesma altura ao longo de toda a extensão do substrato (HEBERT, 2016).
O controle atmosférico nas câmaras de armazenamento é essencial nessa etapa do processamento (HEBERT, 2016). A maioria dos pós metálicos, quando em contato com o ar atmosférico, apresentam uma tendência a formar camadas superficiais de óxidos (SAMES et al., 2016; DEBROY et al., 2018). Esses óxidos, além de mitigar a escoabilidade dos pós, devido a alterações em sua morfologia, também introduzem contaminantes à poça de fusão, alterando a sua composição química (KEMPEN et al., 2011; HEBERT, 2016; SAMES et al., 2016).
Outra fonte de contaminação pode ser mediante adsorção de umidade (HEBERT, 2016). A interação entre a fonte de energia térmica e o filme adsorvido de umidade no pó é capaz de liberar moléculas de H2O, as quais são posteriormente dissociadas (HEBERT, 2016). A
molécula de hidrogênio, um dos produtos da reação de dissociação da molécula de água, pode ser incorporada à poça de fusão e, a depender de sua solubilidade no metal líquido, formar-se-ão bolhas que serformar-se-ão aprisionadas durante a solidificaçformar-se-ão da liga, convertendo-se em poros no produto final (KEMPEN et al., 2011; HEBERT, 2016; SAMES et al., 2016).
É importante observar que existem outros parâmetros, além daqueles relacionados com o pó, capazes de alterar sua dinâmica de movimento e, consequentemente, a natureza uniforme da camada depositada (HEBERT, 2016). Tais parâmetros são a velocidade e geometria do espalhador, a condição superficial do substrato e a espessura da camada (HEBERT, 2016). A figura 2.5 é uma ilustração esquemática desse processo de distribuição de pó, contendo os principais parâmetros pertinentes à esta etapa.
Figura 2.5 – Ilustração de alguns parâmetros que podem influenciar na uniformidade da camada de pó depositada (HEBERT, 2016).
Com relação à interação com a fonte de calor, é comumente empregado um sistema de lentes e um galvanômetro (SLM) ou bobinas/lentes magnéticas (EBM) para colimar e defletir o feixe, o qual segue um curso pré-definido e funde localizadamente a cama de pó (GIBSON et al., 2015; SAMES et al., 2016; HERZOG et al., 2016). Após a solidificação da primeira camada, o substrato é abaixado e uma nova camada de pó metálico é depositada sob sua superfície (HERZOG et al., 2016). Esses ciclos de deposição de pó, fusão seletiva e solidificação se repetem até que toda a peça seja construída (figura 2.6) (GIBSON et al., 2015; HERZOG et al., 2016). Vale ressaltar que o processo SLM utiliza uma atmosfera inerte ou rica em N2 para
prevenir que a poça de fusão sofra oxidação (SAMES et al., 2016; HERZOG et al., 2016; YAP et al., 2015). O processo EBM, todavia, opera em condições de quase-vácuo (~ 0,3 Pa), com injeção de He para diminuir o carregamento eletrostático dos pós, aumentar as taxas de condução de calor e de resfriamento do material (SAMES et al., 2016; HERZOG et al., 2016).
Figura 2.6 – Deposição e fusão de pó durante o processo SLM (YAP et al., 2015).
Usualmente, considera-se que existe uma distribuição Gaussiana de intensidade em torno do feixe de laser, que assume um valor máximo no seu centro e decresce radialmente seguindo uma função de Gauss (THIJS et al., 2010; YAN et al., 2015; HEBERT, 2016; TAN et al., 2017; DEBROY et al., 2018). Com isso, são geradas poças de fusão semielípticas, com aparência de “escamas de peixe”, no sentido de construção do objeto (figura 2.7) (YAN et al., 2015; TAN et al., 2017). Observa-se, adicionalmente, que essas poças são, em largura, maiores que o diâmetro do feixe do laser, graças a existência de uma região de material refundido (JӒGLE et al., 2014; YAN et al., 2015). Com isso, não há garantia apenas de fusão completa da camada atual de pó, mas, também, de camadas subjacentes e adjacentes a esta, o que assegura uma boa união metalúrgica entre todas as camadas do objeto em construção (YAN et al., 2015; TAN et al., 2017; TAN et al., 2018). Dito isto, o processo manufatura de uma peça por SLM pode ser encarado como várias operações de micro-soldagem (TAN et al., 2018).
Figura 2.7 – Ilustração esquemática do processo de formação das poças de fusão na direção de construção (eixo Z) no processo SLM (YAN et al., 2015).
As fontes de energia térmica do sistema SLM aumentaram sua eficiência energética ao longo dos anos, passando de lasers de CO2, adaptados do sistema SLS, a lasers de estado sólido
(Nd:YAG e Yb:YAG) (YAP et al., 2015). Essa evolução é justificada tomando-se como parâmetro a absorvidade do pó metálico, a qual é superior com a utilização de lasers operando com comprimentos de onda na região infra-vermelho (KRUTH et al., 2007; GU et al., 2012; YAP et al., 2015).
A tecnologia SLM possui diferentes parâmetros de processamento que, por conseguinte, podem ter influência na geometria da poça de fusão, acabamento superficial da peça, porosidade, tempo de manufatura e propriedades mecânicas (THIJS et al., 2010; VOLPATO et al., 2015; SAMES et al., 2016). É evidente que a seleção imprópria desses resulta em peças que não atendem as suas especificações de projeto (MUTUA et al., 2018). Assim, a determinação de janelas de processamento para cada sistema material é, então, necessária, pois elas indicam as regiões apropriadas para a produção de peças com maior qualidade (MUTUA et al., 2018).
Em geral, os principais parâmetros avaliados nesses mapas de processamento são: estratégia de varredura (scan strategy), espessura de camada de pó (layer thickness), distância entre linhas de varredura (hatch spacing), potência do laser (laser power) e velocidade de varredura (scan speed) (THIJS et al., 2010; VOLPATO et al., 2015). A estratégia de varredura refere-se ao movimento segundo o qual o laser percorre enquanto realiza a fusão da cama de pó metálico (HERZOG et al., 2016). A figura 2.8 fornece algumas das possibilidades de estratégia de varredura disponíveis no processo SLM.
Figura 2.8 – Exemplos de diferentes estratégias de escaneamento no processo SLM (KRUTH et al., 2010).
Tipicamente, na fusão seletiva a laser a espessura da camada pó varia entre 20 e 100 µm (YAP et al., 2015). A escolha da espessura será resultante do equilíbrio entre a rugosidade superficial desejada, o tempo de manufatura do objeto e a escoabilidade do pó (THIJS et al., 2010; YAP et al., 2015). Outro parâmetro importante é a distância entre linhas de varredura. Sua escolha conveniente assegura uma boa sobreposição entre as camadas adjacentes de material; logo, um valor impróprio desse parâmetro causará a formação de porosidade regular no material, já que não haverá uma união metalúrgica adequada entre os passes adjacentes fundidos (YAP et al., 2015; HERZOG et al., 2016).
A potência e velocidade de varredura são parâmetros fundamentais quando se trata da quantidade de energia fornecida ao leito de pó (DEBROY et al., 2018). Juntamente com a espessura da camada e a distância entre linhas de varredura, pode-se definir a densidade de energia volumétrica (VED) (equação 1). Em suma, o VED corresponde a energia necessária para aquecer e fundir um volume de material de interesse (COLLINS et al., 2016). Baixos valores de VED resultam em um baixo superaquecimento do metal líquido, o que mitiga as correntes convectivas de fluido na poça de fusão e gera heterogeneidades de mistura, além de alguns tipos de porosidade e fusão insuficiente de pó (COLLINS et al., 2016). Teoricamente, define-se também um limite superior para o VED, que corresponde ao valor no qual começa a haver volatilização de alguns elementos de liga do sistema material quando este é submetido a elevados superaquecimentos (COLLINS et al., 2016). A figura 2.9 compreende os principais parâmetros de processamento da tecnologia SLM.
𝑉𝐸𝐷 (
𝐽
𝑚3
) =
𝑃
𝑣 ℎ 𝑡
(equação 1)
Onde: P é a potência do laser, v é a velocidade de varredura, h é a distância entre linhas de varredura e t é a espessura da camada de pó.
Figura 2.9 – Principais parâmetros do processo SLM (YAP et al., 2015).
Ainda que diversos materiais possam ser utilizados, tais como ligas de alumínio, tungstênio, níquel e de Co-Cr, o volume de pesquisa com ligas de Fe-C e de Ti prevalece, conforme pode ser observado na figura 2.10 (YAN et al., 2015; HERZOG et al., 2016; SAMES et al., 2016; IVEKOVIĆ et al., 2018). A notoriedade desses materiais deve-se a sua aplicação em indústrias dedicadas a fabricação de peças e componentes com alto valor agregado, particularmente voltados a área médica e aeroespacial (YAP et al., 2015). Ademais, a força motriz para utilização dos aços no processamento de componentes por SLM reside na flexibilidade com que essa tecnologia pode fabricar componentes com porosidade estruturada (YAP et al., 2015). Isso propicia que projetistas de produtos façam uso da tenacidade dos aços e adicionem considerável economia de peso ao projeto, para compensar a densidade elevada dessas ligas metálicas (YAP et al., 2015).
Figura 2.10 – Gráfico do número de publicações em SLM para vários materiais entre 1999 e 2014 (YAP et al., 2015).
2.3 Aços Maraging – propriedades, breve desenvolvimento histórico e aplicações
Sabe-se que a precipitação de carbonetos de liga, que ocorre no revenimento de um aço ligado com estrutura martensítica, dá origem ao endurecimento por precipitação, fenômeno também conhecido como endurecimento secundário (BHADESHIA et al., 2017). Contudo, não há restrições quanto a utilização de outras fases finamente dispersas para este mesmo propósito de aumento da resistência mecânica nos aços ligados martensíticos (BHADESHIA et al., 2017). Os aços maraging, por exemplo, são aços-liga de ultra-alta resistência, endurecíveis por precipitação de intermetálicos e muito utilizados no setor aeroespacial, devido a combinação entre alta resistência mecânica, boa tenacidade e ductilidade (SHA et al., 1993a; SIMM et al., 2017; SUN et al., 2018; TAN et al., 2018). Além dessas, outras características dessa liga também justificam seu uso em aplicações críticas de engenharia, tais como: alta resistência mecânica específica, boa soldabilidade, fácil usinabilidade na condição solubilizada e boa estabilidade dimensional durante tratamento térmico de envelhecimento (TEWARI et al., 2000; CASALINO et al., 2015; SUN et al., 2018).
O termo maraging é resultado da contração entre as palavras correspondentes à martensita (“martensite”) e ao envelhecimento (“aging”), o que sugere que as propriedades mecânicas dessa liga são advindas desse tratamento térmico nessa microestrutura específica (FLOREEN, 1968; KEMPEN, 2015; MASNERI, 2016). O seu desenvolvimento inicial se deu no final da década de 50, com as primeiras classes desse aço contendo entre 20 e 25% Ni, 0,3% Al, 1,4% Ti e 0,4% Nb (% em peso) (FLOREEN, 1968). A adição desses elementos em solução sólida substitucional nessas proporções resultou em uma microestrutura parcialmente (25% Ni) ou completamente (20% Ni) martensítica, com baixo percentual de carbono e que poderia se beneficiar do endurecimento por precipitação de fases formadas pelos elementos de liga presentes em sua composição (FLOREEN, 1968). Porém, embora o material pudesse atingir valores de dureza entre 53 e 56 HRC após tratamento térmico, sua produção e pesquisa foram interrompidos devido a seu comportamento frágil quando submetidos à níveis de tensão elevados (SCHMIDT et al., 1990).
Posteriormente, comprovou-se o potencial endurecedor que adições de molibdênio e cobalto causavam no material, com a criação das classes 18Ni, em que todas compartilhavam desse mesmo percentual em peso de níquel, mas apresentavam diferentes concentrações de
molibdênio, cobalto, titânio (FLOREEN, 1968). A escolha por essa concentração de Ni foi resultado da constatação que percentuais muito acima causavam a retenção de grandes volumes de austenita no material, mesmo resfriando-o rapidamente a partir do campo austenítico (SCHMIDT et al., 1990).
As classes comercialmente mais utilizadas de aço maraging 18Ni são C200, C250, C300 e C350, nas quais o subscrito “C” indica que esta liga possui cobalto e o número após o subscrito indica o limite de escoamento do material em ksi (SHA et al., 1993c; MOSHKA et al., 2015). A tabela 2.2 abaixo fornece a composição química e a tensão de escoamento das classes 18Ni de aço maraging após tratamento térmico de envelhecimento.
Tabela 2.2 – Composição química(a) (% peso) e tensão de escoamento dos principais aços
maraging comerciais da série 18Ni (FLOREEN, 1968; SCHMIDT et al., 1990).
Classe Fe Ni Co Mo Ti Al Tensão de Escoamento (MPa) C200 B alanç o 18 8 3,2 0,2 0,1 1400 C250 18 8 5,0 0,4 0,1 1700 C300 18 9 5,0 0,6 0,1 2000 C350 18 12 4,0 1,6 0,1 2400
(a) A quantidade de carbono para todas as classes é restrita a 0,03% máx.
Vale salientar que o que torna essas classes de aço maraging distintivas, quando comparadas com os aços de alta resistência, refere-se a sua superior tenacidade em condições extremas de solicitações mecânicas (FLOREEN, 1968). A figura 2.11 corrobora essa superioridade, em que valores de KIC e tensão de escoamento para diversos aços de alta
resistência são plotados. Como pode ser observado, os aços maraging apresentam a maior razão KIC/tensão de escoamento, o que legitima sua utilização em moldes de injeção de polímeros,
moldes para fundição de metais, capsulas para mísseis, molas Belleville, eixos de transmissão para motores comerciais a jato, ferramentas de punção, fixadores, componentes estruturais e trens de pouso de aeronaves (SCHMIDT et al., 1990; SCHMIDT et al., 1991; BECKER et al., 2016; PRASAD et al., 2017; TAN et al., 2018).
Figura 2.11 – Relação entre tenacidade a fratura e tensão de escoamento de alguns aços de alta resistência (DECKER et al., 1988).
2.4 Metalurgia física dos aços maraging – transformação martensítica e reações de precipitação
Haja visto o desempenho contra-intuitivo dos aços maraging – elevada resistência mecânica e boa tenacidade – das classes 18Ni, faz-se necessário o estudo do papel que as transformações de fase têm na manutenção desse comportamento. Tais transformações metalúrgicas se sucedem no estado sólido e, basicamente, podem ser divididas em duas etapas: formação da martensita e precipitação de intermetálicos.
Para uma melhor compreensão da transformação martensítica é fundamental a análise dos diagramas de equilíbrio (figura 2.12a) e metaestável (figura 2.12b), ambos referentes à região rica em Fe do sistema Fe-Ni. Pelo exame do diagrama de equilíbrio Fe-Ni, observa-se que a temperatura ambiente e no intervalo de 3 – 30 %peso Ni, as fases de equilíbrio são austenita (γ) ou austenita (γ) + ferrita (α). Contudo, na prática, não é o que ocorre. Ao realizar um resfriamento de uma liga contendo, por exemplo, 18%peso Ni, partindo-se do campo monofásico γ, não há decomposição da austenita nas fases de equilíbrio previstas pelo diagrama da figura 2.12a; em outras palavras, o que ocorre é a conversão da austenita em martensita
através de uma transformação de fase displaciva (FLOREEN, 1968; SCHMIDT et al., 1991). Transformações de fase displacivas ocorrem no estado sólido e são tipificadas por uma deformação ou cisalhamento da estrutura cristalina da fase inicial, que origina uma nova estrutura cristalina ou fase; logo, este processo não envolve difusão atômica de longo alcance entre a fase mãe e a fase produto (BHADESHIA et al., 2017).
A gênese da martensita (α’) a partir da fase γ ocorre quando a temperatura de início da transformação martensítica (Mi) é atingida. Para que seja assegurado uma matriz
completamente martensítica a temperatura ambiente, Mi deve ser relativamente alta,
normalmente entre 200 e 300 ºC (SCHMIDT et al., 1991). Por meio do exame do diagrama de fases metaestável Fe-Ni, nota-se uma histerese térmica de transformação de fase. A reação de reversão (α’ → γ), que ocorre no reaquecimento da liga, acontece numa faixa de temperaturas superior ao intervalo em que se processa a transformação martensítica no resfriamento (FLOREEN, 1968). Isso tem um impacto direto no comportamento desse material durante o tratamento térmico de envelhecimento, já que o percentual volumétrico de austenita revertida formada durante o reaquecimento é mitigado, dada essa diferença entre as temperaturas de início e fim de formação de cada fase (PERELOMA et al., 2004).
Figura 2.12 – (a) Diagrama de equilíbrio Fe-Ni e (b) diagrama de equilíbrio metaestável Fe-Ni (FLOREEN, 1968; SCHMIDT et al., 1991).
Sob condições de resfriamento rápido partindo-se do campo austenítico, pode-se obter martensita em sistemas Fe-Ni com 5 a 10% em peso de níquel (SCHMIDT et al., 1991). Aumentos significativos na concentração de Ni, no entanto, reduzem a necessidade de taxas de
resfriamento rápidas para obtenção de uma estrutura completamente martensítica (SCHMIDT et al., 1991), como é o caso do aço maraging C300 que tem seu diagrama CCT (continuous
cooling transformation) retratado na figura 2.13. Nota-se que não há intersecção entre as linhas
que correspondem a diferentes taxas de resfriamento com as curvas referentes a transformações de fase reconstrutivas, controladas por difusão de átomos de soluto e que podem dar origem, por exemplo, a ferrita e a perlita (SCHMIDT et al., 1990; BHADESHIA et al., 2017; PRASAD et al., 2017). Portanto, isto confirma o fato que na temperatura ambiente haverá apenas martensita no material, quando este for resfriado a partir da condição solubilizada.
Figura 2.13 – Curva CCT de um aço C300. O material foi mantido a 845 ºC por 20 minutos e resfriado com diferentes taxas até a temperatura ambiente. As linhas horizontais representam o percentual volumétrico, que varia de 1 a 99% de martensita formada numa dada condição de temperatura e tempo. Os números dentro de cada círculo ao final de cada curva de resfriamento representam a dureza Vickers do material (SCHMIDT et al., 1991).
Tipicamente, a martensita formada nos aços maraging é rica em Ni e possui estrutura cristalina cúbica de corpo centrado (CCC) (FLOREEN, 1969; SCHMIDT et al., 1991; MOSHKA et al., 2015; SUN et al., 2018; TAN et al., 2018). Sua morfologia pode ser alterada à medida que o percentual em peso de níquel presente em sua composição química é aumentado (FLOREEN, 1969; SCHMIDT et al., 1991). Para porcentagens de até 25% Ni, ela se apresenta sob a forma de ripas e, para valores acima deste, obtém-se uma martensita maclada (FLOREEN, 1969; SCHMIDT et al., 1991; TAN et al., 2018).
A microestrutura martensítica com morfologia de ripas (figura 2.14), presente nos aços maraging C300, surge dentro dos limites do grão austenítico prévio, é constituída de inúmeros pacotes, que contém vários blocos dentro de si, e tem uma elevada densidade de discordâncias (1011-12 /cm2) (SCHMIDT et al., 1991; PERELOMA et al., 2004; TAN et al., 2018). Existe uma relação de orientação entre a austenita e a martensita, a qual foi identificada pelas relações de Nishiyama-Wassermann, (N-W, (111)γ // (110)α’ e [110]γ // [100]α’), e Kudjumov-Sachs, (K-S,
(111)γ // (110)α’ e [110] γ // [111]α’) (VISWANATHAN et al., 1993; SHA et al., 2009).
Figura 2.14 – Diagrama esquemático da fase martensita com morfologia de ripas obtida a partir da austenita não-deformada num aço da classe 18 Ni (TAMURA et al., 1982).
As discordâncias promovem um papel importante nas reações de precipitação dos aços maraging (SCHMIDT et al., 1991). Já que essas transformações metalúrgicas envolvem nucleação e crescimento de uma nova fase, a presença de uma elevada densidade de discordâncias fornece trajetórias preferenciais de difusão, o que aumenta a cinética de precipitação de compostos intermetálicos (FLOREEN, 1969; SCHMIDT et al., 1991). Além disso, as discordâncias são defeitos lineares que estão associadas com uma alta energia; assim, elas funcionam como sítios preferenciais para nucleação dessas novas fases (precipitados intermetálicos) em meio a matriz martensítica (SCHMIDT et al., 1991).
As reações de precipitação nos aços maraging são bastante complexas e os elementos de liga substitucionais presentes em sua composição desempenham um papel fundamental nesse processo (SHA et al., 1993b). Esses podem ser alocados em três grupos distintos (SCHMIDT et al., 1991):
i) Endurecedores fortes: berílio e titânio;
ii) Endurecedores moderados: alumínio, nióbio, magnésio, molibdênio, silício, tântalo, tungstênio e vanádio;
iii) Endurecedores fracos: cobalto, cobre e zircônio.
Embora treze elementos químicos tenham sido citados, apenas quatro são utilizados em escala industrial para fabricação dos aços maraging, o quais são: cobalto, titânio, molibdênio e alumínio. O Ti, Mo e Al são elementos importantes no aumento da resistência mecânica da matriz martensítica dessas ligas, já que eles são solutos formadores de precipitados (SCHMIDT et al., 1991; TAN et al., 2017). Embora não faça parte da composição química dos precipitados formados, o Co desempenha um papel fundamental nos aços maraging: reduz a solubilidade de Mo na matriz martensítica, o que induz a precipitação de intermetálicos ricos em molibdênio (SCHMIDT et al., 1991; SHA et al., 1993b). Consequentemente, isso tem um efeito benéfico no tocante ao aumento da resistência mecânica da liga (SCHMIDT et al., 1991; SHA et al., 1993b).
Durante os estágios iniciais de envelhecimento, há precipitação dos compostos intermetálicos nanométricos Ni3(Ti, Mo), que são semi-coerentes com a matriz (SHA et al.,
1993a; TAN et al., 2017). À medida que se prossegue com o tratamento térmico da liga, ocorre a dissolução do precipitado Ni3Mo, que é metaestável, e substituição por fases ricas em Fe-Mo
(SCHMIDT et al., 1991; SHA et al., 1993a; JÄGLE et al., 2014; MOSHKA et al., 2015). Em geral, esse fenômeno é acompanhado por uma queda de dureza no material (SCHMIDT et al., 1991; SHA et al., 1993a; MOSHKA et al., 2015).
2.5 Tratamento térmico dos aços maraging
Em geral, o tratamento térmico dos aços maraging envolve duas etapas: solubilização e precipitação (envelhecimento) (MOSHKA et al., 2015). A solubilização envolve o aquecimento da liga a uma temperatura acima de Af (temperatura em que toda a microestrutura é austenítica),
e manutenção nessa condição até que todos os elementos de liga sejam postos em solução (MOSHKA et al., 2015; SCHMIDT et al., 1991). Após isso, há um resfriamento rápido do material, de modo que haja formação de uma martensita dúctil, com valores de dureza entre 30
