Capítulo 2 Revisão Bibliográfica 2. REVISÃO BIBLIOGRÁFICA

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Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica

2. REVISÃO BIBLIOGRÁFICA

2.1. Aços Rápidos

A engenharia de manufatura tem encontrado o desafio de atender a demanda crescente da produção nos últimos anos, principalmente deparando-se com a necessidade de usinar novos materiais dotados de excelentes propriedades mecânicas, mais leves, porém, com maior resistência ao corte. Para a solução dos problemas, tem se estudado o processo de usinagem destes novos materiais e ligas, bem como a necessidade cada vez maior de reduzir os custos de produção. As ferramentas de corte exercem uma influência considerável na produtividade e nos custos de produção, apesar de que o valor despendido com o consumo destas represente uma parcela muito pequena no custo final do produto [YUHARA, 2000].

A engenharia de fabricação busca o desenvolvimento de processos com alta velocidade, sem refrigeração ou mínima quantidade de meios refrigerantes e lubrificantes, novas geometrias, materiais e revestimentos para ferramentas. Os principais problemas causados pelos fluidos de corte são aqueles relacionados com a saúde e segurança. Em contato com a pele podem causar dermatites, se respirar sprays e vapores de fluidos de corte podem ocasionar o comprometimento dos sistemas digestivo e respiratório, o que podendo causar câncer [CASTRO, 2005; MACHADO & SILVA, 2003].

Nos últimos anos, a usinagem com alta velocidade (HSM – High Speed Machining) tem ganhado grande importância e, assim, tem sido dada maior atenção ao desenvolvimento e a disponibilidade das tecnologias no mercado para velocidades, avanço e rotações muito elevadas. Com a necessidade de produzir mais rápido e com maior precisão, o parque antigo de máquinas vem sendo substituído gradativamente por novas unidades, precisas e potentes com a necessidade de ferramentas que tenham alta performance como as de metal duro. As ferramentas de metal duro possuem maior resistência ao desgaste do que as de HSS, porém são destinadas a processos com velocidades mais elevadas. Entretanto, estas ferramentas são sujeitas ao lascamento e ao desgaste adesivo, dependendo das condições de corte. Mas, ainda existem situações em que um material tão tenaz quanto o aço rápido é uma solução mais viável. [FOX-RABINOVICH et al, 1996; SILVA et al, 2004]. De acordo com MÜLLER & SOTO [2002], “O HSS está muito vivo!”.

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Os aços rápidos são ainda uns dos mais importantes materiais usados na produção de ferramentas de corte (ferramentas de fresadoras, torno, plaina, mandris, alargadores e outros), em torneamento de peças com diâmetro reduzido e são também utilizados em processos de trabalho a frio. As ferramentas de corte de aço rápido são baixa velocidade de corte, ou seja, são utilizadas normalmente entre as velocidades de 30 a 35 m/min [BRAZ, 2003; COUTINHO, 1992; MACHADO & SILVA, 2004].

O corte em alta velocidade pode ser usado na usinagem de materiais leves, não-ferrosos e plásticos. Para aço, ferro fundido e ligas de baixa usinabilidade, é adequado apenas para o corte final (acabamento) [SILVA et al, 2004].

As ferramentas de aço rápido são basicamente agrupadas em: aço rápido comum, aço rápido com cobalto, aço rápido com revestimento, aço rápido sinterizado [STEMMER, 2001].

2.1.1. Aço Rápido Comum

A denominação aço rápido é devido a sua capacidade de reter elevada dureza mesmo quando utilizada em processos de usinagem com alta velocidade. Este material pode ser endurecido até um nível de 1000 HV (65 a 70 HRC). Uma outra característica é que nenhum amolecimento apreciável ocorre até que as temperaturas alcancem aproximadamente 600 ºC [HOYLE, 1988].

A produção convencional do aço rápido consiste na fusão e na produção de pequenos lingotes para reduzir as segregações na peça. A estrutura bruta de fusão dos aços rápidos caracteriza-se pela presença de dendritas de austenita envoltas numa rede de carbonetos primários. Após sofrerem trabalho mecânico de laminação ou forjamento, este aço fundido alcança uma dureza de 18 a 25 HRC. Sua dureza é aprimorada com um complexo tratamento térmico, podendo obter valores de 60 a 70 HRC. O resultado é um aço com microestrutura heterogênea e de grão grosseiro. Os tratamentos termo mecânicos de forjamento e laminação proporcionam uma estrutura de fina dispersão de carbonetos em uma matriz ligada, mas com estruturas em bandas, que propiciam problemas de controle dimensional, variações de dureza e de outras propriedades mecânicas na mesma peça [MAGNABOSCO, 2000; ODÉRIZ, 1998].

O aço rápido foi descoberto por Fred W. Taylor no início do século XX, através de pesquisas desenvolvidas juntamente com White na Bethelehem Steel Corporation, que

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tinham o objetivo de obter um aço que permitisse usinar em condições severas, visando aumentar o rendimento de fabricação, através da melhoria dos tratamentos térmicos. O aço rápido foi apresentado mundialmente na Exposição Mundial de Paris em 1900, onde as suas qualidades causaram estupefação [FERRARESI, 1982; MILLS & REFORD, 1983; STEMMER, 2001].

Em 1910, foi definido o primeiro aço rápido por padrões modernos, o qual tinha uma composição 18-4-1 (18% de tungstênio, 4% de cromo, 1% de vanádio e 0,7% de carbono). Este tipo de material recebeu a denominação de T1.

Entre 1940 e 1952, por causa da escassez do tungstênio durante a Segunda Guerra mundial, o molibdênio passou a substituir parcialmente o tungstênio, resultando diversos tipos representados pela letra “M” (por exemplo, M1, M2). No caso do aço rápido T1, o molibdênio passou a substituir 1/3 do tungstênio, ou seja, por 5% de molibdênio, o vanádio aumentou para 2% e 0,85% para carbono. Como o molibdênio possui menor preço, e pelo fato de participar na composição com a metade da porcentagem do tungstênio (por ter aproximadamente a metade do peso específico do tungstênio) fazem com que os aços rápidos ao molibdênio sejam mais baratos do que os aços ao tungstênio, para propriedades equivalentes [STEMMER, 2001; HOYLE, 1988; MILLS & REFORD, 1983].

2.1.2. Aço Rápido com Cobalto

O aço rápido recebeu a primeira melhoria substancial das características em 1921, pela adição de cobalto como novo elemento de liga. Esta adição aumentou substancialmente a temperatura crítica de trabalho do aço rápido, ou seja, a dureza a quente e a resistência ao desgaste, porém resultou em menor tenacidade. Inicialmente, as adições de cobalto ficaram limitadas em 5%, em virtude da dificuldade de forjamento deste material. Com o aperfeiçoamento das técnicas de forjamento foi possível utilizar ligas com 8 a 12% de cobalto [STEMMER, 2001].

2.1.3. Aço Rápido com Revestimento

A maioria das empresas que possuem em seu processo produtivo a usinagem tem contribuindo para a melhoria na tecnologia de corte. O desenvolvimento de materiais cortantes como as ferramentas de aço rápido, metal duro, cerâmicas e outros, aliando às

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técnicas de revestimento PVD (Physical Vapour Deposition, Deposição Física a Vapor) ou CVD (Chemical Vapour Deposition, Deposição Química a Vapor) com camadas resistentes ao desgaste (como TiN, Ti (C,N), CrN) vêm possibilitando a utilização destas ferramentas em velocidades de cortes cada vez maiores [SUSTARISIC et al, 2001; YUHARA, 2000]. Um prova desta tendência é o trabalho de MACHADO & VIANA [2006] onde pesquisaram o desempenho de brocas de aço rápido revestidas na usinagem de uma liga de alumínio-silício. As brocas sem revestimento apresentaram menor vida útil e o revestimento de melhor desempenho foi o TiN/TiCN, o qual possibilitou maior número de furos.

A aplicação de revestimentos de TiN, através do processo de PVD, em temperaturas inferiores a 550ºC (abaixo da temperatura de revenido), conferem uma aparência dourada à ferramenta e produzem os seguintes efeitos [STEMMER, 2001]:

• Reduz o desgaste na face e no flanco da ferramenta, pois a dureza alcança valores de 2000 a 2500 Vickers;

• O recobrimento possui caráter não metálico, estabilidade química, o que reduz a tendência de adesão. O baixo atrito do revestimento inibe a aderência de material na ferramenta e a formação da aresta postiça de corte. Reduz também a força de corte e melhora o acabamento superficial;

• Serve de proteção do metal base contra elevadas temperaturas de corte pelo baixo coeficiente de transmissão de calor do TiN;

A camada de TiN tem de 1,0 a 3,0 µm de espessura. O sucesso da ferramenta depende muito mais de sua aderência ao substrato e também de sua espessura de camada. O lascamento do revestimento é a maior causa de insucesso de ferramentas com revestimento [STEMMER, 2001].

2.1.4. Aço Rápido Sinterizado

O aço rápido sinterizado é obtido por processos de metalurgia do pó. Este tipo de processo permite um melhor controle do tamanho dos grãos, assim como a adição controlada e bem distribuída de elementos de liga, resultando numa estrutura muito uniforme e muito fina em toda a seção transversal da ferramenta. Tem-se, assim, as

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seguintes vantagens [ODÉRIZ, 1998; STEMMER, 2001; BERGAN, 1996]:

• Permite obter microestruturas mais finas e homogêneas com carbonetos uniformemente distribuídos em toda a matriz. Também se obtém um melhor ajuste da composição e melhores ligas, o que é difícil de se obter por métodos convencionais;

• Menor deformação durante a têmpera e o revenimento; • Tempos de austenitização são mais curtos;

• Menor tendência de ocorrer a formação de trincas e de tensões internas; • Melhora da tenacidade e da resistência ao desgaste;

• Vida mais longa e menor dispersão no tempo de vida das ferramentas; • Melhores condições de aderência de revestimentos de TiN.

2.2. Metalurgia do Pó

A metalurgia do pó pode ser designada por P/M (Powder Metallurgy)

[CALLISTER, 2002]. Conforme ZAPATA [1987], “A metalurgia do pó objetiva transformar, sem fusão, pó metálicos ou não metálicos usando pressão e calor, através de um tratamento térmico de sinterização que substitui a fusão clássica e que se realiza a temperatura inferior ao ponto de fusão do metal mais importante, obtendo-se a peça ou componente já na sua forma final”.

A metalurgia do pó tem um vasto campo de aplicações. Esta técnica é utilizada na fabricação de peças mecânicas, onde o setor automobilístico é o maior usuário de pós-metálicos no mundo; na fabricação de materiais porosos como filtros e mancais autolubrificantes; na produção de pastilhas de metal duro; entre outros. Este processo tecnológico tem uma grande vantagem de obter produtos e componentes acabados com uma homogeneidade e precisão dimensional superior comparada as técnicas convencionais. Outro aspecto é o menor custo, principalmente pela economia de matérias primas, energia e mínima ou nenhuma operação de usinagem [ZAPATA 1987].

O processo de metalurgia do pó envolve basicamente as seguintes etapas [CHIAVERINI, 1986]:

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garantir lotes uniformes de pó e produzir lotes com características específicas de distribuição e tamanho de partículas;

• Operação de Compactação: Compactação da mistura resultante, com o emprego de matrizes;

• Operação de Sinterização: Aquecimento do compactado resultante, de modo a produzir-se uma ligação entre as partículas e conferir-se resistência mecânica ao compactado.

O processo de sinterização na prática é relativamente simples desde que se disponha de equipamento adequado tais como fornos, atmosferas protetoras e instrumentos de medição e controle. Porém os resultados finais dependem de uma série de fatores o que tornam a sinterização um processo delicado, como: a natureza do pó, a natureza da mistura dos pós, os característicos dos compactados verdes obtidos na primeira fase de consolidação, tais como porosidade, densidade e resistência a verde e outros. O processo de sinterização é um típico processo de difusão no estado sólido, porém pode apresentar a fase líquida dependendo das características do pó e do processo. A fase líquida pode favorecer a ligação de partículas metálicas entre si e diminui a porosidade do material [CHIAVERINI, 1982].

Um exemplo da influência dos parâmetros de sinterização é a pesquisa de desenvolvida por SILVA [2003]. Em seu estudo de sinterabilidade, foi utilizado o material M2 puro, ou seja, sem a adição de carbonetos, e o mesmo material com adição de 0,2% em peso de carbono (conforme a Tabela 1). As amostras foram sinterizadas a uma temperatura de 1250 ± 1ºC, com taxa de aquecimento de 10 ºC / minuto em forno com fluxo contínuo com atmosfera redutora de N2. Concluiu-se que a variação do tempo de patamar do

material M2 puro não promoveu uma mudança significativa com relação à porosidade final da estrutura, com relação à distribuição ou o tamanho desta (Figura 1 a, b, c e d). Porém, a adição de 0,2% de grafite em peso para um patamar de sinterização de 60 minutos apresentou uma propensão de diminuir o coalescimento dos carbonetos (Figura 1 d), sendo que, apesar desta amostra ter sido sinterizada durante um período de patamar significativamente maior (Figura 1 d, 60 minutos), ela apresentou com relação à amostra sem a presença de grafite (Figura 1 c), um crescimento idêntico ou menor. Concluiu-se que a utilização de grafite em um patamar de 60 minutos – para evitar a descarbonetação – não irá promover um elevado coalescimento dos carbonetos presentes na base M2 e nem um

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crescimento de grão exagerado [SILVA, 2003].

Tabela 1 – Amostras realizadas no estudo inicial da sinterabilidade [SILVA, 2003]. Amostras Tempo de Patamar de Sinterização

Base 30 minutos 60 minutos

M2 1 amostra 1amostra

M2 + 0,2% Grafite 1 amostra 1 amostra

Figura 1 - Micrografia do ensaio de sinterabilidade: a) Patamar de 30 minutos, sem adição de grafite; b) Patamar de 30 minutos, adição de 0.2 % em peso de grafite; c) Patamar de 60 minutos, sem adição de grafite; d) Patamar de 60 minutos, adição de 0.2 % em peso de grafite; todas as amostras possuem uma ampliação de 500x, ataque com nital 1% [SILVA, 2003].

NOGUEIRA [2004] estudou o comportamento da dureza dos materiais sinterizados M2, M3/2 e T15 entre as temperaturas de sinterização de 1150ºC e 1250ºC (Figura 2). No material M2 ocorre um aumento de dureza em temperaturas acima de

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1250ºC, alcançando valores próximos a 500 HV15, entre as temperaturas de 1270ºC e 1285ºC, estando estes valores de acordo com a maior densificação e com as alterações ocorridas na microestrutura, tais como o crescimento dos carbonetos devido ao aumento da temperatura de sinterização. Para o M3/2 pode-se observar que para as sinterizações realizadas nas temperaturas entre 1250ºC e 1285ºC ocorre um decréscimo da dureza para valores médios de 450 HV15. Nestas temperaturas mais elevadas ocorrem transformações estruturais como o aparecimento de redes de eutéticos e o crescimento dos grãos que diminuem as propriedades finais do material. No aço rápido T15, para as temperaturas de 1250ºC, 1270ºC e 1285ºC ocorre uma diminuição da dureza para valores próximos a 500, 420 e 400 HV15respectivamente, apresentando um comportamento similar ao HSS M3/2.

HSS - Dureza Vickers 0 50 100 150 200 250 300 350 400 450 500 550 600 650 1150 1200 1225 1250 1270 1285 ºC HV15 M2 M3-2 T15

Figura 2 - Dureza Vickers dos aços rápidos M2, M3/2 e T15 em função da temperatura de sinterização [NOGUEIRA, 2004].

Os parâmetros de sinterização também influenciam na porosidade. A Figura 3 apresenta uma análise por microscopia ótica do aço rápido M2 sem ataque químico. Observa-se que até a temperatura de 1250ºC a microestrutura apresenta-se com muita porosidade, já nas temperaturas de 1270ºC e 1285ºC na microestrutura se observa poros bem distribuídos e de pequeno tamanho e [NOGUEIRA, 2004].

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Figura 3 - Microestrutura do aço rápido M2, sem ataque químico, nas diversas temperaturas de sinterização. As setas indicam as porosidades [NOGUEIRA, 2004].

2.3. Produção dos Aços Rápidos Sinterizados

Na produção dos aços rápidos sinterizados, os processos que mais se destacam são: o ASP (Anti-Segregation Process), o CPM (Crucible Metallurgy Process), o FULDENS e

o PIM (Powder Injection Moulding).

2.3.1. Processo ASP – “Anti-Segregation Process”

O processo ASP também é chamado de ASEA-STORA process. Neste processo, o

pó é produzido através de atomização a gás inerte. Este pó é colocado em uma cápsula cilíndrica de aço, na qual é submetida à vibração para acomodar as partículas. A cápsula então é fechada e compactada isostaticamente a vácuo, podendo ser a frio até 400 MPa ou

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a quente até 100 MPa. Após, o aço pode ser trabalhado convencionalmente por forjamento ou laminação até adquirir a forma desejada e com possíveis tratamentos térmicos consecutivos. A Figura 4 ilustra a comparação entre o processo convencional e o ASP [STEVENSON, 1984].

Figura 4 - Comparação entre processo convencional e o ASP [STEVENSON, 1984].

2.3.2. Processo CPM – “Crucible Particle Metallurgy Process”

O processo CPM (Figura 5) inicia-se semelhantemente ao processo de fundição convencional. Porém, em vez de o aço fundido ser vazado em moldes já no formato de lingotes, é vazado no bocal de uma câmara atomizadora, onde um gás de alta pressão espalha minúsculas gotículas esféricas. Estas se solidificam rapidamente e são coletadas no fundo da câmara atomizadora. O pó é relativamente esférico e de composição uniforme. Como cada partícula é essencialmente um micro-lingote que solidificou tão rapidamente que a segregação foi suprimida. Os carbonetos que precipitam durante solidificação são extremamente finos devido ao resfriamento rápido e o tamanho pequeno das partículas de pó. O pó é peneirado e carregado em recipientes de aço que são então evacuados e lacrados. Os recipientes lacrados são compactados isostaticamente a quente (HIP) a temperaturas aproximadamente semelhantes ao do processo de forjamento, para completa densificação. A microestrutura resultante é homogênea de alta qualidade e exibe uma

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uniforme distribuição de minúsculos carbonetos [GENERAL INFORMATION – CPM - CRUCIBLE PARTICLE METALLURGY, 2006].

Figura 5 - Esquema do processo CPM [STEVENSON, 1984].

2.3.3. Processo FULDENS

Um outro método para obter aço rápido sinterizado é o processo Fuldens (Figura 6). Neste processo, o pó é atomizado por água e compactado mecanicamente ou por pressão isostática a frio e sinterizado a vácuo até atingir a densidade total. O processo Fuldens permite obter peças com tolerância aproximada, formas complexas, produzidas repetidamente com propriedades mecânicas e desempenho característico igual, ou melhor, que as equivalentes fabricadas por usinagem, com considerável economia de material [STEVENSON, 1984].

2.3.4. Processo PIM – “Powder Injection Moulding”

O processo PIM (Figura 7), atualmente utilizado para a produção de materiais de alta performance, reúne em um só processo a versatilidade da PM, o que permite a liberdade geométrica do design da peça, associado com moldagem termoplástica por injeção. A aplicação deste processo tem sido desenvolvida para HSS nos últimos anos e para a produção de componentes de forma complexa, sendo considerada umas das melhores técnicas industriais. Este processo é utilizado industrialmente para materiais como ligas de Fe-Ni, de Fe-Co, com alto teor de tungstênio e aços inoxidáveis [LEVENFELD, 2001; LIU et al, 2000; VÁREZ et al, 2003].

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Figura 6 - Esquema do processo Fuldens [STEVENSON, 1984].

Figura 7 – Diagrama esquemático das etapas do processo de moldagem de pós-metálicos por injeção utilizando uma injetora de alta pressão [SCHAEFFER, 1999].

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2.4. Propriedades e Estruturas dos Aços Rápidos

Propriedades e estruturas dos aços rápidos tratam das características deste material, sua classificação, os efeitos dos elementos de liga em sua estrutura, tipos de carbonetos, tratamento de sinterização e tratamento térmicos. Serão também relatadas as suas propriedades mecânicas.

2.4.1. Classificação dos Aços Rápidos

Os aços rápidos são classificados em dois grupos distintos segundo a Americam Iron and Steel Institute (AISI) [BAYER & WALTON, 1990; MAGNABOSCO, 2000]:

• Aços rápidos ao Tungstênio, ou Grupo T: os seus os principais elementos de liga são o tungstênio, o cromo, o vanádio, o cobalto e o carbono;

• Aços rápidos ao Molibdênio, ou Grupo M: os seus principais elementos de liga são o molibdênio, além dos outros já citados no grupo T. Os aços rápidos ao Molibdênio apresentam também uma subdivisão, denominadas de aços rápidos intermediários. Os aços rápidos intermediários apresentam menores teores de elementos de liga e que são aplicados onde a resistência ao desgaste dos aços-carbono não é satisfatória e o custo dos aços rápidos é muito elevado, como ferramentas de corte para madeira.

As principais composições químicas dos aços rápidos ao tungstênio e ao molibdênio estão representadas na Tabela 2 [BAYER & WALTON, 1990].

Os dois grupos são equivalentes em desempenho, porém os aços rápidos do grupo M têm tenacidade um pouco maior que os aços do grupo T (quando temperados para obter a mesma dureza), além do menor custo inicial [MAGNABOSCO, 2000]. ODÉRIZ [1998] relata que o custo dos aços rápidos do grupo M é 40% inferior em relação aos aços do grupo T similares.

2.4.2. Efeitos dos Elementos de Liga nos Aços Rápidos

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elementos de liga, os quais têm grande complexidade. A seguir, tem-se um resumo dos efeitos dos principais elementos de liga dos aços rápidos:

Tabela 2 - As Composições químicas dos aços rápidos dos grupos M à base de molibdênio e T à base de tungstênio [BAYER & WALTON, 1990].

AISI UNS C Mn Si Cr Ni Mo W V Co M1 T11301 0.78-0.88 0.15-0.40 0.20-0.50 3.50-4.00 0.30MAX 8.20-9.20 1.40-2.10 1.00-1.35 ... M2 T11302 0.78-0.88;0.95-1.05 0.15-0.40 0.20-0.45 3.75-4.50 0.30MAX 4.50-5.50 5.50-6.75 1.75-2.20 ... M3,class1 T11313 1.00-1.10 0.15-0.40 0.20-0.45 3.75-4.50 0.30MAX 4.75-6.50 5.00-6.75 2.25-2.75 ... M3,class2 T11323 1.15-1.25 0.15-0.40 0.20-0.45 3.75-4.50 0.30MAX 4.75-6.50 5.00-6.75 2.75-3.75 ... M4 T11304 1.25-1.40 0.15-040 0.20-0.45 3.75-4.75 0.30MAX 4.25-5.50 5.25-6.50 3.75-4.50 ... M7 T11307 0.97-1.05 0.15-0.40 0.20-0.55 3.50-4.00 0.30MAX 8.20-9.20 1.40-2.10 1.75-2.25 ... M10 T11310 0.84-0.94;0.95-1.05 0.10-0.40 0.20-0.45 3.50-4.50 0.30MAX 7.75-8.50 ... 1.80-2.20 ... M30 T11330 0.75-0.85 0.15-0.40 0.20-0.45 3.50-4.25 0.30MAX 7.75-9.00 1.30-2.30 1.00-1.40 4.50-5.50 M33 T11333 0.85-0.92 0.15-0.40 0.15-0.50 3.50-4.00 0.30MAX 9.00-10.00 1.30-2.10 1.00-1.35 7.75-8.75 M34 T11334 0.85-0.92 0.15-0.40 0.20-0.45 3.50-4.00 0.30MAX 7.75-9.20 1.40-2.10 1.90-2.30 7.75-8.75 M35 T11335 0.82-0.88 0.15-0.40 0.20-0.45 3.75-4.50 0.30MAX 4.50-5.50 5.50-6.75 1.75-2.20 4.50-5.50 M36 T11336 0.80-0.90 0.15-0.40 0.20-0.45 3.75-4.50 0.30MAX 4.50-50.50 5.50-6.50 1.75-2.25 7.75-8.75 M41 T11341 1.O5-1.15 0.20-0.60 0.15-0.50 3.75-4.50 0.30MAX 3.25-4.25 6.25-7.00 1.75-2.25 4.75-5.75 M42 T11342 1.05-1.15 0.15-0.40 0.15-0.65 3.50-4.25 0.30MAX 9.00-10.00 1.15-1.85 0.95-1.35 7.75.8.75 M43 T11343 1.15-1.25 0.20-0.40 0.15-0.65 3.50-4.25 0.30MAX 7.50-8.50 2.25-3.00 1.50-1.75 7.75.8.75 M44 T11344 1.10-1.20 0.20-0.40 0.30-0.55 4.00-4.75 0.30MAX 6.00-7.00 5.00-5.75 1.85-2.20 11.00-12.25 M46 T11346 1.22-1.30 0.20-0.40 0.40-0.65 3.70-4.20 0.30MAX 8.00-8.50 1.90-2.20 3.00-3.30 7.80-8.80 M47 T11347 1.05-1.15 0.15-0.40 0.20-0.45 3.50-4.00 0.30MAX 9.25-10.00 1.30-1.80 1.15-1.35 4.75-5.25 M48 T11348 1.42-1.52 0.15-0.40 0.15-0.40 3.50-4.00 0.30MAX 4.75-5.50 9.50-5.50 2.75-3.25 8.00-10.00 M62 T11362 1.25-1.35 0.15-0.40 0.15-0.40 3.50-4.00 0.30MAX 10.00-11.00 5.75-6.50 1.80-2.10 ... T1 T12001 0.65-0.80 0.10-0.40 0.20-0.40 3.75-4.50 0.30MAX ... 17.25-18.75 0.90-1.30 ... T2 T12002 0.80-0.90 0.20-0.40 0.20-0.40 3.75-4.50 0.30MAX 1.00MAX 17.50-19.00 1.80-2.40 ... T4 T12004 0.70-0.80 0.10-0.40 0.20-0.40 3.70-4.50 0.30MAX 0.40-1.00 17.50-19.00 0.80-2.20 4.25-5.75 T5 T12005 0.75-0.85 0.20-0.40 0.20-0.40 3.75-5.00 0.30MAX 0.50-1.25 17.50-19.00 1.80-2.40 7.00-9.50 T6 T12006 0.75-0.85 0.20-0.40 0.20-0.40 4.00-4.75 0.30MAX 0.40-1.00 18.50-21.00 1.50-2.10 11.00-13.00 T8 T12008 0.75-0.85 0.20-0.40 0.20-0.40 3.75-4.50 0.30MAX 0.40-1.00 13.25-14.75 1.80-2.40 4.25-5.75 T15 T12015 1.50-1.60 0.15-0.40 0.15-0.40 3.75-5.00 0.30MAX 1.00MAX 11.75-13.00 4.50-5.25 4.75-5.25

Aços Rápidos ao Tungstênio Aços Rápidos ao Molibdênio

Designação Composição, %

• O carbono é o principal elemento constituinte de qualquer aço e responsável pela capacidade de temperabilidade. O teor de carbono nos aços rápido varia aproximadamente entre 0,70% a 1,60%. Os teores mais baixos de carbono podem causar uma dureza inferior no estado temperado, conseqüentemente resultando em menor dureza no estado revenido. Se aumentar a quantidade de carbono, também aumenta a formação de carbonetos complexos, os quais resultam na obtenção de maior dureza e resistência ao desgaste. Porém, quanto mais elevado for o teor de carbono, maior será a quantidade de austenita retida no estado temperado. Isto exigirá temperaturas de revenido muito elevadas e tempos mais longos. A presença elevada de carbono favorece a tendência à descarbonetação, se não tomadas as precauções

(16)

necessárias. Dependendo da porcentagem de carbono e da atmosfera utilizada no tratamento térmico, uma pequena descarbonetação superficial pode ocorrer, a qual as vezes é provocada propositalmente entre 980 e 1095 ºC para melhorar a dureza superficial. Mas devemos ter muito cuidado com certos tipos de ferramenta como brocas e alargadores. Este tipo de fenômeno pode provocar fragilidade indesejável na cunha cortante e falhas prematuras [CHIAVERINI, 1979; FERRARESI, 1982; HOLEY, 1988].

• O molibdênio e o tungstênio formam muitos compostos no diagrama de fase com o ferro. Quando combinados com o carbono, estes elementos formam carbonetos estáveis e complexos, que é a principal característica deste grupo de aços. O tipo de carboneto prevalecente é o M6C. Este carboneto é

responsável pela alta resistência ao desgaste do aço rápido. A principal ação do tungstênio é conferir dureza a quente à ferramenta de aço rápido. O molibdênio é utilizado como substituto parcial do tungstênio, ou seja, 1 % de molibdênio pode substituir 1,6 a 2,0% de tungstênio. O molibdênio pode causar descarbonetação do aço durante o tratamento térmico, o que se recomenda à utilização de banhos de sal. A austenita residual nos aços rápidos ao molibdênio é menos estável que nos aços ao tungstênio, pois o revenido acontece em uma temperatura aproximadamente 15ºC menor. [FERRARESI, 1982; HOLEY, 1988].

• O teor de cromo é de aproximadamente de 4% nos aços rápidos. O seu papel é aumentar a temperabilidade nos aços rápidos, tornando possível o seu endurecimento completo, mesmo ao ar e com secções relativamente grandes. Este elemento também melhora o endurecimento secundário devido à precipitação de carbonetos do tipo M23C6 durante o revenido, reduz

as variações dimensionais durante os tratamentos térmicos e retarda o amolecimento na faixa de revenimento entre 530°C e 600°C. Historicamente, o cromo foi adicionado para melhorar a tenacidade, prevenir a oxidação durante a austenitização em alta temperatura e promover um endurecimento secundário [CHIAVERINI, 1979; HETZNER, 2001; ODÉRIZ, 1998].

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• O vanádio é um elemento sempre presente no aço rápido. O seu principal efeito é produzir carbonetos de vanádio muito duros, normalmente do tipo MC, embora sua real composição está perto de V4C3. Estas são importantes,

pois promovem a resistência à abrasão. O vanádio reforça a dureza secundária e ajuda no controle do crescimento de grão. Para evitar a depreciação de carbono na matriz, é importante avaliar se existe a quantidade suficiente de carbono para que satisfaça o vanádio, além do exigido para o endurecimento (ou estado temperado). A cada 1% de vanádio adicional, é necessário um adicional de 0,25% de carbono. O carbono e o vanádio são dois elementos cruciais que determinam as propriedades e a vida útil dos aços rápidos [HOLEY, 1988; TRENT, 1984; WEI et al, 2006].

• O cobalto é utilizado para a elevação da temperatura da linha solidus no diagrama de fases, o que permite à utilização de temperaturas de austenitização mais elevadas e consequentemente a dissolução de uma maior quantidade de carbonetos, aumentando a dureza secundária e a estabilidade térmica. O cobalto pode causar aumento na tendência à descarbonetação, dificuldade em afiar as ferramentas e causar ainda redução na tenacidade e ductilidade. Mas o seu emprego é justificado pela melhora na capacidade de corte em temperaturas elevadas, aumentando a resistência ao amolecimento a quente. Os teores típicos estão entre 5 a 12%, sendo que as adições de até 5% são as que fornecem as maiores melhorias em propriedades. Para adições acima de 8% a melhora nas propriedades é muito pequena. Um outro efeito das adições de cobalto é o aumento da quantidade de austenita retida, tanto no estado temperado quanto no revenido [MAGNABOSCO, 2000].

• O Titânio, Nióbio e o Tantálio são também outros elementos formadores de carbonetos conhecidos. Eles podem formar carbonetos muito estáveis do tipo MC, promovendo elevada resistência ao desgaste ODÉRIZ [1998].

(18)

2.4.3. Tipos de Carbonetos

Segundo ODÉRIZ [1998], em todos os aços rápidos são encontrados os carbonetos M6C e MC (ambos de estrutura cúbica de face centrada), contendo também o carboneto

M23C6 (cúbica de face centrada) ou M7C3 (hexagonal), dependendo da quantidade de

carbono. As ligas com maior quantidade de carbono formam principalmente M7C3 com

menos M23C6. Os Carbonetos do tipo M2C são encontrados também nos aços rápidos,

decompondo-se em M6C e MC.

Os carbonetos primários são responsáveis pela capacidade de resistência ao desgaste e estão presentes em todos os aços rápidos.

Os carbonetos primários M6C são os mais importantes, pois são estes que mais

contribuem para a resistência a abrasão dos aços rápidos, devido a sua alta dureza. Eles apresentam formulações do tipo (Fe, Cr, V)4(W, Mo)2C e (Fe, Cr, V)3(W, Mo)3C, onde o

cromo e o vanádio aparecem em pequenas quantidades substituindo o Fe. Na estrutura bruta de fusão, associa-se a morfologia do eutético conhecida como espinha de peixe (fishbone), Figura 8. Estes carbonetos são muito estáveis, dissolvem-se apenas

parcialmente durante austenitização em temperaturas acima de 980°C, precipitando com bastante dificuldade durante o revenido em temperaturas superiores a 650°C e podem atingir valores de aproximadamente 1500 HV [BOCCALINI & GOLDENSTEIN, 2001; MAGNABOSCO, 2000].

Figura 8 – Morfologia típica do carboneto M6C em HSS M2 fundido [BOCCALINI &

GOLDENSTEIN, 2001].

Os carbonetos MC (V4C3) formam-se principalmente da decomposição eutética do

(19)

Nb, altos teores de V e C e a presença de inoculantes, altera a temperatura eutética para próxima a temperatura de formação da ferrita primária, promovendo a formação destes carbonetos diretamente da fase líquida. Em alguns casos, suprimindo completamente a formação dos carbonetos eutéticos. Estes carbonetos apresentam dureza em torno de 2740 HV, funcionam ainda como refinadores de grão, fixando as bordas dos contornos de grão durante o tratamento térmico e diminuindo a temperabilidade [BOCCALINI & GOLDENSTEIN, 2001].

Os carbonetos M2C se formam durante a reação eutética. A sua morfologia na

estrutura bruta de fusão é conhecida como leque ou lamelar. Esta pode ser influenciada por diversos fatores como a composição química, taxa de resfriamento e em menor proporção, a adição de certos elementos como alumínio ou nitrogênio. Estes carbonetos precipitam-se durante o revenido em temperaturas que variam entre 510°C e 590°C, contribuindo para a chamada dureza secundária e a dureza a quente. Este carboneto possui estrutura hexagonal e metaestável, tende a se decompor em uma mistura de M6C e MC nas operações de

fabricação e tratamentos térmicos subseqüentes [BOCCALINI & GOLDENSTEIN, 2001; MAGNABOSCO, 2000].

O carboneto M23C6 é a base de Cr que, de acordo com o teor de carbono, pode

apresentar fórmula M7C3. Não é considerado um carboneto primário, pois se dissolve

totalmente no tratamento térmico, apresentando-se apenas no estado recozido. Estes carbonetos funcionam como reserva de carbono, sendo responsáveis pela dureza da matriz após a têmpera, tendo grande parte do carbono dissolvido na martensita. Sua presença na matriz austenítica garante elevada temperabilidade [BOCCALINI & GOLDENSTEIN, 2001].

2.5. Tratamentos Térmicos dos Aços Rápidos

O tratamento térmico para aço rápido sinterizado é semelhante aos produzidos convencionalmente. Nos dois casos, os aços rápidos são submetidos aos tratamentos térmicos de têmpera e de revenido para alcançar as propriedades desejadas (elevada dureza e resistência ao desgaste). Um ciclo de tratamento térmico realizado nas ferramentas de corte de aço rápido está demonstrado na Figura 9. A estrutura dos aços rápidos no estado recozido, ou no estado sinterizado consiste em uma dispersão de carbonetos dos elementos de liga em uma matriz ferrítica. As propriedades dos aços rápidos dependem da dissolução

(20)

destes carbonetos na matriz durante o aquecimento no tratamento térmico de endurecimento [PINNOW & STASKO, 1990; ODÉRIZ, 1998; NOGUEIRA, 2004].

Figura 9 - Esquema do processo de tratamento térmico das ferramentas de aço rápido [NOGUEIRA, 2004].

2.5.1. Etapas do Processo de Tratamento Térmico

a) Pré-aquecimento

A realização do pré-aquecimento tem três finalidades básicas [SANTOS, 1999]:

• Aquecer gradualmente a ferramenta antes de atingir a desejada temperatura de austenitização, com a finalidade de evitar o choque térmico, o qual pode ocasionar trincas, sendo esta uma ocorrência comum durante a têmpera dos aços rápidos;

• Evitar distorções na ferramenta. Pode ocorrer quando a ferramenta possui variações dimensionais ao longo de sua seção transversal e por conseqüência, pode haver gradiente de temperatura e algumas partes da

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peça podem sofrer transformações antes que outras. As distorções acontecem quando a mudança de volume não for uniforme, decorrente da alteração de densidade na transformação de ferrita para austenita. Para evitar esta ocorrência é efetuando um pré-aquecimento abaixo da temperatura em que não ocorra a transformação austenítica (temperatura crítica) e mantê-las nesta temperatura o tempo suficiente para que a temperatura seja uniforme em toda a peça.

• Requerer menos tempo no forno para alcançar a uniformidade na temperatura de austenitização e também minimizar o tempo de permanência das ferramentas nessa temperatura para maximizar a tenacidade.

b) Austenitização

Antes de alcançar a austenitização, todos os aços rápidos devem ser pré-aquecidos em 2 ou 3 etapas. A primeira etapa (eventualmente pode ser eliminada) situa-se em 250ºC, a segunda em 550ºC e seguindo-se até 800ºC. A partir da temperatura de 800ºC pode-se atingir rapidamente a temperatura de têmpera.

A austenita inicia sua formação a 760ºC, porém os carbonetos ainda não se dissolvem, pois é baixa a quantidade de carbono contido na matriz devido à baixa solubilidade do carbono na ferrita. A partir dos 900ºC começa a dissolução dos carbonetos M23C6 até sua completa dissolução a 1100ºC. A dissolução dos M6C começa ao redor dos

1000ºC a 1150ºC e continua até a temperatura de Solidus. Apenas na temperatura de Solidus os carbonetos MC se dissolvem e ainda restam carbonetos M6C. À medida que

processo de dissolução de carbonetos avança, os elementos de liga passam para a matriz e formam uma austenita altamente ligada. O tempo na temperatura de solubilização é de 2 a 5 minutos [NOGUEIRA, 2004].

c) Têmpera

O tratamento térmico de têmpera tem o objetivo de endurecer e aumentar a resistência do aço. A têmpera consiste em austenitizar o aço a uma temperatura um pouco acima da crítica superior, mantê-la durante certo tempo e provocar em seguida um resfriamento rápido num meio de têmpera adequado: água, óleo de têmpera, sais fundidos,

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chumbo fundido, misturas refrigerantes, etc [ZAPATA, 2000]...

O tempo de permanência na temperatura de austenitização depende das características da peça, ou seja, do tipo de aço, sua espessura, do tipo de aquecimento seguido (com ou sem pré-aquecimento) e do tipo de forno empregado. É recomendado de 5 a 10 minutos para cada 10 mm de espessura para aços de baixa e alta liga. Deve-se também considerar o tempo necessário para a dissolução dos carbonetos nos aços de alta liga [ZAPATA, 2000].

Dependendo das dimensões da peça, o resfriamento drástico no processo de têmpera, pode provocar distorções ou até trincas. As ferramentas de aços com alta liga podem ser esfriadas ao ar ou em gás inerte e as de aço com baixa liga devem ser temperadas rapidamente ao óleo. Os aços temperados ao ar esfriam mais uniformemente, assim os riscos de distorção e de trincas são menores [SANTOS, 1999].

As ferramentas aquecidas acima de 1093ºC devem ser resfriadas rapidamente até uma faixa de temperatura de 982ºC a 704ºC, com a intenção de evitar reações indesejáveis que podem prejudicar a tenacidade e o endurecimento da ferramenta. A transformação da austenita para martensita só começa após o aço seja resfriado abaixo de aproximadamente 371ºC. Na maioria das ferramentas de aços rápidos a martensita se forma entre 315ºC e 93ºC. A quantidade de martensita depende principalmente da temperatura “MF” (Fim da transformação martensítica). A formação total da martensita, não ocorre até o aço atingir a temperatura de martensita final de 52/65ºC, sendo que o revenido deve ser realizado imediatamente após a têmpera [BAYER & BECHERER, 1989].

A temperatura de têmpera causa modificações microestruturais, isto se pode constatar na Figura 10. O aumento da temperatura de têmpera promoveu uma maior solubilização dos carbonetos primários. Além da redução da quantidade dos carbonetos do tipo MC precipitados, a sua morfologia também se altera. Quando a temperatura de têmpera é de 1150ºC, estes carbonetos apresentam-se distribuídos de forma totalmente homogênea e indistinta da matriz e entre si (Figura 10-a). A partir de 1180ºC, o coalescimento dos carbonetos primários permite que os contornos da antiga martensita apareçam na forma de agulhas (Figura 10-b e 10-c) devido à precipitação dos carbonetos, neste caso, os do tipo MC. Essa estrutura fica mais clara em 1200ºC, devido a maior precipitação destes carbonetos durante o revenido. Em 1210ºC, o grande coalescimento dos carbonetos acaba praticamente desaparecendo com os contornos da martensita (Figura 10-d) [FERNANDES, 2006].

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d) Revenimento

Os aços após têmpera ficam com elevada dureza, frágeis e com tensões internas. Estes inconvenientes podem ser eliminados através do tratamento térmico de revenimento, que consiste em aquecer o aço a uma temperatura mais baixa que a sua temperatura crítica inferior, resfriando em seguida no ar [ZAPATA, 2000].

a b

c d

Figura 10 - HSS M2 temperado em: a) 1150ºC b) 1180ºC c) 1200ºC d) 1210ºC (ataque com FeCl3 + HCl + HNO3 + etanol). As setas indicam carbonetos [FERNANDES, 2006].

O aço rápido no estado temperado encontra-se como microconstituintes: martensita (do tipo misto, ou seja, mistura de martensita escorregada e maclada), austenita retida e carbonetos não dissolvidos no aquecimento (particularmente os do tipo M6C e MC).

Durante o revenimento, várias transformações ocorrem [MAGNABOSCO, 2000]:

• Entre 100 e 250ºC ocorre à precipitação de carbonetos de ferro, carboneto ε (Fe2,4C);

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• Entre 250 e 500ºC, continua a precipitação de carbonetos de ferro, havendo também a formação de cementita. A precipitação de carbonetos na austenita retida se inicia acima da faixa de 300-350ºC;

• A quantidade de austenita retida se mantém até aproximadamente 530ºC, e transforma-se em martensita no resfriamento subseqüente. Contudo, entre 400 e 570ºC a cementita é em parte dissolvida, havendo a precipitação de carbonetos do tipo M2C e MC, tanto na martensita quanto na austenita

retida. O fenômeno de dureza secundária se manifesta de maneira mais acentuada na faixa dos 500 aos 570ºC, onde ocorre maior precipitação de carbonetos dos elementos de liga, coerentes de início, preferencialmente na estrutura de discordâncias herdada da martensita; devido à pequena velocidade de difusão dos elementos de liga substitucionais, os precipitados encontram-se finamente dispersos e apresentam-se menores que os precipitados de cementita. Na Figura 11, onde a dureza do aço ABNT M2 está representada em função da temperatura e do tempo de revenimento, pode-se constatar o fenômeno de endurecimento secundário;

• Na faixa de 570 a 680ºC, a matriz, agora ferrítica, empobrece-se ainda mais em elementos de liga, havendo também o coalescimento dos carbonetos. • Entre 680 e 760ºC, o processo continua acontecendo e também há

precipitação de carbonetos estáveis M6C.

• Acima dos 760ºC prossegue o coalescimento dos carbonetos, de maneira semelhante a que ocorre durante o recozimento destas ligas.

(25)

No resfriamento subseqüente ao revenimento parte da austenita transforma-se em martensita condicionada pelas reações que ocorreram durante este processo. Deste modo, um novo ciclo se faz necessário com o intuito de revenir a martensita então formada (chamada de martensita secundária). Como a quantidade de austenita retida após o primeiro ciclo de revenimento é geralmente alta, aplicar-se um segundo ciclo. O resultado, após este ciclo, é a quantidade apreciável de martensita não revenida (chamada agora de martensita terciária). Tal fato levará a execução de novo ciclo de revenimento. Porém, o revenimento duplo na maioria dos casos é satisfatório no condicionamento da estrutura, o que pode ser constatado pelos dados descritos na Tabela 3 [MAGNABOSCO, 2000].

Tabela 3 - Efeito de ciclo de revenimento simples e duplo nas propriedades mecânicas do aço AISI T1 (0,75 C – 18 W – 4 Cr – 1 V) [MAGNABOSCO, 2000].

Tempo na temperatura de revenimento Dureza (HRC) Resistência à flexão (MPa) Energia absorvida sob impacto torsional (J) Revenimento simples a 565°C 6 minutos 1 hora 2,5 horas 5 horas 65,1 65,7 65,0 64,5 2150 1860 2810 2950 22 41 65 65 Revenimento duplo a 565°C 2,5 h + 2,5 h 64,5 3130 85

Na Figura 12, o ataque com a solução de FeCl3 + HCl + HNO3 + etanol revelou a

presença dos carbonetos tipo MC muito finos e bem distribuídos em toda a matriz. Verificou-se um pequeno aumento no tamanho e na quantidade destes carbonetos após o primeiro revenido, principalmente nos antigos contornos da martensita (Figura 12-b). Com o segundo revenido, os precipitados desapareceram, ocorreu um pequeno engrossamento da estrutura e não houve um aumento visível destes carbonetos.

Quando atacado com a solução de Murakami (Figura 13), pode-se perceber na Figura 13-a, a presença dos carbonetos primários não dissolvidos durante a austenitização. Ocorreu também um pequeno aumento na quantidade e no tamanho dos carbonetos do tipo M6C e M2C com o primeiro e segundo revenidos. Esses são os chamados carbonetos

secundários, que precipitaram durante os revenidos dando origem a chamada dureza secundária [FERNANDES, 2006].

(26)

a b

c

Figura 12 - Sinterizado 1270°C e temperado a 1150°C (ataque com FeCl3 + HCl + HNO3 +

etanol): a) temperado b) 1º revenido c) 2º revenido. As setas indicam carbonetos [FERNANDES, 2006].

a b

c

Figura 13 - Sinterizado 1270°C e temperado a 1150°C (ataque com Murakami): a) temperado b) 1º revenido c) 2º revenido. As setas indicam carbonetos [FERNANDES, 2006].

(27)

2.6. Propriedades Mecânicas dos Aços Rápidos

As propriedades que exercem maior influência sobre a capacidade de usinagem das ferramentas de aços rápidos são [CHIAVERINI, 1977; ODÉRIZ, 1988]:

• Dureza a quente: A dureza a quente pode ser definida como a propriedade que os aços podem apresentar de reter alta dureza a temperaturas elevadas. É de grande importância, pois as ferramentas de corte alcançam elevadas temperaturas durante o processo de usinagem. Geralmente é proporcional a dureza a temperatura ambiente;

• Tenacidade: Pode ser definida como a combinação da capacidade para deformar antes da ruptura (ductilidade) e a capacidade para resistir deformações permanentes. Os aços rápidos processados por metalurgia do pó em geral apresentam uma tenacidade superior aos convencionais devido à distribuição homogenia dos carbonetos, de menor tamanho e a ausência de segregações;

• Resistência ao desgaste: esta propriedade pode ser afetada pela dureza e composição da matriz, pelos carbonetos MC e M6C precipitados durante o

revenimento e o tipo, forma e volume dos carbonetos presentes. A resistência ao desgaste aumenta se aumentar a fração volumétrica de carbonetos e sua dureza. Desse modo, os aços rápidos processados por metalurgia do pó oferecem maiores vantagens perante aos convencionais, pois podem apresentar maior dureza e a maior quantidade de carbonetos.

As propriedades mecânicas dos aços rápidos dependem muito da quantidade de carbono; da velocidade de resfriamento, da distribuição, forma e tamanho dos carbonetos obtidos durante os tratamentos térmicos; da atmosfera, do tempo de sinterização e da composição química. Uma alta dureza geralmente eleva a vida útil de uma ferramenta, porém deve ser equilibrada com a tenacidade [ODÉRIZ, 1988].

2.7. Ferramenta de Corte para Torneamento

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movimento relativo entre a ferramenta e a peça. As arestas que limitam as superfícies da cunha são denominadas de arestas de corte. A aresta cortante é formada pela intersecção das superfícies de saída e de folga. A Figura 14 demonstra um esquema genérico de uma ferramenta de barra monocortante [DINIZ et al, 2000; FERRARESI, 1982].

A superfície de saída é a qual o cavaco desliza à medida que ele é separado da peça. Nesta superfície pode existir um chanfro para reforçar a cunha cortante.

As superfícies de folga são as que defrontam a peça. Observando a Figura 14, pode-se notar que a superfície principal de folga está associada à aresta principal de corte e a superfície lateral de folga está associada à aresta lateral de corte. Estas superfícies também são chamadas como superfícies de incidência. Geralmente as superfícies de folga e de saída são superfícies planas. A aresta principal de corte é a maior responsável pelo trabalho realizado durante o processo de corte do material. E esta é a intersecção da superfície de saída com a superfície principal de folga (Figura 14). Com a intersecção da superfície de saída e a superfície lateral de folga, encontra-se a aresta lateral de corte. Nesta praticamente não ocorre ação de corte (Figura 14) [JASINEVICIUS, 2001].

Figura 14 – Superfícies, arestas e ponta de corte de uma ferramenta de barra [FERRARESI, 1982].

Na intersecção da aresta principal de corte com a lateral de corte origina-se a ponta da ferramenta que pode ser arredondada com um raio R ou chanfrada, para reforçar esta região da ferramenta (Figura 15).

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Geralmente, as ferramentas de corte empregadas em processos de torneamento são ferramentas monocortantes, ou seja, possuem somente uma aresta principal de corte. Entre as máquinas-ferramentas de usinagem utilizadas para a produção de bens, estima que 35% são tornos. As ferramentas de tornos são consequentemente mais comuns e mais simples entre as ferramentas de corte [JASINEVICIUS, 2001].

Figura 15 – Arredondamento e chanframento da ponta da ferramenta [FERRARESI, 1982].

2.8. Avarias e Desgaste de Ferramentas

No processo de usinagem pode ocorrer uma infinidade de avarias e desgaste em uma ferramenta de corte (Figura 16). As ocorrências destes fenômenos dependem das condições de corte como: o material envolvido no processo de usinagem, as dimensões da ferramenta, refrigeração da ferramenta, a velocidade de corte, a profundidade de corte, o avanço da ferramenta. Os principais tipos de desgaste e avarias são [DINIZ et al, 2000; MANUAL TÉCNICO EM USINAGEM, 2006]: Desgaste Frontal, Desgaste de Cratera, Deformação Plástica da Aresta de Corte, Lascamento ou Microlascas, Trincas e Quebra.

2.8.1. Desgaste Frontal (ou de Flanco)

O desgaste frontal acontece na superfície de folga da ferramenta, ocasionado pelo contato entre a ferramenta e a peça (Figura 17). Dependendo das condições de usinagem, também pode ocorrer a formação de entalhes indicados com as letras b e c, sempre entre os dois extremos do desgaste indicado pela letra a (Figura 18) na superfície de folga entre a

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ferramenta e a peça. O aumento da velocidade de corte é um fator incentivador para aparecer este fenômeno. O desgaste de flanco ocorre em todo processo de usinagem e é um dos responsáveis pelo resultado do acabamento superficial insatisfatório ou medidas fora de tolerâncias. [DINIZ et al, 2000] [MANUAL TÉCNICO EM USINAGEM, 2006].

Figura 16 – Figura demonstrativa de alguns tipos de desgastes que ocorrem em um processo de usinagem [HOGMARK & OLISSON, 2005].

Figura 17 - Desgaste de flanco na superfície de folga da ferramenta em uma ferramenta de metal-duro [MANUAL TÉCNICO EM USINAGEM, 2006].

Figura 18 – Desgaste frontal (a) acompanhados de entalhes indicados pelas letras (b) e (c) em uma ferramenta de metal-duro [SANDVIK COROMAT, 2000].

2.8.2. Desgaste de Cratera

O desgaste de cratera é uma concavidade que se forma na superfície de saída da ferramenta (Figura 19), causada pelo atrito entre a ferramenta e o cavaco [STEMMER,

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2001]. Pode-se evitar este tipo de desgaste utilizando uma ferramenta de metal duro recoberta (a cobertura de Al2O3 é a mais eficiente contra a craterização), ferramentas

cerâmicas, usinagem de material frágil da peça (gera cavacos curtos), selecionar uma ferramenta com geometria positiva, redução da velocidade de corte para obter uma temperatura mais baixa, redução do avanço (caso a redução de velocidade não apresente efeito). O crescimento do desgaste de cratera quando se encontra com o desgaste frontal, resulta na quebra da ferramenta de corte [DINIZ et al, 2000; MANUAL TÉCNICO EM USINAGEM, 2006].

2.8.3. Deformação Plástica da Aresta de Corte

A deformação plástica da aresta de corte não é considerada como desgaste em um processo de usinagem e sim como uma avaria, pois não ocorre remoção de material da ferramenta. Muitas vezes, ela é ocasionada pela alta pressão, acompanhada a alta temperatura aplicada à ponta da ferramenta (Figura 20) [DINIZ et al, 2000; MANUAL TÉCNICO EM USINAGEM, 2006; TRENT, 1984].

A deformação plástica provoca deficiência do controle de cavaco, acabamento superficial da peça insatisfatório e o seu crescimento pode gerar a quebra da aresta de corte. Pode-se evitá-la pelo emprego de uma ferramenta com maior dureza a quente e maior resistência à deformação plástica, ou pela mudança das condições de usinagem e/ou geometria da ferramenta [DINIZ et al, 2000; MANUAL TÉCNICO EM USINAGEM, 2006].

Figura 19 – Desgaste de cratera em uma ferramenta de metal duro [MANUAL TÉCNICO EM USINAGEM, 2006].

Figura 20 - Deformação plástica da aresta de corte em uma ferramenta de metal duro [MANUAL TÉCNICO EM USINAGEM, 2006].

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Para a ferramenta de aço rápido, às vezes, ocorre uma grande deformação plástica na aresta de corte por estar trabalhando em condições acima da sua resistência, ou seja, situações onde há combinações de altas tensões de compressão e altas temperaturas (Figura 21). Este tipo de avaria pode também ocorrer com as de metal duro [HOGMARK & OLSSON, 2005; TRENT, 1984].

Figura 21 - Deformação plástica do HSS na aresta de corte da ferramenta. a) Observando mais ao centro da figura, a aresta de corte foi deformada plasticamente. b) Seção transversal da deformação plástica da aresta cortante [HOGMARK & OLSSON, 2005].

2.8.4. Lascamento ou Microlascas

O lascamento é considerado também um tipo de avaria da ferramenta, tendo como característica, a retirada de partículas maiores em uma só vez (Figura 22). Já o desgaste frontal e de cratera ocorre à retirada continua de partículas muito pequenas da ferramenta [DINIZ et al, 2000].

Figura 22 – Lascamento em uma ferramenta de metal duro [MANUAL TÉCNICO EM USINAGEM, 2006].

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O lascamento ocorre principalmente em ferramentas com material frágil e/ou quando a aresta de corte é pouco reforçada, assim prejudicando o acabamento superficial da peça e apresentado um desgaste de flanco excessivo. Se continuar crescendo, provoca a quebra da ferramenta [DINIZ et al, 2000; MANUAL TÉCNICO EM USINAGEM, 2006].

2.8.5. Trincas

Estes tipos de avarias são causados pelas variações bruscas de temperatura e/ou pela variação dos esforços mecânicos [FERRARESI, 1982; DINIZ et al, 2000]. As trincas que ocorrem perpendicularmente à aresta de corte e pela variação da temperatura são denominadas de trincas de origem térmica (Figura 23). Já as trincas que são paralelas à aresta de corte e geradas por esforços mecânicos são denominadas de trincas de origem mecânica (Figura 24) [DINIZ et al, 2000].

Figura 23 - Trincas de origem térmica [MANUAL TÉCNICO EM USINAGEM, 2006].

Figura 24 – Ferramenta com trincas de origem mecânica [DINIZ et al, 2000].

Pode-se citar alguns fatores que geram trincas pela variação de temperatura e de esforços mecânico no processo de usinagem [DINIZ et al, 2000; MANUAL TÉCNICO EM USINAGEM, 2006; FERRARESI, 1982]:

• Usinagem intermitente;

• Variação no fornecimento de fluido de corte,

• Variação da espessura de corte (típica do fresamento);

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metal duro é aproximadamente a metade do coeficiente do aço (material do porta – ferramenta). Quando a interface pastilha e porta–ferramenta atingem temperatura alta, com tendência de dilatar os dois corpos, o aço se dilata mais que o metal duro gerando tensões na interface que levam à trinca do material mais frágil, ou seja, do metal duro.

Para evitar este tipo de avaria, pode-se escolher uma ferramenta mais tenaz e resistente a choques mecânicos e choques térmicos. O crescimento das trincas leva à quebra da ferramenta [DINIZ et al, 2000; MANUAL TÉCNICO EM USINAGEM, 2006].

2.8.6. Quebra

A quebra da ferramenta de corte (Figura 25) pode ser gerada pelo o crescimento dos desgastes ou das avarias e pode ocorrer de forma inesperada devido a alguns fatores como [DINIZ et al, 2000; FERRARESI, 1982]:

• Ferramenta muito dura (em geral, quão mais resistente ao desgaste é a ferramenta, menos tenaz e menos resistente ao choque ela é);

• Carga excessiva sobre a ferramenta;

• Raio de ponta, ângulo de ponta ou ângulo de cunha pequeno; • Corte interrompido;

• Parada instantânea do movimento de corte sem a retirada prévia da ferramenta da peça;

• Entupimento dos canais de expulsão de cavacos ou dos bolsões de armazenamento dos cavacos;

• Entre outros...

A quebra pode ocasionar dano na ferramenta (podendo danificar não só a aresta de corta, mas também toda a pastilha), no porta-ferramenta (caso o processo de usinagem não seja interrompido imediatamente após a quebra), na própria peça e danificar a máquina-ferramenta [DINIZ et al, 2000].

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Figura 25 – Quebra de uma ferramenta de metal duro [MANUAL TÉCNICO EM USINAGEM, 2006].

2.9. Aresta Postiça de Corte

O fenômeno de “aresta postiça de corte - APC” pode-se se formar quando se usina a baixa velocidade de corte, na interface cavaco-ferramenta. Alguns autores também denominam de “gume postiço” (Figura 26). Há evidências que a APC é contínua com o material da peça e do cavaco, ao invés de ser um corpo separado de material encruado [MACHADO & SILVA, 2004; STEMMER, 2001].

Este tipo de fenômeno ocorre geralmente durante o corte, sob altas tensões de compressão, as ligações são fortes o suficiente para evitar o escorregamento do material na superfície de saída da ferramenta. O cavaco se forma e se move por deformação plástica na região acima dos pontos "A" e "B" da Figura 26 [MACHADO & SILVA, 2004]. Conforme TRENT [1988b] apud MACHADO & SILVA [2004], pode-se explicar a ocorrência da APC da seguinte maneira:

"...a primeira camada do material que se une à ferramenta, através de ligações atômicas, é encruado, aumentando assim, o seu limite de escoamento, e as tensões de cisalhamento são insuficientes para quebrar estas ligações. As deformações então continuam nas camadas superiores adjacentes, mais afastadas da interface, até que elas também são suficientemente encruadas. Pela repetição deste processo, uma sucessão de camadas formam a APC".

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tamanho atinge um valor no qual a tensão de cisalhamento é suficiente para mudar a zona de cisalhamento primária (que até então acontecia acima da APC), para dentro do corpo desta. Então, partes de sua estrutura é cisalhada e arrastada entre a superfície da peça e a superfície da folga da ferramenta. Também é arrastada entre a superfície inferior do cavaco e a superfície de saída da ferramenta. Pode-se demonstrar este processo esquematicamente através da Figura 27, as seqüências de quadros de 1 a 4 mostram como ocorre o crescimento da aresta postiça de corte e o seu processo de cisalhamento de partes. Este tipo de processo se repete ciclicamente [MACHADO & SILVA; 2004]. A Figura 28 também demonstra este fragmentos cisalhados causados pela a APC [DINIZ et al, 2000].

A APC só se formará na presença da segunda fase dos materiais sob corte, pela presença de um sistema tri-axial de deformação diferente da segunda fase em relação à matriz. Este sistema tri-axial de tensão levará à formação das microtrincas entre os pontos A e B que irão se coalescerem e formar as trincas maiores (ou macrotrincas) nos pontos A e B, que são consideradas também responsáveis pela formação da APC (Figura 26) [MACHADO & SILVA; 2004].

Figura 26 – Desenho esquemático de uma aresta postiça de corte – APC [TRENT & WRIGHT, 2000].

Com o aumento da velocidade de corte, no processo de usinagem, ocorre também o aumento da temperatura. Quando esta atinge a temperatura de recristalização do material, haverá a formação de novos grãos no cavaco, assim impossibilita o encruamento e elimina a formação de aresta postiça de corte. De acordo com a Figura 29, pode-se observar que há um valor de velocidade que não ocorre mais a APC, denominada “velocidade crítica”

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[DINIZ et al, 2000]. Pode-se observar também que para velocidades de corte menores, à esquerda do valor de dimensão máxima, a aresta postiça se encontra em “regime estável” e para velocidades de corte maiores, à direita do valor de dimensão máxima, a aresta postiça se encontra em um “regime instável”, ou seja, a APC tem uma freqüência de aparecimento e desaparecimento [MACHADO & SILVA, 2004].

Figura 27 – Esquema do crescimento da APC e cisalhamento de partes desta deixando fragmentos nas novas superfícies geradas [FERRARESI, 1982].

Figura 28 – Fragmentos da APC que escapam com o cavaco e que acompanham a peça [STEMMER, 2001].

Figura 29 – Variação das dimensões da APC com a velocidade de corte com identificação dos regimes estável e instável e da velocidade de corte crítica [FERRARESI, 1982; ALGARTE et al, 1995].

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O aparecimento da aresta postiça é mais forte em ferramentas de aço rápido. Já as ferramentas de metal duro oferecem menos aderência, pois possui carbonetos de titânio o que reduz a possibilidade deste fenômeno [STEMMER, 2001]. A aresta postiça causa acabamento superficial ruim [MANUAL TÉCNICO EM USINAGEM, 2006].

2.10. Os Mecanismos Causadores de Desgaste da Ferramenta

Os principais causadores de desgaste são: a abrasão mecânica, a aderência, a difusão e a oxidação [DINIZ et al, 2000; STEMMER, 2001; YUHARA, 2000].

2.10.1. Abrasão Mecânica

A Abrasão Mecânica pode ser definido como arrancamento de finas partículas do material da ferramenta através de partículas duras do material usinado, em conseqüência do escorregamento sob alta pressão e temperatura entre a peça e a ferramenta. Este mecanismo de desgaste ocorre na superfície de folga e de saída da ferramenta.

Muitos materiais usinados, como o ferro fundido e o aço, possuem partículas com fases que tem dureza superior à do material da ferramenta. Estas partículas e inclusões podem estar presentes sobre a forma de carbonetos e óxidos, e em especial Al2O3, mas

também como sílicas, alguns silicatos. Estas partículas abrasivas podem ser provenientes também da formação da aresta postiça e da própria ferramenta de corte, quando o mecanismo de adesão está presente [MACHADO & SILVA, 2004; STEMMER, 2001; YUHARA, 2000]. Na Figura 30 (a), o mecanismo de abrasão é predominante no desgaste de flanco e de cratera. As partículas mais duras do material usinado retiram parte do material da ferramenta, demonstrado estruturas salientes na superfície da ferramenta que possuem maior dureza e resistência ao desgaste. Na Figura 30 (b) observa-se que apenas os carbonetos mais resistentes que predominam na ferramenta [HOGMARK & OLSSON, 2005]. A deformação plástica e a fratura frágil também podem ser oriundas do desgaste abrasivo, caracterizada pela perda ou deslocamento de material por microsulcamento, microcorte ou microlascamento, causados pelas partículas de dureza relativamente elevada [MACHADO & SILVA, 2004].

Quanto maior a dureza a quente de uma ferramenta de corte, maior sua resistência ao desgaste abrasivo. Isto explica a dependência da dureza da ferramenta em relação à peça

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a ser usinada [DINIZ et al, 2000].

A velocidade de corte é outro fator determinante no desgaste por abrasão. Pois, com o aumento da velocidade de corte, aumenta também a temperatura de corte e isto pode contribuir para a redução na resistência mecânica da ferramenta e por conseqüência na resistência a abrasão [STEMMER, 2001].

Figura 30 – Esta figura demonstra a abrasão mecânica em uma ferramenta de HSS utilizada na operação de fresamento [HOGMARK & OLSSON, 2005].

2.10.2. Aderência ou Attrition (Mecanismo de Desgaste por Aderência e Arrastamento)

A aderência pode ser definida como a formação de um extrato metálico entre as superfícies metálicas (material da peça e as asperezas superficiais da ferramenta), postas em contato sob cargas moderadas, baixas temperaturas e baixas velocidades de corte, o que pode causar junções soldadas. A elevação da deformação a frio, que ocorre no corte, eleva a resistência ocorrendo o encruamento. Quando há a tentativa de separação entre as superfícies, ocorre ruptura em um dos metais e não da superfície de contato. Portanto, pode-se dizer que as partículas da superfície de um metal migraram para a superfície do outro. Logo após a ruptura, a superfície aderida apresenta-se limpa, sem camadas protetoras de óxidos e quimicamente ativa, podendo assim formar a aresta postiça de corte. O desgaste por aderência pode estar presente na formação da aresta postiça, mas pode ocorrer também sem a formação da mesma. O desgaste por aderência também está relacionado com a formação de desgaste de entalhe. Ele pode contribuir também para o desenvolvimento da oxidação da superfície da ferramenta, ou outra reação química com o

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ar ao redor, seguido da remoção mecânica dos produtos de reação [DINIZ et al, 2000; STEMMER, 2001; YUHARA, 2000].

O fluxo de material, sobre a superfície de saída da ferramenta, se torna irregular geralmente sobre baixas velocidades de corte. Isto pode contribuir para o surgimento da aresta postiça, assim o processo tem natureza menos contínua, principalmente se ela for instável. É sobre estas condições que surge um outro mecanismo, ou seja, fragmentos microscópicos são arrancados da superfície da ferramenta e arrastados junto ao fluxo de material adjacente à interface. Este mecanismo é denominado de desgaste por aderência e arrastamento – Attrition. Este mecanismo também pode ocorrer em altas velocidades,

principalmente se fluxo de material que ocorre na superfície de saída ou na superfície de folga for irregular [MACHADO & SILVA, 2004].

Na Figura 31 pode-se observar o mecanismo de aderência no HSS em um processo de fresamento. A Figura 31 (a) representa um desgaste predominante abrasivo, mas observando a Figura 31 (b) em maior ampliação, revela que existe uma combinação entre o desgaste abrasivo e o desgaste adesivo. Esta componente adesiva, chamada de desgaste adesivo moderado, é um arrancamento de material na superfície da ferramenta por forças de cisalhamento altas que resultam em um lento arraste na camada superficial e remoção de fragmentos pequenos na direção de fluxo de cavaco. Se a ferramenta usada ultrapassa o seu limite de dureza a quente, o desgaste adesivo pode resultar em uma deformação plástica superficial na direção do fluxo de cavaco (Figura 32). Na Figura 32 (b), as setas indicam a direção de fluxo de cavaco e fluxo de HSS superficial, respectivamente [HOGMARK & OLSSON, 2005].

O desgaste adesivo é predominante no desgaste de flanco e de cratera nas ferramentas de HSS se as extremidades alcançam temperaturas altas, principalmente em altas velocidades de corte. O mecanismo de desgaste adesivo ocorre mais no corte de materiais quimicamente agressivos [HOGMARK & OLSSON, 2005].

Pode-se reduzir este tipo de fenômeno através da utilização adequada do fluido de corte (efeito lubrificante) e o recobrimento da ferramenta com materiais de baixo coeficiente de atrito como o nitreto de titânio [DINIZ et al, 2000].

Em geral, o corte interrompido (por exemplo, fresamento), a profundidade de usinagem irregular ou a falta de rigidez promovem o fluxo irregular de cavaco e, portanto, facilitam o mecanismo de desgaste de aderência [DINIZ et al, 2000; MACHADO & SILVA, 2004].

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Figura 31 - Cratera em uma ferramenta de fresa que cortou um aço de baixo carbono [HOGMARK & OLSSON, 2005].

Figura 32 - a) Micrografia óptica da seção transversal do dente de fresa após o processo de usinagem. b) Detalhe de (a). [HOGMARK & OLSSON, 2005].

2.10.3. Difusão

A difusão entre ferramenta e cavaco consiste na transferência de átomos de um metal a outro em decorrência da alta temperatura, da duração do contato, da afinidade físico-químico dos dois metais na zona de corte (zona de fluxo ou de cisalhamento secundário), ou seja, entre ambos ocorre um fenômeno ativo. Assim, pode-se concluir que a difusão ocorre em temperaturas mais elevadas, onde as moléculas adquirem certa mobilidade.

A difusão é uns dos principais causadores de desgaste de cratera em altas velocidades. Isto ocorre principalmente na superfície de saída da ferramenta que possui as condições ideais para a ocorrência do processo difusivo, ou seja, alta temperatura (devido às altas velocidades e à zona de aderência) e o tempo de contato cavaco-ferramenta devido