UNIVERSIDADE DO ESTADO DE SANTA CATARINA UDESC

Texto

(1)

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

DEPARTAMENTO DE ENGENHARIA MECÂNICA –DEM PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E

ENGENHARIA DE MATERIAIS - PGCEM

Formação: Mestrado em Ciência e Engenharia de Materiais

DISSERTAÇÃO DE MESTRADO OBTIDA POR

Romário Mauricio Urbanetto Nogueira

OBTENÇÃO E ESTUDO DE INSERTOS SINTERIZADOS DE AÇOS RÁPIDOS AISI M2, M3/2 E T15

Apresentada em 20 / 02 / 2004 Perante a Banca Examinadora:

Dr. César Edil da Costa - Presidente (UDESC) Dr. Paulo César Borges (CEFET-PR)

Dr. Luiz César Fontana (UDESC)

Dr. Miguel Vaz Junior (UDESC)

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

DEPARTAMENTO DE ENGENHARIA MECÂNICA - DEM PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA

E ENGENHARIA DE MATERIAIS – PGCEM

DISSERTAÇÃO DE MESTRADO

Mestrando: ROMÁRIO MAURICIO URBANETTO NOGUEIRA Engenheiro Mecânico

Orientador: Prof. Dr. CESAR EDIL DA COSTA CCT/UDESC – JOINVILLE

OBTENÇÃO E ESTUDO DE INSERTOS SINTERIZADOS DE AÇOS RÁPIDOS AISI M2, M3/2 E T15

DISSERTAÇÃO APRESENTADA PARA OBTENÇÃO DO TÍTULO DE MESTRE EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS DA UNIVERSIDADE DO ESTADO DE SANTA CATARINA, CENTRO DE CIÊNCIAS TECNOLÓGICAS – CCT, ORIENTADA PELO PROF. DR. CESAR EDIL DA COSTA

Joinville

2004

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UNIVERSIDADE DO ESTADO DE SANTA CATARINA - UDESC

CENTRO DE CIÊNCIAS TECNOLÓGICAS – CCT COORDENAÇÃO DE PÓS-GRADUAÇÃO - CPG

" OBTENÇÃO E ESTUDO DE INSERTOS SINTERIZADOS DE AÇOS RÁPIDOS AISI M2, M3/2 E T15 "

por

Romário Mauricio Urbanetto Nogueira

Essa dissertação foi julgada adequada para a obtenção do título de

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

CURSO DE MESTRADO EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS

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

Dr. César Edil da Costa presidente

Banca Examinadora:

Dr. Paulo César Borges CEFET-PR Dr. Luiz César Fontana

Dr. Miguel Vaz Junior

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FICHA CATALOGRÁFICA NOME:URBANETTO NOGUEIRA, Romário Mauricio DATA DEFESA: 20/02/2004

LOCAL: Joinville, CCT/UDESC

NÍVEL: Mestrado Número de ordem: 01 – CCT/UDESC FORMAÇÃO: Ciência e Engenharia de Materiais

ÁREA DE CONCENTRAÇÃO: Metais

TÍTULO: OBTENÇÃO E ESTUDO DE INSERTOS SINTERIZADOS DE AÇOS RÁPIDOS AISI M2, M3/2 E T15

PALAVRAS - CHAVE: Metalurgia do Pó, Aços Rápidos, Sinterabilidade, Usinagem.

NÚMERO DE PÁGINAS: 111 p.

CENTRO/UNIVERSIDADE: Centro de Ciências Tecnológicas da UDESC PROGRAMA: Pós-graduação em Ciência e Engenharia de Materiais - PGCEM CADASTRO CAPES: 4100201001P-9

ORIENTADOR: Dr. Cesar Edil da Costa

PRESIDENTE DA BANCA: Dr. Cesar Edil da Costa

MEMBROS DA BANCA: Dr. Paulo César Borges, Dr. Luiz César Fontana, Dr. Miguel Vaz

Junior

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“Talvez não tenhamos conseguido fazer o melhor, Mas lutamos para que o melhor fosse feito

Não somos o que deveríamos ser,...

Mas graças a Deus, não somos o que éramos”

Martin Luther King.

Aos meus pais Hercules (in memorian)

e Teresinha de Jesus

e à minha esposa

Conceição Aparecida

(6)

AGRADECIMENTOS

Ao Prof. Dr. César Edil da Costa pela sua amizade e apoio, e que não mediu esforços em oferecer todas as condições necessárias à realização do presente trabalho.

A minha família que sempre me apoiara de maneira direta ou indireta, no presente estágio e em todos os outros de minha vida.

À Universidade do Estado de Santa Catarina – UDESC e ao Programa de Pós- graduação em Ciência e Engenharia de Materiais - PGCEM pela realização do presente trabalho.

À Universidade Politécnica de Madrid, pelo material fornecido para a realização desta pesquisa

A empresa Logtools Ferramentas, na pessoa do Sr.Roberto Belons pelo apoio técnico recebido.

Aos demais professores do Curso de Mestrado em Ciência e Engenharia de Materiais que de uma forma direta ou indireta contribuíram para a realização desse trabalho aquele abraço.

Aos amigos do Paraná pelo incentivo e colaboração para a realização desse trabalho.

Aos alunos bolsistas e da iniciação cientifica pelo apoio recebido, em especial ao aluno Valdir Vermoehlen pela sua grande dedicação na realização deste trabalho.

Aos que no transcorrer do curso, mais que colegas, tornaram-se amigos meu

agradecimento pela feliz convivência e, como diz o poeta um dia amigo a gente

volta a se encontrar. Até lá.

(7)

I

ÍNDICE

SIMBOLOGIA ... IV LISTA DE EQUAÇÕES...V LISTA DE FIGURAS... VI LISTA DE TABELAS... XI RESUMO ... XII ABSTRACT ... XIII

CAPÍTULO 1 ... 1

1. INTRODUÇÃO... 2

CAPÍTULO 2 ... 5

2. AÇOS RÁPIDOS ... 6

2.1. Introdução... 6

2.2. Estruturas e propriedades ... 7

2.3. Efeitos dos elementos de liga nos aços rápidos... 8

2.4. Processos de Fabricação dos Aços Rápidos ... 18

2.4.1. Metalurgia Convencional... 18

2.4.2. Metalurgia do pó ... 19

2.5. Fabricação de Aços Rápidos Sinterizados ... 20

2.5.1. Processo ASP – “Anti-Segregation Process”... 20

2.5.2. Processo CPM – “Crucible Metallurgy Process”... 22

2.5.3. Processo FULDENS... 24

2.5.4. Moldagem de Pós Metálicos Por Injeção ... 24

2.5.5. Compactação Uniaxial a Frio... 25

2.6. Tratamentos Térmicos dos Aços Rápidos... 26

2.6.1. Etapas do processo de tratamento térmico... 26

2.6.1.1. Pré-aquecimento ... 26

2.6.1.2. Austenitização ... 27

2.6.1.3. Resfriamento brusco – têmpera por imersão... 27

2.6.1.4. Revenimento ... 28

2.7. Propriedades Mecânicas dos Aços Rápidos ... 30

2.7.1. Dureza a quente... 30

(8)

II

2.7.2. Tenacidade ... 31

2.7.3. Resistência ao desgaste... 32

2.8. Ferramentas de corte de Aço Rápido ... 32

2.9. Fatores de influência no desgaste e vida da ferramenta... 33

2.9.1. Condições de usinagem ... 33

2.9.2. Geometria da ferramenta ... 34

2.10. Avarias e Desgastes da Ferramenta de Usinagem ... 36

2.10.1. Desgaste Frontal (ou de Flanco) ... 36

2.10.2. Desgaste de Cratera ... 37

2.10.3. Desgaste por Deformação Plástica da Aresta de corte ... 37

2.10.4. Desgaste por Lascamento ... 38

2.10.5. Desgaste por Trincas de Origem Térmica ou Mecânica ... 38

2.10.6. Desgaste por Quebra da Ferramenta ... 39

2.11. Mecanismos Causadores do Desgaste da Ferramenta ... 39

2.11.1. Desgaste por Aresta Postiça de Corte... 39

2.11.2. Abrasão Mecânica ... 42

2.11.3. Aderência ... 42

2.11.4. Difusão... 42

2.11.5. Oxidação ... 43

2.12. Medição do Desgaste da Ferramenta ... 43

CAPÍTULO 3 ... 45

3. PROCEDIMENTO EXPERIMENTAL... 46

3.1. Materiais Utilizados ... 46

3.2. Morfologia e Microestrutura dos Pós ... 49

3.3. Compactação dos Pós... 50

3.4. Estudo de Sinterabilidade... 51

3.5. Sinterização ... 51

3.6. Tratamentos Térmicos... 52

3.6.1. Têmpera ... 52

3.6.2. Revenido ... 53

3.7. Propriedades Físicas... 53

3.7.1. Variação Volumétrica... 53

3.7.2. Densidade ... 53

3.8. Propriedades Mecânicas... 54

3.8.1. Dureza... 54

3.9. Usinabilidade... 55

3.10. Estudo Microestrutural... 55

(9)

III

3.11. Insertos Intercambiáveis... 55

3.12. Parâmetros de Usinagem ... 56

3.13. Material Usinado... 57

CAPÍTULO 4 ... 58

4. ANÁLISE E DISCUSSÃO DE RESULTADOS ... 59

4.1. Estudo de Sinterabilidade... 59

4.2. Propriedades Físicas... 61

4.2.1. Densidade a Verde ... 61

4.2.2. Densidade após Sinterização ... 63

4.2.3. Variação Volumétrica... 67

4.3. Propriedades Mecânicas... 69

4.2.1 Durezas dos Materiais Sinterizados ... 69

4.2.2 Dureza dos Materiais após Tratamento Térmico ... 71

4.4. Análise da Microestrutura ... 74

4.4.1. Microestrutura dos Materiais Sinterizados ... 74

4.4.2. Microestrutura dos Materiais após Tratamento Térmico ... 78

4.4.3. Análise dos Desgastes ... 83

4.4.4. Evolução dos Desgastes... 89

CAPÍTULO 5 ... 94

5. CONCLUSÕES ... 95

CAPÍTULO 6 ... 97

6. SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS... 98

CAPÍTULO 7 ... 99

7. REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS...100

ANEXO I ...106

ANEXO II ...107

ANEXO III...108

ANEXO IV...111

(10)

IV

SIMBOLOGIA

HV Dureza Vickers

VHN Dureza Vickers Superficial δ Ferrita Delta

A γ Superficie de Saida (Face)

S’ Aresta Secundária de Corte (Gume Secundário) A’ α Superficie Secundária de Folga (Flanco Secundário) S Aresta Principal de Corte (Gume Principal)

A α Superfície Principal de Folga (Flanco Principal) χ [°] Ângulo de Posição (Direção)

f [mm/rotação] Avanço

ap [mm] Profundidade de Corte b [mm] Largura de Corte h [mm] Espessura de Corte ε [°] Ângulo de Ponta (Quina) α [°] Ângulo de Incidência β [°] Ângulo de Cunha

γ [°] Ângulo de Saída

λ [°] Ângulo de Inclinação r [mm] Raio de Quina

VB N [mm] Desgaste de Entalhe

VB [mm] Desgaste de Flanco Médio VB máx [mm] Desgaste de Flanco Máximo KT [mm] Profundidade de Cratera KM [mm] Afastamento Médio da Cratera

SV α Deslocamento do Gume no Sentido do Flanco

SV γ Deslocamento do Gume no Sentido da Face

(11)

V

LISTA DE EQUAÇÕES

Equação 1 ... 53

Equação 2 ... 54

Equação 3 ... 54

(12)

VI

LISTA DE FIGURAS

Figura 1 - Distribuição dos carbonetos em função da composição química de 6 HSS estudados para uso em cilindros de laminação (Tabela 2); a) A; b) B1; c) B2; d)

C1; e) C2; f) D; [HWANG, 1998]... 13

Figura 2 - Evolução da microestrutura dos aços rápidos [BOCCALINI, 2001]. ... 16

Figura 3 - Métodos de produção de aços rápidos via M/P [ODÉRIZ, 1998]... 20

Figura 4 - Comparação entre processo convencional e o ASP [STEVENSON, 1984]. ... 21

Figura 5 - Comparação da microestrutura entre o aço convencional (a) e o ASP (b) [STEVENSON, 1984]. ... 21

Figura 6 - Esquema do processo CPM [STEVENSON, 1984]. ... 23

Figura 7 - Comparação da microestrutura do aço convencional T15 (a) e do CPM T15 (b) [STEVENSON, 1984]... 23

Figura 8 - Esquema do processo Fuldens [STEVENSON, 1984]. ... 24

Figura 9 - Diagrama esquemático das etapas do processo de moldagem de pós metálicos por injeção utilizando uma injetora de alta pressão [SCHAEFFER, 1999]... 25

Figura 10 - Esquema do processo de tratamento térmico das ferramentas de aço rápido [BAYER; 1989]... 28

Figura 11 - Transformações ocorridas nos aços rápidos temperados durante o revenido. ... 29

Figura 12 - Influência da temperatura de têmpera sobre a modificação de dureza de aços rápidos durante o revenido [HEINRICH, 1975]. ... 30

Figura 13 - Comparação do desgaste do gume de corte das ferramentas de aço rápido [STEVENSON, 1984]. ... 31

Figura 14 - Superfícies, arestas e ponta de corte de uma ferramenta de barra [WEINGAERTNER, 1991]. ... 33

Figura 15 - Estão definidos os principais ângulos de uma ferramenta de corte [WEINGAERTNER, 1991]. ... 35

Figura 16 - Seção de corte no processo de torneamento [Rosso Junior, 1995]... 35

Figura 17 - (1) Croqui onde (a) indica desgaste tipo frontal ou de flanco, (b) e (c)

indicam desgaste tipo entalhe; (2) desgaste tipo frontal da ferramenta; (3)

desgaste tipo entalhe da ferramenta [DINIZ, 1999]. ... 36

(13)

VII

Figura 18 - Desgaste de cratera, (a) Croqui , (b) ferramenta [DINIZ , 1999]. ... 37 Figura 19 - Desgaste por Deformação Plástica da Aresta [DINIZ , 1999]. ... 37 Figura 20 - Desgaste por Lascamento [DINIZ , 1999]. ... 38 Figura 21 - Trincas de Origem Térmica (a) Croqui e (b) ferramenta; (c) Trincas de

Origem Mecânica [DINIZ , 1999]... 38 Figura 22 - Desgaste por Quebra da Ferramenta, (a) Croqui, (b) Ferramenta [DINIZ ,

1999]... 39 Figura 23 - Desgaste por Aresta Postiça de Corte (a) Croqui e (b) Ferramenta [DINIZ

, 1999]... 40 Figura 24 - Desgaste Frontal x Velocidade de Corte mostrando a região de formação

da Aresta Postiça de Corte [Ferraresi, 1977]. ... 41 Figura 25 - Formas características da marca do desgaste da superfície de folga

[Ferraresi, 1977]. ... 41 Figura 26 - Ferramenta com desgaste no flanco e na face (ISO 3685, 1977). ... 44 Figura 27 – Microscopia eletrônica de varredura dos pós de aço rápido tipo M2,

M3/2 e T15... 49 Figura 28 - Microscopia eletrônica de varredura dos pós de aço rápido tipo M2,

M3/2 e T15... 50 Figura 29 - Ciclos de sinterização para diferentes temperaturas de sinterização. ... 51 Figura 30 - Curva de têmpera dos tratamentos térmicos... 52 Figura 31 - Pastilhas de metal duro para torneamento geral SANDVIK T-MAX P

[SANDVIK, 2000]. ... 56 Figura 32 - (a) Inserto Intercambiável Triangular, (b) Matriz de Compactação. ... 56 Figura 33 – Curvas dos ensaios de dilatometria do HSS T15 sob vácuo e sobre

atmosfera de N 2. ... 59 Figura 34 - Curvas dos ensaios de dilatometria do HSS M3/2 sob vácuo e sobre

atmosfera de N 2. ... 60 Figura 35 - Curvas dos ensaios de dilatometria do HSS M2 sob vácuo e sobre

atmosfera de N 2. ... 60 Figura 36 – Variação da Densidade a Verde do Aço Rápido M2 em função do

aumento da pressão de compactação... 62 Figura 37 - Microestrutura do aço rápido M2, sem ataque químico, nas diversas

temperaturas de sinterização. ... 64

(14)

VIII

Figura 38 - Microestrutura do aço rápido M3/2, sem ataque químico, nas diversas temperaturas de sinterização. ... 65 Figura 39- Microestrutura do aço rápido T15, sem ataque químico, nas diversas

temperaturas de sinterização. ... 66 Figura 40 - Densidade relativa em função da temperatura de sinterização para os

aços rápidos M2, M3/2 e T15. ... 67 Figura 41 - Variação volumétrica dos aços rápidos M2, M3/2 e T15 em função da

temperatura de sinterização. ... 68 Figura 42 - Dureza vickers dos aços rápidos M2, M3/2 e T15 em função da

temperatura de sinterização. ... 70 Figura 43 - Dureza Vickers do HSS M2, sinterizado a 1285ºC e com tratamentos

térmicos de têmpera nas temperaturas de 1130º, 1150º e 1170º, seguindo-se de duplo revenido em temperatura de 560ºC. ... 72 Figura 44 - Dureza Vickers do HSS M3/2, sinterizado a 1225ºC e com tratamentos

térmicos de têmpera nas temperaturas de 1130º, 1150º e 1170º, seguindo-se de duplo revenido em temperatura de 560ºC. ... 73 Figura 45 - Dureza Vickers do HSS T15, sinterizado a 1225ºC e com tratamentos

térmicos de têmpera nas temperaturas de 1130º, 1150º e 1170º, seguindo-se de duplo revenido em temperatura de 560ºC. ... 74 Figura 46 - Microestruturas do HSS M2, com ataque químico com nital,

evidenciando detalhes de crescimento de grãos e de carbonetos, e a formação de redes de carbonetos. ... 75 Figura 47 - Microestruturas do HSS M3/2, com ataque químico com nital,

evidenciando detalhes de crescimento de grãos e de carbonetos, formação de eutéticos e redes de carbonetos. ... 76 Figura 48 - Microestruturas do HSS T15, com ataque químico com nital,

evidenciando detalhes de crescimento de grãos e de carbonetos... 77 Figura 49 - Microestrutura do HSS M2,sinterizado a 1285ºC, austenitizado a 1130ºC

por 3minutos e temperado em óleo, com o 1º e o 2º revenidos a 560ºC por 2 horas com resfriamento ao ar (ataque Nital 3%)... 78 Figura 50 - Microestrutura do HSS M2,sinterizado a 1285ºC, austenitizado a 1150ºC

por 3minutos e temperado em óleo, com o 1º e o 2º revenidos a 560ºC por 2

horas com resfriamento ao ar (ataque Nital 3%)... 79

(15)

IX

Figura 51 – Microestrutura do HSS M2, sinterizado a 1285ºC, austenitizado a 1170ºC por 3minutos e temperado em óleo, com o 1º e o 2º revenidos a 560ºC por 2 horas com resfriamento ao ar (ataque Nital 3%)... 80 Figura 52 – Microestrutura do HSS M3/2, sinterizado a 1225ºC, austenitizado a

1170ºC por 3minutos e temperado em óleo, com o 1º e o 2º revenidos a 560ºC por 2 horas com resfriamento ao ar (ataque Nital 3%)... 81 Figura 53 – Microestrutura do HSS T15 austenitizado a 1170ºC por 3minutos e

temperado em óleo, com o 1º e o 2º revenidos a 560ºC por 2 horas com resfriamento ao ar (ataque Nital 3%)... 82 Figura 54 - Microestrutura do HSS M3/2 e do HSS T15, sinterizados a 1225ºC, após

austenitizados a 1150ºC por 3minutos temperados em óleo e duplamente revenidos a 560ºC por 2 horas (ataque Nital 3%). ... 82 Figura 55 - Desgaste de flanco uma ferramenta de M2 após 2 minutos de usinagem

com velocidade de corte = 45m/min, profundidade = 1mm e avanço 0,1mm/rotação; onde (a) indica aresta de incidência e (b) aresta oposta a aresta de incidência. ... 84 Figura 56 - Desgaste de flanco uma ferramenta de M2 após 2 minutos de usinagem

com velocidade de corte = 27m/min, profundidade = 1mm e avanço 0,1mm/rotação... 84 Figura 57 - Desgaste de flanco uma ferramenta de M2 após 3 minutos de usinagem

com velocidade de corte = 27m/min, profundidade = 0,5mm e avanço 0,05mm/rotação... 85 Figura 58 - Desgaste de flanco uma ferramenta de M2 após 9 minutos de usinagem

com velocidade de corte = 27m/min, profundidade = 0,5mm e avanço 0,05mm/rotação... 85 Figura 59 - Desgaste de flanco uma ferramenta de M3/2 após 4 minutos de usinagem

com velocidade de corte = 27m/min, profundidade = 0,5mm e avanço 0,05mm/rotação... 86 Figura 60 - Desgaste de flanco uma ferramenta de M3/2 após 16 minutos com

velocidade de corte = 27m/min, profundidade = 0,5mm e avanço

0,05mm/rotação... 86

(16)

X

Figura 61 - Desgaste de flanco uma ferramenta de T15 após 4 minutos de usinagem com velocidade de corte = 27m/min, profundidade = 0,5mm e avanço 0,05mm/rotação... 87 Figura 62 - Desgaste de flanco uma ferramenta de T15 após 21 minutos de usinagem

com velocidade de corte = 27m/min, profundidade = 0,5mm e avanço 0,05mm/rotação... 87 Figura 63 – Desgaste de Flanco em função do tempo de corte para as ferramentas de

HSS M2, M3/2 e T15 sinterizadas. ... 88 Figura 64 – Microscopia Eletrônica mostrando o Desgaste Típico de flanco de uma

ferramenta de HSS M2 após 15 minutos de usinagem com velocidade de corte = 27m/min, profundidade = 0,5mm e avanço 0,05mm/rotação - aumento 50x... 89 Figura 65 – Desgaste de flanco e de cratera uma ferramenta de M2 após 20 minutos

de usinagem com velocidade de corte = 27m/min, profundidade = 0,5mm e avanço 0,05mm/rotação... 90 Figura 66 - Desgaste de flanco de uma ferramenta de M2 após 30 minutos de

usinagem com velocidade de corte = 27m/min, profundidade = 0,5mm e avanço 0,05mm/rotação, com a presença do desgaste de entalhe... 90 Figura 67 - Presença de aresta postiça em uma ferramenta de T15 com tempo de

usinagem de 13 minutos com velocidade de corte = 27m/min, profundidade = 0,5mm e avanço 0,05mm/rotação. ... 91 Figura 68 – Desgaste de cratera de uma ferramenta de T15 após 15 minutos de

usinagem com velocidade de corte = 27m/min, profundidade = 0,5mm e avanço 0,05mm/rotação... 91 Figura 69 - Desgaste de flanco uma ferramenta de T15 após 20 minutos de usinagem

com velocidade de corte = 27m/min, profundidade = 0,5mm e avanço 0,05mm/rotação... 92 Figura 70 - Desgaste de flanco uma ferramenta de M3/2 após 15 minutos de

usinagem com velocidade de corte = 27m/min, profundidade = 0,5mm e avanço 0,05mm/rotação... 92 Figura 71 - Desgaste de flanco uma ferramenta de M3/2 após 20 minutos de

usinagem com velocidade de corte = 27m/min, profundidade = 0,5mm e avanço

0,05mm/rotação... 93

(17)

XI

LISTA DE TABELAS

Tabela 1 - Composições químicas dos aços rápidos dos grupos T à base de tungstênio

e M à base de molibdênio ... 8

Tabela 2 - Estudo da influência dos elementos constituintes dos HSS [HWANG, 1998]... 11

Tabela 3 - Tipos de aços ASP, composição química e aplicações [STEVENSON, 1984]... 22

Tabela 4 - Vida de ferramenta (Percurso de Corte) de Torneamento para Diversos Avanços e Velocidades de Corte [BONIFÁCIO, 1994]. ... 34

Tabela 5 - Composição química e densidade teórica dos aços rápidos do tipo M2, M3/2 e T15... 46

Tabela 6 - Propriedades físicas do Pó de HSS M2, fornecido pela empresa Powdrex... 47

Tabela 7 - Distribuição granulométrica do Pó de HSS M2, fornecido pela empresa Powdrex. ... 47

Tabela 8 - Propriedades físicas do Pó de HSS M3/2, fornecido pela empresa Powdrex... 47

Tabela 9 - Distribuição granulométrica do Pó de HSS M3/2, fornecido pela empresa Powdrex. ... 48

Tabela 10 - Propriedades físicas do Pó de HSS T15, fornecido pela empresa Powdrex. .... 48

Tabela 11 - Distribuição granulométrica do Pó de HSS T15, fornecido pela empresa Powdrex. ... 48

Tabela 12 - Parâmetros de compactação dos corpos de prova. ... 51

Tabela 13 - Tratamentos térmicos dos aços rápidos M2, M3/2, T15. ... 52

Tabela 14 - Composição química do aço ABNT 1045 (em % peso)... 57

Tabela 15 - Resultados dos ensaios de dilatometria para os aços rápidos tipo M2, M3/2 e T15 realizados sob atmosfera de N 2 e vácuo... 59

Tabela 16 – Densidades a verde dos Aço Rápido M2, compactado com diferentes pressões... 61

Tabela 17 - Densidade a verde dos Aços Rápidos M2, M3/2 e T15, compactados com pressões de 700 MPa. ... 63

Tabela 18 – Parâmetros de processamento utilizados na fabricação dos insertos de aço

rápido sinterizado do tipo M2, M3/2 eT15, utilizados nos ensaios de desgaste por

usinagem. ... 83

(18)

XII

RESUMO

Neste trabalho determinou-se os parâmetros de processamento e a resistência ao

desgaste dos aços rápidos AISI M2, M3/2 e T15 produzidos através de metalurgia de pó

convencional. A compactação dos corpos de prova foi realizada pelo processo uniaxial a

frio com pressão de 700 MPa em matriz flutuante de duplo efeito. E as sinterizações foram

realizadas com seis diferentes temperaturas de patamar, determinadas por dilatometria, sob

atmosfera de gás (H 2 -8%N 2 ). Após a sinterização os corpos de prova foram tratados

termicamente por têmpera e duplo revenido. Os materiais foram caracterizados através da

análise microestrutural realizada por microscopia ótica e eletrônica e pela medição da

densidade, da dureza e da variação volumétrica. Para a realização desta pesquisa foi

desenvolvida uma matriz para a fabricação de insertos triangulares que foram utilizados

nos ensaios de desgaste por usinagem. Das temperaturas de sinterização utilizadas, 1150ºC,

1200ºC, 1225ºC, 1250ºC, 1270ºC e 1285ºC a temperatura de 1225ºC se mostrou a mais

adequada para a sinterização dos aços M3/2 e T15, já para o M2 a melhor temperatura foi

de 1285ºC. Nos tratamentos térmicos que foram realizados através de têmpera seguida de

duplo revenido realizados a temperatura de 560ºC por 2 horas e resfriamento ao ar, a

melhor temperatura de austenitização para os três materiais foi de 1150ºC. Nos ensaios de

desgaste por usinagem mesmo os insertos tendo o acabamento da sinterização sem

polimento ou afiação foi possível emprega-los na velocidade de 27 m/min durante 30 min,

no torneamento com corte contínuo do aço ABNT 1045 laminado, sendo a usinagem

realizada sem a utilização de fluido de corte e com avanço e profundidade de corte,

respectivamente de 0,05 mm/rotação e 0,5 mm, resultando em uma boa perspectiva para a

utilização destes materiais como insertos para usinagem.

(19)

XIII

ABSTRACT

In this work one determined the parameters of processing and wear resistance of the high-speed steels AISI M2, M3/2 AND T15 produced trough conventional powder metallurgy. The compacting of the test specimen was carried through by the uniaxial process the cold with pressure of the 700 MPa in floating matrix of double effect. And the sintering had been carried through with six different temperatures of level, determined for dilatometry, under gas atmosphere (H2-8%N2). After sintering the test specimen were thermally treated by hardness and double tempering. The materials were characterized by microstructural analysis carried out by optical and electronic microscopy and by density, hardness and volumetric variation. For the realization of this research was developed a die for the manufacturing of triangular inserts which were used in the wear test by machining.

From the following sintering temperatures used, 1150 ° C, 1200 ° C, 1225 ° C, 1270 ° C and

1285 ° C, the most adequate was 1225 ° C for the sintering of M3/2 and T15 steels. For the

M2 the best temperature was 1285 ° . In the heat treatments that were carried out through

hardness followed by double tempering carried out at temperature of 560° for 2 hours and

air cooling, the best austenitizing temperature for the three materials was 1150°. In the

wear tests by machining, even the inserts having the sintering finish without polishing or

sharpening was possible to use them at a speed of 27m/min during 30 minutes, in the

continuos cut turning of the ABNT 1045 rolled steel, being the machinig carried out

without the use of cutting fluid and with cutting depth and feed, respectively of 0,05

mm/revolutions, resulting a good perspective for the use of these materials like inserts for

machining.

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Capítulo 1 – Introdução

1

CAPÍTULO 1

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Capítulo 1 – Introdução

2

1. Introdução

Os aços rápidos (High Speed Steel, HSS) são extensivamente usados em ferramentas de usinagem e de conformação, como também para peças de fricção, devido a suas propriedades mecânicas superiores e da resistência a abrasão.

Os aços rápidos podem ser divididos em grupos: Os produzidos por métodos convencionais e os produzidos através da metalurgia do pó (Powder Metallurgy, PM). Os HSS Convencionais são produzidos através de procedimentos metalúrgicos de alta- temperatura (fusão em fornos de arco-elétrico, vazamento contínuo ou descontínuo em tarugos ou lingotes, sendo conformados por laminação a quente ou forjamento) [SUSTARSIC, 2001].

Porém, nos aços ferramenta forjados há uma forte tendência para ocorrer segregação durante a solidificação em molde, resultando em uma microestrutura grosseira e não uniforme com variação na composição química. Esta tendência limita a dureza, gera problemas de tratamento térmico, e diminui a resistência ao desgaste. A metalurgia do pó está sendo crescentemente utilizada, para superar estes problemas. As vantagens dos aços rápidos sinterizados incluem resistência e dureza superiores [STEVENSON, 1984].

Em comparação com os HSS forjados, os HSS sinterizados têm uma microestrutura mais uniforme com carbonetos finos e bem distribuídos que previnem o coalescimento ou a formação de redes de carbonetos eutéticos ao redor dos grãos de ferrita [ZAPATA, 1998].

Os HSS via PM não possuem a tendência de apresentar segregação de elementos de liga, nos níveis de estrutura ou de microestrutura. Outras vantagens destes processos em relação a métodos convencionais incluem menos desperdício de material, propriedades mecânicas isotrópicas e formas próximas da peça final [VÁREZ, 2001].

Problemas de microestrutura em HSS via PM podem ter origem em uma

temperatura de sinterização inadequada que promovem uma fusão indesejável e uma

subseqüente rede eutética no resfriamento. Porém, com um processo de sinterização ótimo,

os HSS sinterizados mostraram características melhores que os mesmos tipos de HSS

fabricados através de métodos convencionais, além disso alguns HSS só podem ser obtidos

através de métodos de PM [ZAPATA, 1998].

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Capítulo 1 – Introdução

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Os aços rápidos sinterizados têm um campo de aplicação bem definido, em função das suas melhores propriedades em relação aos aços rápidos convencionais. Porém, estas propriedades dependem do processo industrial. Quando é preciso uma densidade muito alta para adquirir propriedades mecânicas melhores, podem ser utilizadas várias rotas, por exemplo sinterização em fase líquida, spray forming e compactação isostática a quente (hot isostatic pressing, HIP). Entre estas rotas, a HIP permite a obtenção de pré-forma de HSS livre de porosidade e com um tamanho pequeno de carboneto. Embora estes materiais tenham propriedades boas, eles são mais caros que HSS forjados devido ao custo mais alto da compactação isostática a quente [CAMBRONERO, 1996].

Outro método industrial para a produção de HSS via PM, extensamente usado é a consolidação do pó através de compactação uniaxial a frio e a posterior sinterização dos compactados. Neste caso, são usados pós mais baratos atomizados em água. Estes pós atomizados em água têm partículas com formas irregulares, e são particularmente apropriados para a compactação uniaxial a frio, possibilitando a fabricação de peças de formas complexas com altas taxas de produção utilizando prensas mecânicas ou hidráulicas [SUSTARSIC, 2001].

A sinterização das peças obtidas na compactação dos pós (peças a verde), é realizada sob vácuo ou em atmosfera protetora/redutora (N 2 +H 2 ). A vantagem principal deste processo é uma ampla produção de componentes de forma complexa com tolerâncias dimensionais estreitas e quase sem qualquer custo adicional de usinagem. Outra vantagem deste processo é a flexibilidade para preparar misturas de diferentes pós, com a mistura de partículas de durezas e fases diferentes ao pó de HSS básico.

As misturas formadas pelos pós podem conter partículas finas de carboneto, óxidos, sulfetos ou fluoretos (por exemplo: NbC, TiC, Al 2 O 3 , MnS, CaF 2 , etc.) habilitando a síntese de materiais compostos especiais, com propriedades designadas para uma aplicação definida como por exemplo melhor resistência ao desgaste, resistência térmica, resistência à corrosão, melhor usinabilidade e autolubrificação, etc.

De acordo com dados anualmente atualizados pela revista Máquinas e Metais sobre

os principais números que compõem o perfil econômico das empresas prestadoras de

serviços de usinagem para terceiros, no ano de 2003, 93,54% destas empresas

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Capítulo 1 – Introdução

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confirmaram que utilizam ferramentas de corte de metal duro para atender aos seus pedidos e 79,83% necessitam do aço rápido. Ferramentas de corte de cerâmica são utilizadas em 35,68% das prestadoras de serviços de usinagem, 20,16% empregam o nitreto cúbico de boro (CBN), 14,31% precisam de Cermet e 10,48% das empresas da área usam diamante policristalino (PCD) [Máquinas e Metais, 2003].

O principal objetivo deste trabalho é o estudo do comportamento ao desgaste e das

propriedades mecânicas das ferramentas de aços rápidos tipo M2, M3/2 e T15 produzidas por

metalurgia do pó convencional. O estudo foi realizado em ferramentas usadas no processo de

torneamento do aço ABNT 1045. Para a realização desta pesquisa foram produzidos insertos

intercambiáveis triangulares. Estes insertos foram temperados e revenidos. Adotou-se o desgaste

de flanco como parâmetro para avaliar a evolução do desgaste da ferramenta. As temperaturas de

sinterização foram determinadas com base no estudo de dilatometria. Os materiais foram

caracterizados por medidas da dureza, da densidade e análise da microestrutura por microscopia

ótica e eletrônica.

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Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica

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CAPÍTULO 2

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Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica

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2. Aços Rápidos

2.1. Introdução

Aços rápidos (High Speed Steel, HSS) levam este nome devido a sua capacidade para reter dureza quando utilizados na usinagem a alta velocidade. Estes aços também são utilizados em outras aplicações como em mancais de motores a jato ou componentes de veículos espaciais. A base da seleção para estas aplicações é que estes aços podem ser endurecidos a um nível de até 1000HV ou 65-70HRC, e que nenhum amolecimento apreciável acontece quando atingem temperaturas de até 600ºC.

A origem dos aços rápidos parece ser a descoberta acidental por Robert F. Mushet em 1868 em que um aço que continha tungstênio quando esfriava ao ar endurecia, a partir de uma temperatura na qual a maioria dos aços para endurecer necessitava ser resfriado em meios mais severos como a água.

O primeiro aço rápido definido por padrões modernos, foi desenvolvido no início do século XX, contendo 18% tungstênio, 4% cromo e 1% vanádio, com aproximadamente 0.7% carbono. Este aço atualmente conhecido por seu número de especificação “T1”

(Tabela 1), permaneceu popular até a década de 50 do século XX quando foi substituído por um aço tungstênio-molibdênio “M2” (Tabela 1) no qual 1/3 do tungstênio em “Tl” foi substituído por 5% de molibdênio com a elevação dos conteúdos de vanádio a 2% e de carbono à 0,85% [HOYLE, 1988].

A classificação mais habitual dos aços rápidos é baseada em sua composição, existindo dois tipos básicos de acordo com a norma americana AISI (American Iron and Steel Institute), os aços predominantemente ao tungstênio grupo T e os aços ao molibdênio grupo M. A Tabela 1 apresenta as principais composições químicas dos aços rápidos pertencentes aos dois grupos. [METALS HANDBOOK, vol.1].

Hoje em dia, os aços rápidos (ou de corte rápido) já não têm como principal utilização à fabricação de ferramentas de corte. Porém o nome permaneceu, o que lembra do inicio do desenvolvimento destes materiais quando eram exclusivamente usados nas aplicações de corte e usinagem de metais, madeira, polímero, papel e outros materiais.

Em muitas aplicações em altas velocidades de corte, os HSS são substituídos por novos materiais (carbonetos cementados nano-cristalinos, PCD, CBN, TiB 2 e Sialons).

Apesar disto, atualmente os HSS estão bem estabelecidos em muitas outras aplicações

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Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica

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como materiais de ferramentas, peças estruturais e mancais onde uma excelente resistência ao desgaste, tenacidade à fratura satisfatória e estabilidade térmica são requeridas.

Os HSS também são materiais em que a superfície pode ser refinada e adicionalmente recoberta por camadas duras de TiN, Ti (C,N), CrN, etc. via processos PVD ( Ph P h ys y si ic ca al l Va V ap po o r r D De ep p os o si it ti io on n ) ) / CVD (Chemical Vapour Deposition) [SUSTARSIC, 2001].

A atualmente a usinagem a seco é um dos tópicos importantes da indústria. Fatores econômicos e ambientais contribuem para o aumento do uso deste processo, pois os fabricantes estão procurando maneiras de reduzir custos de produção e, ao mesmo tempo, de evitar os problemas ambientais associados com o uso de fluidos de corte.

As ferramentas para usinagem a seco desenvolvidas pelos fabricantes consistem em usar substratos de aços rápidos sinterizados ou carbonetos, recobertos com camadas duras e autolubrificantes [RECH, 2001].

2.2. Estruturas e propriedades

Os aços rápidos convencionais são produzidos através de procedimentos metalúrgicos de alta temperatura como fusão através de fornos de arco-elétrico, vazamento contínuo ou descontínuo em tarugos ou lingotes, sendo conformados por laminação a quente ou forjamento. São aços altamente ligados contendo entre 0,8% e 1,5% de C; de 2%

a 18% de W; 1% a 5% de V, até 9% de Mo e ao redor de 4% de Cr; alguns tipos contêm também Co. Apesar das diferenças de composição, todos os aços rápidos são muito similares quanto a sua estrutura, no estado recozido apresentam uma matriz ferrítica com uma grande quantidade dos elementos de liga formando carbonetos (em média 20%), dispersos na matriz [ODÉRIZ, 1998].

Os aços do grupo M possuem maior resistência à abrasão do que os do grupo T, são menos propensos a distorções durante o tratamento térmico e são ligeiramente mais tenazes. Entretanto, estes também são mais propensos a descarbonetação [ODERIZ, 1998].

Do ponto de vista da resistência a abrasão, o HSS pode ser considerado como sendo

um material compósito com carbonetos primários grandes (1-10 µ m em diâmetro,

formados durante a solidificação do HSS fundidos), dispersos em uma matriz martensítica

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Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica

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que contem uma dispersão muito mais fina de carbonetos secundários muito pequenos (<100 nm), que precipitam durante o revenimento [BERGMAN, 1996].

Tabela 1 - Composições químicas dos aços rápidos dos grupos T à base de tungstênio e M à base de molibdênio

Os carbonetos secundários, principalmente do tipo MC e M 2 C promovem o efeito do endurecimento secundário por precipitação, fazendo com que a dureza da matriz de HSS possa alcançar valores próximos a 1000 HV (dureza Vickers), excedendo a dureza da estrutura martensítica pura (900 HV).

Os carbonetos primários, principalmente do tipo MC e M 6 C, são geralmente mais duros que a matriz (1500-2800 HV), sendo razoável assumir que estes contribuem positivamente na resistência ao desgaste.

2.3. Efeitos dos elementos de liga nos aços rápidos

Os elementos de liga produzem numerosos efeitos sobre as propriedades dos aços, e podem ser divididos em classes. Como a classe dos elementos que alargam a zona gama (ou gamágenos) e a classe dos que comprimem a zona gama (ou alfágenos).

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, %

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Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica

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Os elementos mais importantes do grupo dos gamágenos são: manganês, níquel, cobalto e nitrogênio. Já os elementos que pertencem ao grupo dos alfágenos são: alumínio, silício, fósforo, titânio, vanádio, cromo, molibdênio, tântalo e tungstênio. A seguir temos a descrição do efeito, sobre os aços rápidos, de cada um dos seus principais elementos de liga.

Carbono: O carbono, é o responsável direto pela resistência ao desgaste e pela alta dureza a quente, através da formação de carbonetos complexos. Os teores usuais de carbono variam entre 0,65% e 1,50%, com cerca de 30%

(destes valores) dissolvidos na matriz. A quantidade mais adequada de carbono é dada por aquela que seja estequiometricamente necessária para a formação dos carbonetos e para alcançar a dureza requerida na matriz (a dureza da martensita aumenta quanto maior a quantidade de carbono). Em geral, ao aumentar-se a quantidade de carbono, também aumenta a quantidade de austenita residual e diminuem-se as temperaturas de sólido e líquido, com um aumento conseqüente da faixa da fusão. Entretanto, também aumenta a dureza a alta temperatura e o número de carbonetos duros e estáveis que contribuem para aumentar a resistência ao desgaste.

Tungstênio e Molibdênio: São elementos alfágenos e carborígenos, são substitucionais (um átomo de W por um de Mo) e possuem a mesma função nos aços, melhorando as propriedades de corte e a dureza a quente. O W e o Mo são os elementos mais utilizados nos aços rápidos, sendo os responsáveis pela formação de uma grande quantidade de carbonetos primários do tipo M 6 C, constituindo composições do tipo: (Fe,Cr,V) 4

(W,Mo) 2 C – (Fe,Cr,V) 3 (W,Mo) 3 C. Estes carbonetos são parcialmente solúveis na matriz do aço, tendo pouca contribuição no endurecimento secundário, mas contribui amplamente na dureza a temperaturas elevadas. A austenita nos aços rápidos com Molibdênio é menos estável que os com Tungstênio, o que representa uma vantagem nos tratamentos térmicos, pois melhora a temperabilidade dos mesmos, apesar de que os aços que não apresentam W possuem maior tendência a descarbonetação.

Cromo: elemento alfágeno e carborígeno apresenta a propriedade de

melhorar a resistência à oxidação, melhorar o endurecimento secundário

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Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica

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devido à precipitação de carbonetos de M 23 C 6 durante o revenido, e diminuir as variações dimensionais durante os tratamentos térmicos. Os carbonetos de M 23 C 6 podem trocar Cr por Fe para formar carbonetos com W e Mo. O papel mais importante realizado pelo cromo nestas ligas é de retardar o amolecimento na faixa de revenimento de 530-600ºC.

Historicamente, o cromo foi adicionado para melhor a tenacidade, prevenir a oxidação durante a austenitização a alta temperatura e para promover um endurecimento secundário. [HETZNER, 2001].

Vanádio: Elemento alfágeno e carborígeno, seu principal efeito e´a formação de carbonetos de elevada dureza (conhecidos como MC, apesar de sua estequiometria ser próxima a V 4 C 3 ), o qual aumenta amplamente a resistência ao desgaste e levemente à dureza a quente . Estes carbonetos apresentam um efeito refinador de grão (fixam o movimento dos contornos de grão durante o tratamento térmico, de forma igual aos M 6 C), e diminuem a temperabilidade.

Cobalto : Este elemento não se apresenta em todos os tipos de aço rápidos, ele não e´ um elemento formador de carboneto, dissolve–se na matriz e amplia a temperatura da curva solidus, permitindo que se realizem maiores temperaturas de austenitização, diminui o conteúdo de austenita retida, promove um refino da perlita e principalmente da martensita, sendo um de seus fatores mais importantes no aumento da dureza a quente .

Outros elementos formadores de carbonetos conhecidos são o Ti, Nb e o Ta, que formam carbonetos muito estáveis do tipo MC, promovendo elevada resistência ao desgaste.

Entre todos os carbonetos mencionados , os que se encontram presentes em todos os aços rápidos são os M 6 C e MC (ambos de estrutura cúbica de face centrada) [ODÉRIZ,1998], contendo também M 23 C 6 (cúbica de face centrada) ou M 7 C 3

(hexagonal), dependendo da quantidade de carbono. As ligas com maior quantidade de

carbono formam principalmente M 7 C 3 com menos M 23 C 6 .

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Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica

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A maioria dos carbonetos do tipo M 23 C 6 e M 7 C 3 entram em solução durante o tratamento de endurecimento, sendo que os outros carbonetos se dissolvem em maior ou menor quantidade dependendo da temperatura de austenitização.

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

A quantidade de carbono nos cilindros de HSS é geralmente 1.5 –2.0 % , a maioria do qual está combinado com elementos fortemente formadores de carbonetos, como V, W e Mo. O restante do carbono, 0.3–0.6 % está contido dentro da matriz, e forma martensita finamente distribuída na estrutura.

Composição Química dos Cilindros Pesquisados (% em peso)

Cilindro C W Mo V Cr Si Mn P S Ni Al W eq *

A 1.95 1.6 1.7 5.1 5.5 1.0 0.9 ≤0.05 ≤0.05 1.2 0.02 5.0 B1 1.95 2.0 3.0 3.6 9.0 1.0 0.9 ≤0.05 ≤0.05 1.2 0.02 8.0 B2 1.95 2.0 3.0 5.0 9.0 1.0 0.9 ≤0.05 ≤0.05 1.2 0.02 8.0 C1 1.90 5.0 2.5 5.0 5.0 1.0 0.9 ≤0.05 ≤0.05 1.2 0.02 10.0 C2 1.90 5.0 5.0 5.0 5.0 1.0 0.9 ≤0.05 ≤0.05 1.2 0.02 15.0 D 1.45 5.0 5.0 5.0 5.0 1.0 0.9 ≤0.05 ≤0.05 1.2 0.02 15.0

*W eq = W+2Mo; Tungstênio Equivalente

Tabela 2 - Estudo da influência dos elementos constituintes dos HSS [HWANG, 1998].

Variando–se a composição dos constituintes dos HSS, tende-se a formar quantidades diferenciadas de carbonetos na matriz. A maioria dos HSS forma carbonetos do tipo MC, M 2 C, M 6 C e M 7 C 3 além de M 23 C 6 sendo a quantidade de cada um destes carbonetos determinada pela quantidade presente dos elementos que formam preferencialmente um ou outro tipo de carboneto.

O carbono é o elemento principal na formação dos carbonetos, determinando também o tipo de martensita que irá se formar na matriz, dependendo da quantidade presente nesta após a formação dos carbonetos possíveis.

Para um teor acima de 0,4 % forma-se uma martensita de elevada dureza, tipo placa

(A, C1 e C2), que aumenta a dureza média da matriz, diminuindo entretanto sua tenacidade

devido ao fato que a martensita tipo placa nucleia e propaga microfissuras na matriz Figura

1 (d, e).

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Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica

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Para um teor de carbono abaixo de 0,4 % (B1 e B2) presente na matriz, forma–se preferencialmente uma martensita finamente distribuída na microestrutura, que diminui a dureza média da matriz , entretanto eleva a tenacidade da mesma Figura 1 (b, c).

Para o HSS com elevada quantidade de Cr Figura 1 (b, c), formam–se uma quantidade maior de M 7 C 3 , além de MC e M 2 C . Os carbonetos do tipo M 7 C 3 e M 2 C localizam–se ao longo dos contornos dos grãos, e quase todos os carbonetos tipo MC são formados dentro dos grãos em um formato esférico ou tipo barra.

Se a quantidade de tungstênio equivalente for elevada (W + 2%Mo), forma–se uma quantidade maior de partículas muito fibrosas tipo M 2 C e observa-se a formação de M 6 C, MC, com redução de M 7 C 3 além da formação de martensita tipo placa Figura 1 (e).

Os carbonetos de MC são ricos em V (estequiometria V 4 C 3 ) contendo a maior parte do V com pequenas quantidades de W, Mo, Cr e Fe. Os carbonetos de M 2 C e M 7 C 3

são carbonetos que contém Mo e W, e os carbonetos M 7 C 3 são carbonetos que contém principalmente Cr.

A dureza dos carbonetos de MC formados dentro dos grãos é consideravelmente alta, em torno de 2740 VHN (microdureza Vickers), enquanto que os carbonetos de M 2 C, M 6 C e M 7 C 3 nas regiões intercelulares apresentam dureza de 2230, 1890 e 2380 VHN, respectivamente, gerando uma dureza muito maior do que a matriz martensítica (650 VHN).

No estado fundido, através da análise por raio-x, os picos de martensita e os carbonetos de MC e M 2 C são dominantes junto com uma pequena quantidade de austenita.

Acima da austenitização a 1100 0 C por 1 hora e tempera, os picos de martensita, MC e M 2 C permanecem, e novos picos de carbonetos de M 6 C aparecem .

Após a têmpera, a quantidade de austenita retida aumenta consideravelmente e a redução da quantidade de austenita retida após o revenido é proporcional ao aumento da temperatura de revenimento [HWANG, 1998].

Os carbetos fibrosos de M 2 C no estado fundido são decompostos em carbetos do tipo MC e M 6 C após a austenitização.

A taxa de decomposição tende a aumentar com a elevação da temperatura de

austenitização. Os carbonetos M 2 C permanecem o mesmo em sua forma até após serem

completamente transformados em MC e M 6 C, desta forma, pode–se concluir que tais

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Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica

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propriedades como a resistência à fadiga térmica e a tenacidade à fratura não são muito afetadas.

Figura 1 - Distribuição dos carbonetos em função da composição química de 6 HSS estudados para uso em cilindros de laminação (Tabela 2); a) A; b) B1; c) B2; d) C1; e) C2; f) D ; [HWANG, 1998].

Quanto maior a temperatura de austenitização, maior a dureza, isto se deve aos carbonetos finos de M 23 C 6 que são dissolvidos dentro da austenita na temperatura de austenitização, sendo o aço temperado para formar a martensita com elevada dureza.

[HWANG, 1998].

Martensita Tipo Placa

Matriz Martensitica

Fina

Perlita

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Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica

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Os HSS são geralmente caracterizados, por possuírem dureza elevada e excelente resistência ao desgaste, oxidação, e a formação de rugosidade superficial através da adição dos fortes formadores de carbonetos tipo V, W, Mo e Cr para formarem carbonetos duros de MC, M 2 C, M 6 C e M 7 C 3 .

Entretanto, além destas variáveis, as propriedades dos HSS são determinadas por vários fatores microestruturais, como: tipo, forma, fração volumétrica e distribuição dos carbonetos, características da matriz martensítica e estrutura de solidificação dos carbonetos formados .

Quando a quantidade de carbono é menor que 0.3%, diminui-se o efeito do tratamento térmico, mas no caso de estar acima de 0.6 %, pode ser seriamente prejudicial ao coeficiente de tenacidade à fratura por causa do aumento na quantidade de martensita tipo placa. Quando a quantidade de carbono é baixa, a dureza tende a diminuir, devido a uma menor formação de carbetos tipo MC. Entretanto, quando a quantidade de carbono excede um certo limite dos elementos formadores de carbonetos, estruturas abundantes do tipo rede (eutético), são formadas nos contornos de célula.

Isto também pode ser prejudicial à dureza e ao coeficiente de tenacidade devido à formação de carbonetos M 3 C que possuem baixa dureza, segundo a reação (Liquido

austenita + M 3 C). Então, a quantidade de carbonetos depende da quantidade de cada formador de carboneto.

Uma quantidade apropriada de W e Mo melhora a distribuição de carbonetos, particularmente MC. Quando estes são adicionados em excesso, eles são eliminados na fase líquida retida durante a solidificação, e aceleram a reação eutética. Como resultado, uma grande quantidade de carbetos tipo M 2 C é formada nos contornos de célula.

Quando o W e o Mo estão em pequenas quantidades, a dureza diminui por que os carbetos do tipo M 2 C são facilmente formados, e o efeito da dureza secundária durante o revenimento diminui.

Então, a quantidade apropriada de W e Mo é de 3–4 % na qual a formação de carbetos de M 2 C possa ser prevenida, enquanto que homogêniza e melhor distribui as quantidades de carbetos do tipo MC [HWANG, 1998].

A adição de Cr previne a oxidação superficial, melhorando a dureza da matriz

através da precipitação de finos carbonetos, e ajuda a formar camadas de óxido de ferro

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Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica

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sobre a superfície do cilindro durante a laminação, adicionado geralmente na quantidade de 5 %.

Entretanto a quantidade excessiva de Cr diminui o coeficiente de tenacidade á fratura, pelo fato que pode causar a formação de uma quantidade elevada de carbonetos do tipo M 7 C 3 , principalmente nos contornos dos grãos. As quantidades usuais de Cr estão entre 5 e 7 %.

O vanádio quando combinado com carbono, forma carbonetos muito duros, melhorando a dureza e a resistência ao desgaste. Quando a quantidade de V é baixa em relação à quantidade de carbono, o intervalo para formar austenita primária aumenta, causando a formação de carbetos de MC sob uma quantidade insuficiente de fase líquida, e conseqüentemente, resultando na segregação dos carbetos de MC no contorno dos grãos.

Um nível excessivo de V faz com que os carbonetos de MC não se formem na fase γ . Os carbonetos de MC que possuem baixa densidade (5.6 g/cm 3 ) em relação à fase líquida tendem a segregar devido à força centrífuga reduzindo significantemente o efeito do V adicionado. A quantidade apropriada de V apresenta–se entre 5 - 6 %.

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

de Cr , e 5 - 6 % de V.

Os carbonetos de M 6 C são formados no sentido do núcleo do material, enquanto que a fração dos carbonetos de M 2 C é reduzida desde a superfície. Isto indica que os carbonetos de M 2 C são formados principalmente sob elevadas taxas de refrigeração, enquanto que os carbonetos de M 6 C juntamente com os carbonetos de M 2 C são formados sob baixas taxas [HWANG, 1998].

A Figura 2 apresenta um resumo da evolução da microestrutura ao longo de um

século de desenvolvimento dos processos de produção dos aços rápidos.

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Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica

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Figura 2 - Evolução da microestrutura dos aços rápidos [BOCCALINI, 2001].

A presença de ferrita residual na microestrutura de solidificação é conseqüência da transformação peritética incompleta (a ferrita se transforma em austenita + carboneto pela reação δ-eutetóide) e é dependente da taxa de resfriamento e do conteúdo de carbono.

Uma baixa fração de volume de δ-eutetóide corresponde a um baixo conteúdo de carbono ou uma baixa taxa de resfriamento.

A literatura sobre aços rápidos freqüentemente alude a um microconstituinte de eutético particular por meio do carboneto formado: eutético de M 6 C, eutético de M 2 C, ou eutético de MC. Embora faltando em precisão, esta terminologia descreve a diferença essencial entre os eutéticos. Cuidado deve ser tomado, entretanto, para distinguir se um autor está se referindo ao componente de eutetico (austenita + carboneto) ou a carbonetos isolados, particularmente ao discutir frações de volume [BOCCALINI, 2001].

A fração de volume de eutéticos total, a fração de volume de cada eutético diferente, e a sucessão pela qual eles precipitam depende da composição química, da taxa de resfriamento e da presença de elementos de liga residual. Geralmente, a fração de volume de eutéticos total aumenta com o aumento dos conteúdos de C e V, com o aumento da relação de W/Mo e com a diminuição das taxas de resfriamento [BOCCALINI, 2001].

O eutético de MC é favorecido com respeito aos eutéticos M 2 C e M 6 C aumentando

o conteúdo de V que aumenta o conteúdo de V global e faz o líquido residual da reação

peritética mais rico em V, aumentando a força motriz para a formação do eutético MC,

como também aumentando a temperatura de formação dos eutéticos M 2 C e M 6 C,

diminuindo por conseguinte suas frações de volume.

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Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica

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O carboneto de M 2 C dissolve todos os elementos principais dos aços rápidos. Além disso, a composição do carboneto de M 2 C apresenta grande variabilidade e é influenciada pela taxa de resfriamento. Carbonetos de M 2 C tem uma estrutura cristalina hexagonal e sua dureza é ao redor de 2000HV. O carboneto de M 2 C, enquanto sendo metaestável, decompõe-se em MC, e M 6 C quando aquecido em temperaturas entre 900ºC e 1150ºC.

A rápida seqüência de solidificação dos pós de aços rápidos não é descrita claramente na literatura, os dados só permitem propor um quadro global sobre as ligas.

Esta provavelmente é uma conseqüência da dificuldade de observar em pequena escala a microestrutura (a identificação dos produtos da solidificação é executada por técnicas de difração por raio-x), como também pela impossibilidade de executar experimentos de solidificação clássicos, como solidificação direcional por resfriamento e análise térmica [BOCCALINI, 2001].

As fases cúbicas de corpo centrado (ferrita delta) e a fase cúbica de face centrada (austenita) são identificadas nas dendritas (ou celulas). A presença e a origem destas fases dependem da composição química do aço rápido, principalmente do seu conteúdo de carbono.

Para conteúdos de carbono mais altos que 1,3% (como os aços rápidos via M/P tipo ASP 30 e T15, por exemplo), a austenita primária é transformada parcialmente em martensita durante o resfriamento, conduzindo assim a uma matriz com austenita retida e martensita.

Para conteúdos mais baixos de carbono (Aços rápidos convencionais T1 e M2), a ferrita delta é a fase primária e a formação da austenita peritética é parcialmente suprimida devido à taxa de resfriamento alta; a matriz resultante é formada por ferrita delta, austenita peritética e martensita. O liquido interdendritico restante (ou intercelular) decompõe por reações eutéticas (Liquido → austenita + carbonetos) e a austenita eutética resultante é parcialmente transformada em martensita.

No caso de aços produzidos por MP (metalurgia do pó), os eutéticos MC e M 2 C

precipitam, devido aos altos conteúdos de carbono e vanádio e as altas taxas de

resfriamento. O volume da fração total de carbonetos eutéticos não é sensível ao tamanho

da partícula (isto é a taxa de resfriamento), mas o volume da fração de carboneto MC

aumenta com o decréscimo do tamanho da partícula às custas do carboneto M 2 C.

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Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica

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Para os aços M 2 e T1 convencionais, porém, a literatura mostra dados contraditórios: M 2 C ou M 6 C, misturados ou foram identificados em partículas de pó solidificadas com taxas de resfriamento semelhantes ou mais baixas. Depois das altas temperaturas de consolidação e do tratamento térmico final do material, todas as fases metaestáveis desaparecem, formando uma isotrópica e muito fina distribuição de carbonetos em uma matriz martensítica [BOCCALINI, 2001].

2.4. Processos de Fabricação dos Aços Rápidos

Os aços rápidos, em geral, são obtidos por dois diferentes processos: metalurgia convencional e metalurgia do pó.

2.4.1. Metalurgia Convencional

A produção de aços rápidos por metalurgia convencional consiste no processo de fundição (produção de lingotes) com posterior conformação mecânica, por forjamento ou laminação.

A produção de aços rápidos por fusão é limitada, em função do elevado percentual de elementos de liga que provocam segregação de carbonetos duros e frágeis e um aumento do tamanho de grão, o que resulta em uma estrutura grosseira e heterogênea.

Com o aumento do teor de carbono melhoram as propriedades de corte dos aços rápidos. Teoricamente poder-se-ia esperar uma contínua evolução do nível de carbonetos cementados, com o aumento do volume da fase dura. Porém no lingotamento o volume de carbonetos é limitado pelo começo da formação de um reticulado de grandes carbonetos eutéticos durante a solidificação. A presença deste reticulado eutético grosseiro conduz a uma fragilidade do material o que impossibilita a sua utilização neste estado.

Uma das alternativas consiste em modificar esta estrutura bruta de solidificação por conformação à quente. Esta conformação à quente por forjamento ou laminação tem a finalidade de romper a estrutura de solidificação e fragmentar os carbonetos. Em função da taxa de deformação e das diferentes técnicas utilizadas, a destruição da estrutura de solidificação é quase completa.

Para se obter uma estrutura mais homogênea, a tendência é aumentar a taxa de

deformação a quente, e conseqüentemente obter lingotes maiores. Mas o resultado poderá

ser contrário, pois quanto maior o lingote, menor será a velocidade de solidificação, com

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Capítulo 2 – Revisão Bibliográfica

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estrutura de solidificação mais grosseira e maior a heterogeneidade dentro do mesmo. Isto devido a que no decorrer da solidificação o líquido residual é enriquecido com carbono e elementos carbonetantes que baixam o ponto de fusão, e neste caso, as impurezas localizam-se externamente ao líquido. Este líquido residual solidificado posteriormente comporta em geral uma quantidade de carbonetos grosseiros (segregações), que não podem ser destruídos pela conformação a quente.

2.4.2. Metalurgia do pó

A metalurgia do pó transforma, sem fusão, pós-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 a ponto de fusão do metal mais importante, obtendo-se a peça ou componente já na sua forma final. Uma das grandes vantagens deste processo tecnológico é poder obter produtos e componentes acabados com uma homogeneidade e precisão dimensional superior ao conseguido por outras técnicas e a menor custo, principalmente devido à economia de matérias primas e energia, e mínima ou nenhuma operação de usinagem, sendo que para certos produtos, é a única possibilidade para sua fabricação [ZAPATA, 1987].

Os métodos de fabricação de aços rápidos por MP estão agrupados na Figura 3. Em geral, são elaborados a partir de pós pré-ligados obtidos por atomização a gás com forma esférica que não podem ser compactados a frio por isso são processados mediante compactação isostática a quente (“Hot Isostatic Pressing”, HIP); ou atomizados a água que resulta em pós com formas irregulares e que podem ser compactados a frio, tanto por compactação isostática como por compactação uniaxial.

O método de compactação isostática a quente implica em compactação e

sinterização em um só passo por aplicação simultânea de pressão e calor. Já, os processos

de compactação a frio, tanto isostática como uniaxial, requer um processo de sinterização

posterior para consolidar as peças. A etapa de sinterização é crítica, e nela influem não só a

temperatura, como também o tempo, a atmosfera e a composição dos pós. [ODÉRIZ,

1998].

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Figura 3 - Métodos de produção de aços rápidos via M/P [ODÉRIZ, 1998].

Outras vantagens da MP em relação aos processos convencionais incluem uma menor quantidade de resíduos e propriedades mecânicas isotrópicas.

Durante o processo de sinterização os carbonetos de vanádio (MC) e de tungstênio (M 6 C) são homogeneamente distribuídos dentro da matriz de aço [VÁREZ, 2001]. A tecnologia da MP oferece uma microestrutura mais homogênea na produção de HSS com uma distribuição uniforme dos carbonetos primários. Isto promove um aumento da estabilidade dimensional durante o tratamento térmico e melhora as propriedades mecânicas, quando comparadas ao aço rápido convencional.[BERGMAN, 1996].

2.5. Fabricação de Aços Rápidos Sinterizados

Na produção industrial dos aços rápidos sinterizados existem vários processos entre os quais se destacam:

2.5.1. Processo ASP – “Anti-Segregation Process”

Este processo consiste na produção do pó por atomização a gás inerte, com

subseqüente vibração, numa cápsula cilíndrica de aço, para que as partículas tenham o

mesmo tamanho. O pó é, colocado em um molde e compactado a vácuo, adquirindo forma

e resistência para posterior manuseio. Após a compactação, o material pode ser trabalhado

em processos de laminação, retificação, entre outros, até atingir as dimensões finais e

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Referências

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