UNIVERSIDADE FEDERAL DE SANTA CATARINA
CAMPUS FLORIANÓPOLIS
PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA DE MATERIAIS
MATEUS LUIS HERMANN
ESTUDO DE TRATAMENTOS TERMOQUÍCOS VIA PLASMA EM
FERRO PURO SINTERIZADO, ENRIQUECIDO SUPERFICIALMENTE
COM Mo E CEMENTADO
FLORIANÓPOLIS
Mateus Luis Hermann
ESTUDO DE TRATAMENTOS TERMOQUÍCOS VIA PLASMA EM
FERRO PURO SINTERIZADO, ENRIQUECIDO SUPERFICIALMENTE
COM Mo E CEMENTADO
Projeto de dissertação de mestrado apresentado ao Programa de Pós-graduação em Ciência e
Engenharia de Materiais da Universidade Federal de Santa Catarina como requisito parcial à obtenção do grau de Mestre em Ciência e Engenharia de Materiais.
Orientador: Prof. Dr. Cristiano Binder Coorientador: Dra. Tatiana Bendo
Florianópolis 2019
Mateus Luis Hermann
Título: Estudo de tratamentos termoquímicos via plasma em ferro puro sinterizado,
enriquecido superficialmente com molibdênio e cementado
O presente trabalho em nível de mestrado foi avaliado e aprovado por banca examinadora composta pelos seguintes membros:
Prof.(a) Andre Avelino Pasa, Dr.(a) Instituição UFSC
Prof.(a) Cristiano Binder, Dr.(a) Instituição UFSC
Prof.(a) Euclides Alexandre Bernardelli, Dr.(a) Instituição UFPR
Certificamos que esta é a versão original e final do trabalho de conclusão que foi julgado adequado para obtenção do título de mestre em Ciência e Engenharia de Materiais.
____________________________
Prof.(a) Guilherme Mariz de Oliveira Barra, Dr.(a) Coordenador(a) do Programa
____________________________ Prof.(a) Cristiano Binder, Dr.(a)
Orientador(a)
Florianópolis, 2019. Assinado de forma digital por Cristiano Binder:02607912962
Dados: 2019.10.18 09:57:40 -03'00'
Assinado de forma digital por Guilherme Mariz de Oliveira Barra:17871842854
AGRADECIMENTOS
Ao Professor Cristiano Binder pelo incentivo e motivação na condução de todos os trabalhos realizados ao longo do tempo que estive no LabMat, não somente pela orientação no mestrado, mas por ter abertos as portas do LabMat sempre que precisei.
Aos meus pais, Lotario Hermann e Maria Adelaide Hermann, que me sempre se esforçaram para me dar uma educação de qualidade, e me ensinaram que a educação é algo que ninguém te tira.
A minha esposa Paula Ferraz Peixoto Hermann e a minha filha Lara Ferraz Hermann que me apoiaram e incentivaram durante toda a execução do trabalho.
A Tatiana Bendo pelo auxílio no desenvolvimento do trabalho e suporte nas conclusões técnicas dos resultados.
Ao Professor Guilherme Barra e ao Rogério Campos, representantes do PGMAT, pelo auxílio nos assuntos envolvendo a pós-graduação.
Aos alunos de iniciação científica Antônio Itamar Ramos Filho, Vinícius Gouvêa Calcagni, Paulo Fabiano Orsi, Henrique Brunel da Silva e todos os demais pela dedicação na realização dos experimentos e caracterização de amostras.
A todos os demais colegas de LabMat, pela amizade e apoio no trabalho desenvolvido. A todas demais pessoas que contribuíram para minha formação neste curso de pós-graduação em Ciência e Engenharia de Materiais.
RESUMO
Neste trabalho, diferentes condições de enriquecimento com Mo de amostras de ferro puro foram produzidas e então cementadas, a fim de encontrar uma melhor combinação de propriedades microestruturais, mecânicas e topográficas para que essa condição pudesse gerar uma boa resistência ao desgaste e então analisar a sua performance em tribologia. O processo de enriquecimento de Mo foi realizado em duas temperaturas (900ºC e 1150ºC) e em duas tensões (700V e 500V). Em uma primeira etapa foram caracterizadas as microestruturas das camadas enriquecidas e cementadas, realizadas por microscopia ótica (MO) e microscopia eletrônica de varredura (MEV) e as fases presentes por difração de raios X (DRX). Foram também analisados os parâmetros Sq, Ssk, Sku, das superfícies. A condição de enriquecimento realizada com 500V e 1150ºC, por ter apresentado uma superfície de elevada dureza e baixa concentração de aglomerados de Mo, foi a escolhida como a melhor combinação de propriedades para gerar uma boa resistência ao desgaste. Essa condição enriquecida com Mo e cementada foi testada em tribômetro e comparada com outras amostras somente cementadas, sem este processo otimizado enriquecimento de Mo. O coeficiente de atrito das duas amostras foi muito parecido, porém a taxa de desgaste da amostra enriquecida com Mo e cementada foi muito menor que a amostra somente cementada.
ABSTRACT
In this work, different Mo enrichment conditions of pure iron samples were produced and then cemented in order to find a better combination of microstructural, mechanical and topographic properties. The best combiation of conditions generated a good wear resistance and then this condition was analyzed at performance in tribology. The Mo enrichment process was carried out at two temperatures (900ºC and 1150ºC) and two voltages (700V and 500V). In the first stage, the microstructures of the enriched and cemented layers were characterized by optical microscopy (MO) and scanning electron microscopy (SEM) and the phases present by X-ray diffraction (XRD). The parameters Sq, Ssk, Sku, of the surfaces were also analyzed. The Mo enrichment condition performed at 500V and 1150ºC was chosen as the best combination of properties to generate good wear resistance. This Mo-enriched and cemented condition was tested at tribometer and compared to other samples without this optimized process condition. The friction coefficient of the two samples was very similar, but the wear rate of the Mo-enriched and cemented sample was much lower than the other samples
Keywords: Mo Enrichement. Cementation. Tribology. Pure Iron.
LISTA DE FIGURAS
Figura 1 – Custo por peça X Número de peças iguais em série [2] ... 18
Figura 2 – Etapas de produção através da Metalurgia do Pó Ferrosa [12] ... 19
Figura 3 - estágios da sinterização a) partículas soltas de pó; b) estágio inicial com formação dos contatos; c) estágio intermediário, geração de continuidade de matéria; d) estágio final, coalescimento e arredondamento dos poros. [16] ... 21
Figura 4 – Curva característica corrente-tensão dos regimes de descarga elétrica. [12]. ... 23
Figura 5 – Distribuição do potencial do plasma (PAVANATI, 2009; adaptado de CHAPMAN, 1980) ... 24
Figura 6 – Interação entre as espécies do plasma com a superfície em tratamento ... 26
Figura 7 – Configuração dos eletrodos para a peça posicionada no ânodo e peça posicionada no cátodo (PAVANATI, 2009) ... 27
Figura 8 – Curvas da variação do produto “p.d” em função da tensão aplicada ao cátodo de ferro para vários gases [26]. ... 29
Figura 9 - Características do parâmetro Sku ... 31
Figura 10 - Características do parâmetro Ssk ... 32
Figura 11 - Superfície hipotética e sua respectiva curva de Abott-Firestone ... 32
Figura 12 - Desgaste em função da carga: (1) ferro sinterizado, ambiente: ar; (2) ferro sinterizado, ambiente: nitrogênio; (3) ferro sinterizado, ambiente: nitrogênio com partículas de Fe2O3; (4) ferro sinterizado, ambiente: nitrogênio com partículas de Fe3O4; (5) ferro sinterizado a vapor, ambiente: nitrogênio (AMSALLEN et al., 1973) ... 34
Figura 13 – Representação esquemática do processo em que detritos de desgaste são formados na aresta de um poro aberto. ... 35
Figura 14 - Ciclo de Sinterização ... 37
Figura 15 - Área investigada pela variação da energia de bombardeamento ... 38
Figura 16 - Perfil de microdureza nas amostras tratadas ... 41
Figura 17 - Micrografia das amostras de ferro puro sinterizadas ... 43
Figura 18 - Microestruturas das amostras enriquecidas com Mo. ... 44
Figura 19 - Microestrutura das amostras enriquecidas com Mo e Cementadas ... 45
Figura 20 - Espessura da camada enriquecida com Mo nos diferentes parâmetros testados ... 46
Figura 21 - Espessura da camada cementada nos diferentes parâmetros testados ... 48
Figura 23 - Imagem do MEV das amostras de ferro puro polidas ... 49
Figura 24 - Imagens da superfície das amostras enriquecidas com Mo no diferentes parâmetros ... 50
Figura 25 - Imagens da superfície das amostras enriquecidas com Mo ... 52
Figura 26 - Imagem das superfícies das amostras enriquecidas com Mo e Cementadas ... 53
Figura 27 - EDS da superfície das amostras enriquecidas com Mo ... 54
Figura 28 – Análise de composição química das superfícies das amostras enriquecidas com Mo e Cementadas ... 55
Figura 29 - Projeções Axonométricas ... 57
Figura 30 - Parâmetros de Sq ... 58
Figura 31 – Caminho morfológico das superfícies estudadas ... 59
Figura 32 - Microdureza das amostras enriquecidas com Mo ... 60
Figura 33 - Microdureza das amostras enriquecidas e cementadas ... 62
Figura 34 - Micrografias óticas da seção transversal das amostras ... 67
Figura 35 - Micrografias obtidas via MEV da superfície das amostras ... 69
Figura 36 - Difratometria de raios-X das amostras após os tratamentos termoquímicos ... 71
Figura 37 – Projeções axonométricas da superfície das amostras ... 72
Figura 38 - Evolução topográfica: parâmetros Sq e Sk para as amostras após a realização dos tratamentos térmicos ... 73
Figura 39 - Evolução topográfica das amostras – parâmetro Sku (curtose) ... 74
Figura 40 - Perfil de microdureza obtidos na seção transversal das amostras sinterizadas e tratadas termiquimicamente por plasma ... 75
Figura 41 - Coeficiente de atrito e resistência de contato... 76
Figura 42 - Taxa de desgaste médio e coeficiente de atrito médio para as amostras sinterizadas FeCem e EMoCem ... 77
Figura 43 - Volume desgastado médio do corpo (amostras FeCem e EMoCem) e contra-corpo (esferas). ... 78
Figura 44 - Micrografias eletrônicas obtidas para uma das marcas de desgaste da amostra FeCem ... 79
Figura 45 - Micrografias eletrônicas obtidas para uma das marcas de desgaste da amostra EMoCem ... 80
Figura 46 - Micrografia eletrônica do contra corpo desgastado: (a) amostra FeCem, (b) amostra EMoCem ... 81
Figura 47 - Imagem da superfície do contra-corpo obtida em MEV ... 82 Figura 48 - Imagem da superfície do contra-corpo obtida em MEV ... 83
LISTA DE TABELAS
Tabela 1 - Parâmetros topográficos selecionados para caracterização das amostras ... 31
Tabela 2 - Parâmetros de sinterização ... 36
Tabela 3 – Nomenclatura dos Ciclos de Enriquecimento ... 38
Tabela 4 – Ciclo de Cementação ... 39
Tabela 5 - Parâmetros topográficos selecionados para caracterização das amostras ... 41
Tabela 6 - Condições dos ensaios tribológicos ... 42
Tabela 7 - Nomenclatura das amostras da etapa 1... 43
Tabela 8 - Condição escolhida da etapa 1 ... 66
SUMÁRIO 1 INTRODUÇÃO ... 15 1.1 Introdução e Contextualização ... 15 1.2 Objetivo Geral ... 17 1.3 Objetivos específicos ... 17 2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA ... 18 2.1 Metalurgia do pó ... 18 2.1.1 Metalurgia do pó ferrosa ... 18
2.1.2 Etapas da Metalurgia do Pó Ferrosa ... 19
2.2 Plasma fracamente ionizado ... 22
2.2.1 Introdução... 22
2.2.2 Descarga Elétrica ... 22
2.2.3 Descarga Anormal ... 24
2.3 Reações no Plasma ... 26
2.4 Enriquecimento de superfície por plasma ... 27
2.4.1 Enriquecimento da superfície com Mo. ... 28
2.5 Processo de cementação a plasma ... 30
2.6 Topografia ... 31
2.7 Tribologia de materiais sinterizados ... 33
3 MATERIAIS E MÉTODOS ... 36
3.1 Amostras ... 36
3.2 Sinterização ... 36
3.3 Polimento ... 37
3.4 Experimentos de enriquecimento da superfície com Mo. ... 37
3.4.1 Variação da Energia de bombardeamento e da Temperatura ... 37
3.4.2 Ciclos para avaliação da variação da temperatura e da tensão ... 38
3.5 Cementação. ... 39 3.6 Caracterização ... 39 3.6.1 Preparação Metalográfica ... 40 3.6.2 Microscopia óptica ... 40 3.6.3 Microscopia Eletrônica ... 40 3.6.4 Topografia ... 40 3.6.5 Caracterização da dureza ... 41 3.6.6 Tribologia ... 42 4 RESULTADOS E DISCUSSÃO ... 43
4.1 Resultados e discussão – Etapa 1 ... 43
4.1.1 Caracterização Microestrutural ... 43
4.1.2 Espessura das camadas ... 45
4.1.3 Espessura das camadas cementadas. ... 47
4.1.4 Caracterização da superfície ... 49
4.1.5 EDS ... 54
4.1.6 Topografia ... 57
4.1.7 Microdureza ... 60
4.1.8 Síntese geral – Etapa 1 ... 63
4.2 Resultados e discussão – Etapa 2 ... 66
4.2.1 Caracterização Microestrutural ... 67
4.2.2 Caracterização da superfície ... 68
4.2.3 TOPOGRAFIA ... 71
4.2.4 Microdureza ... 74
4.2.5 Tribologia ... 76
4.2.6 Síntese Geral – Etapa 2 ... 84
5 CONCLUSÕES ... 85
6 SUGESTÕES DE TRABALHOS FUTUROS... 86
1 INTRODUÇÃO
1.1 Introdução e Contextualização
Metalurgia do Pó (MP) é uma técnica de fabricação de produtos metálicos (ferrosos ou não ferrosos) obtidos através da conformação de pós metálicos seguido de tratamento térmico de sinterização, onde o material é submetido a temperaturas abaixo do ponto de fusão sob atmosfera controlada, conferindo propriedades físicas e mecânicas de acordo com a exata solicitação. Dentre as diversas técnicas utilizadas para sinterizar compactados, pode-se citar a sinterização em fornos resistivos, a sinterização ativada (plasma activated sintering - PAS e spark plasma system - SPS), sinterização com laser, sinterização por plasma em descarga DC ou ainda em plasma de micro-ondas. Quando utilizada a descarga DC na sinterização, a amostra pode ser processada no cátodo, ânodo, em uma geometria de cátodo oco ou ainda em potencial flutuante [1,2,3].
A adição controlada de elementos de liga ao componente principal é um dos meios mais utilizados para se atingir a qualidade desejada aos componentes sinterizados. Os elementos de liga usualmente adicionados ao pó de ferro são: C, Cu, Ni, P, Al, Cr, W, Co, Mo, entre outros. [1]. Alguns elementos de liga utilizados em metalurgia do pó ferrosa (MPF) podem exigir altas temperaturas de sinterização e maiores tempos para alcançar um grau satisfatório de homogeneização. Muitas vezes apenas um tratamento de modificação superficial é suficiente para conferir à peça aumento da dureza, resistência à corrosão e ao desgaste [2,4,5]. Modificações da composição e morfologia de superfícies de peças produzidas por MPF têm sido obtidas usando técnicas baseadas na tecnologia de plasma.
Nos últimos anos, uma nova forma de adição de elementos de ligas em componentes sinterizados vem sendo estudada e desenvolvida pelos pesquisadores do Laboratório de Materiais da Universidade Federal de Santa Catarina. Nesta técnica, realizada em reator a plasma, átomos do elemento de liga são pulverizados por bombardeamento de íons e neutros rápidos e depositados na superfície dos componentes sinterizados e por difusão formam uma camada, de alguns micrometros, enriquecida com o elemento de liga [4]. As alterações superficiais como a composição química e rearranjo estrutural, nos permitem alcançar diferentes propriedades entre a nova superfície
enriquecida e o interior do componente sinterizado, conferindo ao componente a melhoria de propriedades como resistência ao desgaste e corrosão [4,6,7,8].
Neste trabalho deseja-se estudar o efeito do enriquecimento superficial com Molibdênio, através do plasma, em peças de ferro puro produzidas via MPF previamente sinterizadas a plasma. Também se deseja realizar experimentos de cementação após os tratamentos de enriquecimento, no mesmo reator, com o objetivo de encontrar uma melhor combinação de propriedades microestruturais, propriedades mecânicas e propriedades topográficas que possibilitem uma boa resistência ao desgaste.
1.2 Objetivo Geral
Estudar e caracterizar as modificações superficiais microestruturais em peças de ferro puro, processadas via MP, sinterizadas, enriquecidas com Mo e posteriormente cementadas via plasma. Correlacionar os efeitos que os diferentes parâmetros utilizados no processo de enriquecimento de molibdênio provocam nas propriedades mecânicas e tribológicas do material. Analisar o efeito de cementação em peças enriquecidas com Mo, avaliando a evolução das propriedades das amostras (microestrutura formada, microdureza, rugosidade superficial) e do desempenho tribológico.
1.3 Objetivos específicos
O trabalho possui os seguintes objetivos específicos:
Realizar a caracterização microestrutural das amostras; Realizar a caracterização da superfície das amostras obtidas.
Realizar a caracterização tribológica das camadas obtidas por plasma.
Estudar a influência das diferentes condições de tratamento termoquímico por plasma na formação de camadas enriquecidas com Mo;
Estudar o efeito dos tratamentos termoquímicos de cementação em diferentes camadas enriquecidas Mo;
Estudar as variações na espessura das camadas formadas nos processos de enriquecimento de Mo e cementação, associadas com mudanças nos parâmetros de controle do plasma;
Estudar a influência das condições de tratamento termoquímico por plasma na microestrutura obtida;
Comparar as propriedades das amostras (microestrutura formada, microdureza, rugosidade superficial) e tribológicas da superfície obtida com o processo de enriquecimento de Mo com e sem o posterior tratamento de cementação;
2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
2.1 Metalurgia do pó
2.1.1 Metalurgia do pó ferrosa
A metalurgia do pó ferrosa (MPF) é a técnica de produção de componentes ferrosos a partir do pó. Este processo vem se destacando no cenário produtivo industrial nas últimas décadas devido à fabricação de peças na geometria e dimensões finais (peças acabadas) ou quase finais (peças semiacabadas), gerando um baixo desperdício de matéria prima. Além disso, os avanços na obtenção de novas ligas, na fabricação de pós com maior controle estrutural, ligantes, lubrificantes e, sobretudo modernos métodos de sinterização, estão também sendo decisivos para a condição atual que se encontra a MPF. [9].
A fabricação de componentes pelas técnicas da metalurgia do pó torna-se mais econômica à medida que as peças a serem produzidas forem mais intrincadas e o número de peças iguais em série for mais elevado. Além disso, considerando o elevado custo dos pós a serem utilizados, quanto menor a massa de cada peça, maior a competitividade do processo. [10].
Faz parte do portfólio de aplicações da MPF um diversificado mercado consumidor, como a indústria automobilística, indústria de eletrodomésticos, hardware, motores e controladores hidráulicos, indústria de máquinas em geral, ferramentas e outros [9].
A metalurgia do pó pode ser dividida em diversas etapas, entretanto é a etapa chamada de sinterização que propicia a resistência mecânica ao material. A sinterização é realizada em fornos e geralmente ocorre em temperaturas que variam entre 2/3 e 4/5 da temperatura de fusão do metal ou da liga metálica [9].
2.1.2 Etapas da Metalurgia do Pó Ferrosa
Pode-se dividir a metalurgia do pó ferrosa em quatro etapas básicas, sendo elas: produção dos pós, escolha e mistura dos pós, compactação/moldagem dos pós, sinterização do compactado [1]. Existem ainda etapas secundárias que as peças podem passar para se obter as propriedades previstas em projeto, como por exemplo, a calibração, forjamento, retífica, tratamentos térmicos ou termoquímicos, recompactação, entre outras.
2.1.2.1 Produção de pós
Vários são os processos desenvolvidos para a obtenção de pós metálicos. Contudo, a escolha do processo mais adequado depende diretamente do conjunto de propriedades mecânicas, físicas e químicas de cada material e das características requeridas do pó em função da aplicação [2].
Contudo as técnicas mais importantes na obtenção de pó de ferro são as de atomização e de redução de metais via carbono ou hidrogênio [3].
2.1.2.2 Mistura de pós
Nesta etapa do processo é definida a composição química do material desejado, uma vez que no carregamento do misturador, são adicionados os elementos de liga ao pó de ferro nas respectivas proporções [12].
Com a função de diminuir o atrito das partículas com a parede da matriz e das partículas entre si, durante a compactação, bem como, diminuir a carga de extração, por vezes se faz necessário a adição de um lubrificante à mistura. Esse lubrificante geralmente é sólido e por ser facilmente removido durante o ciclo de sinterização e acaba não influenciando na composição química da liga e do componente final (ex.: estearato de zinco).
2.1.2.3 Compactação de pós
É nesta fase do processo que se obtém a geometria e as dimensões finais do componente desejado. Na MPF esta é a principal etapa em termos de densificação do material, uma vez que o pó de ferro puro possui elevada plasticidade [13]. Conhecida como uma propriedade tecnológica do pó, a alta compactabilidade do pó de ferro permite selecionar o nível de porosidade desejado no sinterizado pela aplicação de uma maior ou menor pressão de compactação [12].
2.1.2.4 Sinterização
O processo de sinterização é a etapa onde se confere ao compactado as propriedades mecânicas características do componente sinterizado. A sinterização é um processo termicamente ativado, onde se promove a união entre as partículas de pó por meio de difusão atômica, dando continuidade à matéria nas regiões em que as partículas, inicialmente, apresentam contato puramente mecânico [14].
A força motriz para o processo de sinterização no estado sólido consiste na diminuição da energia livre do sistema, que pode ser obtida pela diminuição da superfície específica do pó, diminuição no volume, eliminação do excesso de energia relativo aos defeitos cristalinos e pela eliminação de gradientes de concentração na busca da homogeneização do material, em sistemas multicomponentes [3].
Em termos didáticos o processo de sinterização é dividido em três estágios [3, 15]: a) Formação de contatos (necks): os contatos puramente mecânicos entre as partículas (Figura 3a) dão origem a contatos com continuidade de matéria (Figura 3b);
b) Densificação: verifica-se o crescimento dos contatos entre as partículas, resultando na alteração da forma e diminuição do tamanho dos poros, além de crescimento de grão (Figura 3c).
c) Isolamento, arredondamento e coalescimento dos poros: é o estágio final da sinterização, apresentando uma taxa de densificação (retração) decrescente, aliado a um crescimento de grão (Figura 3d).
Figura 3 - estágios da sinterização a) partículas soltas de pó; b) estágio inicial com formação doscontatos; c) estágio intermediário, geração de continuidade de matéria; d)
A sinterização é realizada controlando-se parâmetros como tempo, temperatura, velocidade de aquecimento, velocidade de resfriamento e atmosfera do forno. A metalurgia do pó ferrosa é convencionalmente realizada em forno resistivo, no entanto, com o objetivo de melhorar o desempenho do processo, técnicas alternativas, mais modernas de sinterização de pós foram desenvolvidas. Entre estas, se podem citar: Spark Plasma Sintering (SPS), Selective Laser Sintering (SLS), Microwave Sintering (MS) e Sinterização por Plasma em Descarga DC. Estes novos métodos de sinterização promovem mais rápido e uniformemente o aquecimento da amostra e, em consequência, uma redução mais rápida da área de superfície livre específica do compactado [3,16].
2.2 Plasma fracamente ionizado 2.2.1 Introdução
Existem muitas formas de se produzir a ionização de um gás e por isso dizemos que existem muitos tipos de plasma. Os plasmas podem ser classificados pela forma como são produzidos ou pela energia associada ao mesmo (grau de ionização) [17].
Um plasma é constituído de átomos neutros ou moléculas neutras (ambos podem ser simplesmente chamados de neutros), íons e elétrons. Um plasma quente possui grande quantidade de íons, e elétrons, já no plasma frio, ou fracamente ionizado, temos um gás parcialmente ionizado consistindo de cargas positivas e negativas, e um diferente número de átomos ou moléculas neutras. Neste tipo de plasma, a quantidade de elétrons e íons (
η
e eη
i) é muito menor que a quantidade de átomos/moléculas neutras (η
g). Estes plasmas frios possuem um grau de ionização (η) de 10-4 a 10-5, isto é, 1 íon para cerca de 10 a 100 mil átomos ou moléculas neutras [17].2.2.2 Descarga Elétrica
A obtenção de uma descarga elétrica luminescente pode ser realizada de modo simples, bastando aplicar uma diferença de potencial (ddp) entre dois eletrodos situados em um meio gasoso, a baixa pressão. Os elétrons acelerados pelo campo elétrico darão início a
processos de colisões com as espécies neutras do gás (átomos e/ou moléculas) promovendo a ionização deste. A ionização do gás origina uma descarga elétrica de aspecto brilhante que caracteriza a formação do plasma. No processo de sinterização de materiais metálicos, o gás utilizado geralmente consiste de uma mistura de argônio e hidrogênio [12].
Estas descargas comportam-se de forma distinta em função dos parâmetros do processo, podendo ser classificadas em diferentes regimes, conforme pode ser visto na Figura 4.
Figura 4 – Curva característica corrente-tensão dos regimes de descarga elétrica. [12].
As descargas de Towsend e Corona possuem correntes muito baixas, geralmente não aplicadas a processamentos de materiais. A descarga luminescente normal, embora seja estável e apresente um aumento da corrente sem variação da tensão, possui a característica de não envolver totalmente o cátodo, ou seja, a não uniformidade do plasma, o que na maioria dos casos inviabiliza o processamento de materiais. A região de descarga luminescente anormal é caracterizada pela variação interdependente (escala logarítmica) da corrente com a voltagem, e o cátodo é completamente envolto pela descarga. Esse fato é muito importante, pois faz com que o processamento dos materiais seja muito mais uniformes. A descarga de arco apresenta baixa voltagem e elevada corrente, produzindo
grande quantidade de calor localizada, sendo menos utilizada, apenas em tratamentos que necessitem de temperaturas muito altas [18,19].
2.2.3 Descarga Anormal
A descarga luminescente anormal é a mais indicada para processamento de materiais, pois, neste regime, a tensão e a corrente crescem seguindo certo grau de proporcionalidade, possibilitando o controle da descarga. Além disso, o cátodo é completamente envolvido pelo plasma fazendo com que o processamento seja uniforme [12].
Um problema relacionado com o trabalho em regime anormal é a eventual entrada da descarga em regime de arco, o que pode comprometer a integridade dos componentes em processamento, bem como da fonte de potência. A utilização de fontes de corrente contínua com tensão pulsada, além de cuidados especiais com a arquitetura interior do sistema, são as medidas frequentemente tomadas para a minimização deste fenômeno indesejável [20].
No regime de descarga luminescente anormal, a descarga apresenta três regiões distintas, bainha catódica, região equipotencial e bainha anódica, conforme representado na Figura 5.
Figura 5 – Distribuição do potencial do plasma (PAVANATI, 2009; adaptado de CHAPMAN, 1980)
Na região escura, próximo ao cátodo (bainha catódica) temos um forte campo elétrico. Dentro de sua espessura, a distribuição de potencial varia partindo-se da tensão aplicada ao cátodo (-V0 ou Vcátodo) até uma tensão levemente positiva (Vp). Esta região é
responsável pela aceleração de espécies carregadas eletricamente devido à presença deste forte campo elétrico [17].
A região equipotencial (luminescente), também conhecida como luz negativa, deve estar presente em todas as descargas em regime anormal. Elétrons secundários provenientes da bainha catódica podem colidir com átomos do gás nesta região. As colisões mais importantes são as inelásticas que produzem ionização e excitação destes átomos. A relaxação de átomos excitados leva à luminescência do plasma enquanto que a ionização cria novos elétrons e íons tendo-se assim a manutenção da descarga. Esta região é caracterizada por possuir potencial positivo, luminescência característica e campo elétrico aproximadamente nulo. O potencial positivo é gerado pela diferença de mobilidade entre íons e elétrons. Tanto na bainha catódica, como na bainha anódica, os elétrons “fogem” com maior rapidez, logo a densidade de elétrons nesta região é muito menor que a densidade de íons, gerando um desequilíbrio, ou seja, uma ddp. Isso faz com que o potencial da região luminescente que possui densidade de íons e elétrons equilibrada seja maior que zero. O fato de não haver campo elétrico na região luminescente faz com que as espécies carregadas eletricamente não sofram aceleração, comportando-se como espécies neutras do gás [17].
A bainha anódica produz um campo elétrico de baixa intensidade. Este campo elétrico é capaz de aprisionar uma quantidade suficiente de elétrons na região equipotencial e assim facilita a existência da descarga. Somente os elétrons de maior energia podem alcançar o ânodo. Além disso, pode-se mencionar a existência de bombardeamento iônico que praticamente não produz interação relevante sobre a superfície do ânodo devido a sua intensidade relativamente baixa [17].
2.3 Reações no Plasma
Uma das grandes vantagens de se usar plasma para tratamentos de superfície é a grande quantidade de reações geradas nesse meio, que têm influência direta nas propriedades finais do material tratado.
O campo elétrico formado entre o cátodo e a região luminescente acelera os íons e elétrons com energia de centenas de eV. Esta aceleração provoca uma série de efeitos na superfície do cátodo, tais como demonstrados na Figura 6.
Figura 6 – Interação entre as espécies do plasma com a superfície em tratamento (FUCHS, 2008; adaptado de CHAPMAN, 1980)
Entre o ânodo e a região luminescente há a formação de um campo elétrico de baixa densidade, referente à queda de tensão equivalente ao potencial do plasma Vp. Este campo elétrico impede que a maioria dos elétrons alcance o ânodo, onde somente elétrons mais energéticos conseguem chegar. Pode-se dizer que o bombardeamento iônico sobre a superfície do ânodo, praticamente não produz interação relevante sobre este, devido sua energia relativamente baixa. Dessa forma, os íons que bombardeiam o ânodo não são capazes de produzir a maioria das reações com a superfície observadas no cátodo [18].
É importante observar que estes fenômenos são válidos para uma condição de regime permanente do potencial do plasma. Porem pode se fazer uso de fontes de potencial pulsadas, que são empregadas com o intuito de diminuir as instabilidades da descarga, o potencial do plasma pode apresentar uma variação temporal. Descargas elétricas geradas por fonte de tensão pulsada podem produzir significativo bombardeamento de íons, com energias da ordem de grandeza do potencial do cátodo, sobre o ânodo. Esse bombardeamento é causado pela redistribuição de potencial com o tempo, dentro do período de pulso em que a corrente é desligada. Essa redistribuição do potencial faz com que os íons sejam acelerados contra o cátodo e o ânodo que se encontram no potencial nulo [21, 22].
2.4 Enriquecimento de superfície por plasma
A pulverização catódica torna-se interessante quando se deseja adicionar elementos de liga no volume próximo à superfície de um componente metálico. Neste caso, o componente a ser processado é posicionado no ânodo da descarga e o plasma é formado no cátodo. A configuração dos eletrodos para a peça posicionada no ânodo e posicionada no cátodo é mostrada na Figura 7.
Figura 7 – Configuração dos eletrodos para a peça posicionada no ânodo e peça posicionada no cátodo (PAVANATI, 2009)
No caso de enriquecimento superficial é conveniente posicionar a amostra no ânodo da descarga sendo esta envolvida por um cátodo que é constituído de um material com
composição química adequada para a introdução de elementos de liga na superfície do componente [17]. O efeito mais importante da pulverização catódica, é que os átomos pulverizados do cátodo entram na fase gasosa com certa energia. Estes átomos colidem com átomos do gás, reduzindo sua energia à energia equivalente à temperatura do gás, ou seja, o átomo pulverizado sofre termalização. Deste ponto em diante, a movimentação destes átomos na fase gasosa ocorre principalmente por difusão. Parte dos átomos se difunde em direção ao cátodo e parte em direção ao ânodo[17].
A maior parte desses átomos difunde em direção ao cátodo. Cerca de 90% dos átomos pulverizados retornam ao cátodo, tanto por difusão como por ionização. A fração menor destes átomos difunde em direção ao ânodo, sendo então depositados em sua superfície. Os átomos termalizados que chegam ao ânodo se depositam com temperatura equivalente à temperatura do ânodo [25]. Esse fenômeno denominado de nucleação do “filme” conduz a formação de ilhas de átomos (10 a 100 átomos) que por sua vez crescem até que uma ilha entre em contato com a outra atingindo a condição de continuidade do “filme” [18].
2.4.1 Enriquecimento da superfície com Mo.
O processo de enriquecimento da superfície com Mo é influenciado pela variação na energia de bombardeamento e da temperatura que estão sendo utilizadas no processo de enriquecimento. Estas variações de energia e temperatura utilizadas no processo provocam uma variação nas propriedades finais das amostras.
2.4.1.1 Efeito da energia de bombardeamento
Nos tratamentos de enriquecimento superficial com Mo, a tensão aplicada é proporcional à energia dos íons que atingem o cátodo. Como discutido com detalhes no trabalho de Pavanati [5], a energia dos íons (E) é proporcional à tensão aplicada ao cátodo (V) e inversamente proporcional ao número de colisões (N) dos íons na bainha catódica. Como N é proporcional à pressão da descarga (p) e a espessura (d) da bainha catódica, onde C é um valor constante, tem-se que:
Mantendo-se p e d constantes durante o tratamento de enriquecimento com Mo, temos que o aumento da tensão corresponde a um aumento na intensidade de pulverização de átomos de Mo, aumentando assim a concentração desses átomos na fase gasosa.
Curvas da variação do produto “p.d” com a tensão aplicada ao cátodo (V) em uma descarga luminescente anormal construídas a partir de dados experimentais de Guntherschulze [26] foram apresentadas por von Engel [27] para alguns gases, conforme apresentado na Figura 8.
Figura 8 – Curvas da variação do produto “p.d” em função da tensão aplicada ao cátodo de ferro para vários gases [26].
Pode-se observar que, a partir de uma tensão aproximada de 700V o produto p.d passa a variar muito pouco e praticamente estabiliza acima de uma tensão de 1000V.
2.4.1.2 Efeito da temperatura de enriquecimento
A temperatura de enriquecimento irá afetar o coeficiente de difusão do Mo nas amostras. O coeficiente de difusão em sólidos a diferentes temperaturas é frequentemente encontrado e bem predito pela equação:
Onde é o coeficiente de difusão, é o coeficiente de difusão máximo (a temperatura infinita), é a energia de ativação para difusão em dimensões de [energia (quantidade de substância)−1], é a temperatura em unidades de [temperatura absoluta] (kelvins ou graus Rankine), é a constante dos gases em dimensões de [energia temperatura−1 (quantidade de substância)−1]. Analisando a formula podemos observar que quanto maior a temperatura, maior será o coeficiente de difusão, e consequentemente maior será a camada de difusão.
2.5 Processo de cementação a plasma
O processo de cementação é um tratamento termoquímico que consiste na introdução de carbono na superfície metálica do material a ser tratado para que este, após tratamento de têmpera, apresente uma superfície mais dura e resistente ao desgaste. As temperaturas para o processo de cementação variam de 900ºC a 1000ºC, mas em alguns casos, se utiliza altas temperaturas (1000ºC a 1050ºC) para acelerar o processo [22, 23].
Quando íons e moléculas rápidas são acelerados fortemente em direção ao cátodo adquirindo energia suficiente para causarem modificações em sua superfície, parte dessa energia, ao colidir com a superfície do cátodo é convertida em calor que eleva a temperatura da peça. Se na mistura gasosa são usados, ao invés de apenas nitrogênio, íons de outros elementos, tais como hidrogênio, carbono, oxigênio, etc., estes também deverão ser capazes de penetrar e aquecer a amostra. Desta forma a cementação a plasma é realizada a baixa pressão com um gás portador e um gás enriquecedor como gás natural (CH4) ou
propano para alcançar alto potencial de carbono [24].
O processo de cementação por plasma é vantajoso em relação aos demais (sólida, líquida, gasosa e a vácuo), pois ocorre a criação de um elevado potencial de carbono resultante da maior eficiência da produção de espécies reativas por meio de colisões entre elétrons e moléculas de metano. Com esse processo, em poucos minutos a superfície da peça seja saturada de carbono, estabelecendo um gradiente de concentração entre a superfície e o núcleo que influencia diretamente no processo de difusão.
2.6 Topografia
Existem diversos parâmetros topográficos na literatura, dentre os mais relevantes, podemos destacar os que se encontram na Tabela 1:
Tabela 1 - Parâmetros topográficos selecionados para caracterização das amostras
Parâmetro Descrição
Sq Desvio padrão das alturas da superfície
Sku Achatamento
Ssq Assimetria
Sk Profundidade do núcleo Spk Altura reduzida de pico Svk Altura reduzida de vale Sq:
Pode-se notar que o parâmetro Sa não foi incluído na lista anterior apesar de ser muito comum na literatura e um valor de referência para muitos processos na indústria. Ele representa a média aritmética do desvio das alturas da superfície em relação ao plano médio. Todavia, o parâmetro Sq tem basicamente o mesmo conceito, mas é mais sensível que o Sa e é estatisticamente mais representativo, pois é o desvio padrão das alturas em relação ao plano médio [28; 29]. O parâmetro Sq é capaz de mostrar o quanto os picos e vales se afastam do plano médio e é uma referência de amplitude da superfície.
Sku:
Parâmetro estatístico da rugosidade que está relacionado com a uniformidade da função de distribuição de suas irregularidades. Sku maior que 3, a distribuição da altura é distorcida acima do plano médio, formando uma superfície do tipo planalto e vales. Sku menor que 3 a distribuição da altura é aguda, formando uma superfície planície e picos.
Ssk:
Mede a assimetria da função de distribuição de amplitudes das irregularidades da superfície. Onde assimetria positiva indica altos picos sobre uma superfície mais plana e assimetria negativa vales profundos em platôs suaves.
Figura 10 - Características do parâmetro Ssk
Sk, Spk e Svk:
Os parâmetros Sk estão relacionados diretamente à curva de Abott-Firestone, que mostra a proporção entre material por espaço vazio em função da altura. Na Figura 11, a esquerda está uma superfície hipotética e a direita sua respectiva curva de Abott-Firestone. À medida que se avança do ponto mais extremo da superfície em direção ao núcleo, a proporção de material por espaço vazio vai aumentando, partindo de zero até chegar em 100%. A curva pode ser dividida em três partes: Spk, Sk e Svk e esta divisão é definida nas duas inflexões que a curva apresenta. Sua interpretação funcional pode ser entendida por Sk representar a rugosidade do núcleo com os picos e vales predominantes retirados, Spk a altura do pico acima da rugosidade do núcleo e Svk a profundida do vale abaixo da rugosidade do núcleo.
2.7 Tribologia de materiais sinterizados
Os materiais produzidos por metalurgia do pó apresentam certa porosidade e com isto estão mais sujeitos ao desgaste que os materiais obtidos pela metalurgia convencional. Apesar do uso extensivo de componentes produzidos por metalurgia do pó em situações de deslizamento, existem poucos trabalhos que tratam do seu comportamento tribológico. Em aplicações de deslizamento, quando ocorre uma falha de lubrificação e em consequência um contato metal-metal, os componentes sofrem desgaste.
No caso de uma falha no filme lubrificante, o atrito de um componente sinterizado com um contra corpo de aço leva ao desgaste critico do componente. A maioria dos sistemas utiliza predominantemente lubrificação líquida. Contudo o estudo do comportamento do desempenho dos materiais em deslizamento a seco nos fornece informações do comportamento tribológico em condições severas como, por exemplo, no início do movimento de mancais em que a lubrificação hidrodinâmica ainda não é totalmente efetiva. Além disso, ensaios de deslizamento a seco nos fornecem informações a respeito de uma deformação plástica no material responsável pelo desgaste adesivo, sempre presente em condições de lubrificação limite.
Amsalle et AL. (1973) estudaram o comportamento do desgaste a seco do ferro sinterizado em função da carga aplicada durante o ensaio. Eles ressaltaram a importância da formação de óxidos e a influência do ambiente sobre a formação dos mesmos durante o desgaste. A síntese dos resultados pode ser visualizada na Figura 12.
Figura 12 - Desgaste em função da carga: (1) ferro sinterizado, ambiente: ar; (2) ferro sinterizado, ambiente: nitrogênio; (3) ferro sinterizado, ambiente: nitrogênio com partículas
de Fe2O3; (4) ferro sinterizado, ambiente: nitrogênio com partículas de Fe3O4; (5) ferro sinterizado a vapor, ambiente: nitrogênio (AMSALLEN et al., 1973)
Na curva (1), com o ensaio ao ar, temos um aumento do volume desgastado com o aumento da carga até uma carga de 80N e após esta carga uma redução do volume desgastado. Isto é explicado pela presença de uma mistura de óxidos (Fe2O3 e Fe3O4) em função da temperatura atingida até a carga de ensaio de 80N. À medida que é aumentada a carga, a temperatura também se eleva, e com isto é favorecida a formação de uma camada mais homogênea contendo predominantemente Fe3O4, que é uma boa camada protetora durante o desgaste. Na curva (2) temos o comportamento do desgaste, tendo como meio o nitrogênio. Observa-se que à medida que aumentamos a carga há um aumento do volume desgastado, pois não temos a formação da camada de óxidos. Para as curvas (3) e (4) o comportamento do desgaste é similar, sendo que o tipo de partícula abrasiva (hematita e magnetita) afeta de forma similar, em função da carga aplicada, o desgaste. Para a curva (5), que possui uma camada homogênea de magnetita obtida por um processo de forroxidação, temos o menor volume desgastado.
Lin e Brunton (1986) analisaram detalhadamente o comportamento do deslizamento a seco de ferro puro sinterizado em testes realizados em um tribômetro pino-sobre-disco no interior de um microscópio eletrônico de varredura (MEV) e observaram dois mecanismos de desgaste em função da pressão de contato: um mecanismo de microcorte, predominante em altas pressões de contato e um mecanismo de desgaste por delaminação predominante em baixas pressões. Neste caso, foi evidenciada a importância da porosidade superficial na
produção e aprisionamento dos fragmentos de desgaste. Quando a maioria dos poros superficiais é coberta pelo fluxo de material deformado devido ao deslizamento, o comportamento do desgaste se aproxima de um material sem poros. Este mecanismo de preenchimento dos poros pelos fragmentos de desgaste pode ser visualizado na Figura 13.
Figura 13 – Representação esquemática do processo em que detritos de desgaste são formados na aresta de um poro aberto.
Pode-se observar que no início do processo uma asperidade deslizando sobre um poro idealizado contendo detritos alojados em seu interior (a), repetidos percursos da asperidade acabam formando uma saliência na aresta do poro (b) e a evolução deste processo acaba nucleando uma trinca e o detrito formado pode ser alojado dentro do poro.
Um importante ponto que podemos extrair do trabalho de Lim e Brunton (1986) relaciona-se a avaliação de desgaste de materiais sinterizados através de medidas de massa, pois a perda de massa não reflete o desgaste verdadeiro do material devido ao alojamento dos detritos de desgaste na porosidade do material. Sendo assim, é necessário sempre levar este fato em consideração para não interpretarmos errado o resultado de desgaste de materiais sinterizados.
3 MATERIAIS E MÉTODOS
Neste capítulo, serão apresentados os aparatos experimentais e os procedimentos de ensaios e caracterizações. A descrição dos procedimentos foi dividida em duas etapas, na etapa 1, serão apresentadas os aparatos experimentais e os procedimentos de ensaios e caracterizações para definição de uma melhor condição de enriquecimento e cementação. Na etapa 2, essa melhor condição de enriquecimento e cementação passará por uma avaliação tribológica comparativa com outros tratamentos de superfície.
3.1 Amostras
Para o desenvolvimento do trabalho, foram utilizadas amostras de ferro puro AHC 100.29 atomizado em água, produzido pela Höganäs do Brasil Ltda, com tamanho de partícula na faixa de 30 µm a 200 µm, sendo que o tamanho médio de partícula é de 100 µm. As amostras foram compactadas com 500 MPa de pressão em uma matriz uniaxial de duplo efeito em uma prensa hidráulica (Gabrielli – L4 Press), obtendo-se amostras com 20 mm de diâmetro e 6 mm de altura. As amostras passaram por tratamentos térmicos de sinterização, enriquecimento superficial com Mo e cementação.
3.2 Sinterização
A sinterização das amostras foi realizada em um forno a plasma. As peças foram posicionadas em potencial flutuante sobre o ânodo do reator. Os parâmetros do processo de sinterização utilizados estão descritos na Tabela 2.
Tabela 2 - Parâmetros de sinterização Parâmetros de Sinterização Pressão 1 Torr Ton / Toff 40 μs / 200 μs Tensão 400V Tempo 1h Temperatura 1125 ºC
Taxa de aquecimento 5ºC/min
Fluxo 500 sccm Ar 95%
A temperatura de sinterização foi ajustada com o auxílio do aquecimento resistivo do forno. Para o ciclo térmico foi utilizado uma taxa de aquecimento de 5°C/min, com patamar a 350°C de 30 minutos para extração dos ligantes orgânicos, e um patamar de sinterização a 1125°C durante uma hora, conforme evidenciado na Figura 14.
Figura 14 - Ciclo de Sinterização
3.3 Polimento
O Polimento das amostras foi realizado com alumina 3 µm durante 2 minutos, com a intenção de reduzir a rugosidade das amostras. Este passo é muito importante para que se possa caracterizar a rugosidade adicionada às amostras em cada processo, tanto no enriquecimento com Mo, quanto na cementação.
3.4 Experimentos de enriquecimento da superfície com Mo.
O processo de enriquecimento da superfície com Mo foi estudado com a intenção de identificar quais os efeitos que variações na energia de bombardeamento e na temperatura de enriquecimento provocam nas propriedades das amostras.
3.4.1 Variação da Energia de bombardeamento e da Temperatura
Conforme foi evidenciado no capítulo 5.4.1, a energia de bombardeamento varia de acordo com a mistura de gás e com a Tensão aplicada no processo (Figura 8). Baseado nesta informação e em trabalhos passados realizados no LabMAT, a energia de bombardeamento foi avaliada na janela indicada na Erro! Fonte de referência não
encontrada., utilizando as tensões 500V e 700V e uma atmosfera com 20% de H2 e 80% de Ar.
Figura 15 - Área investigada pela variação da energia de bombardeamento
A temperatura também influencia o processo de enriquecimento de molibdênio, quanto maior a temperatura, maior será o coeficiente de difusão, e consequentemente maior será a camada de difusão. Baseado nesta informação e em trabalhos passados realizados no LabMAT o estudo do efeito da temperatura de enriquecimento foi realizado em amostras sinterizadas utilizando-se duas temperaturas, de 900 e 1150 °C.
3.4.2 Ciclos para avaliação da variação da temperatura e da tensão
A fim de avaliar a variação da temperatura e da tensão no processo de enriquecimento de molibdênio, foram propostos os ciclos com as tensões de 500V e 700V, temperatura de 900°C e 1150ºC, tempo de processamento de 1 h, ton de 180 µs e Toff de 60
µs, fluxo gasoso de 4 x 10-6 m3/s (240 sccm) com 20% de H
2 e 80% de Ar e pressão de 266
Pa (2 torr). Mantiveram-se os parâmetros de plasma constantes e o incremento de temperatura foi feito com o aquecimento resistivo. Os ciclos de enriquecimento realizados e suas respectivas nomenclaturas estão evidenciados na Erro! Fonte de referência não
encontrada..
Tabela 3 – Nomenclatura dos Ciclos de Enriquecimento
CM-1 700 1150 180 1 2 CM-2 700 900 CM-3 500 1150 180 1 2 CM-4 500 900 3.5 Cementação.
O processo de cementação foi realizado em amostras devidamente sinterizadas e enriquecidas. Não foram realizadas variações nos parâmetros de cementação, sendo este um ciclo único e igual para todas as amostras. O processamento das amostras foi realizado conforme indicado na Tabela 4.
Tabela 4 – Ciclo de Cementação
Ciclo padrão de Cementação
Ciclo Parâmetro Variação
Ciclo p ad rã o de Cem entaçã o Tensão aplicada 500 V Temperatura 900 ºC Pressão 2 torr Ton 180 µs Tempo 10min
As amostras foram aquecidas até a temperatura de tratamento de 900ºC, utilizando-se uma atmosfera de 100% H2, com fluxo total de 240 sccm. Depois de atingida a temperatura
de tratamento foi adicionada à mistura 20% de CH4, mantendo esta condição durante 10
minutos ainda em uma pressão de 2 torr. A seguir, o fornecimento de CH4 foi interrompido,
e o ciclo foi mantido por mais 50 minutos à temperatura de 900ºC para possibilitar a difusão do carbono ao interior da amostra, em seguida o processo entrou e em resfriamento, continuando apenas com o fornecimento de H2. Os parâmetros de cementação utilizados
neste trabalho foram retirados de trabalhos realizados no LabMAT, dando assim, continuidade à trabalhos passados.
3.6 Caracterização
A caracterização das amostras foi dividida em duas etapas. Na etapa 1, as amostras foram caracterizadas quanto às suas microestruturas, suas características superficiais e
propriedades mecânicas a fim de selecionar a melhor condição de tratamento de enriquecimento e cementação. Na etapa 2, as amostras foram novamente caracterizadas quanto as suas microestruturas, suas características superficiais e propriedades mecânicas, entretanto também foi realizado uma avaliação tribológica das amostras.
3.6.1 Preparação Metalográfica
As amostras foram seccionadas utilizando-se uma máquina de corte (Leco 4000) com disco adiamantado de baixa densidade. Em seguida as amostras foram embutidas com resina de alta dureza (Isofast – Struers) com a finalidade de minimizar o arredondamento das bordas da amostra. As mesmas foram submetidas a uma sequência de lixamento e polimento. A microestrutura foi revelada utilizando-se Nital 2% (98 ml de álcool PA e 2 ml ácido nítrico).
3.6.2 Microscopia óptica
As amostras tratadas foram caracterizadas por microscopia óptica, utilizando microscópio Leica – DM 4000 M com câmera digital acoplada (Leica DC 300). As imagens foram obtidas em tonalidades de cinza com resolução de 2088 e 1555 pixels na vertical e horizontal, respectivamente.
3.6.3 Microscopia Eletrônica
Estudos da microestrutura das amostras foram realizados utilizando Microscopia Eletrônica de Varredura (MEV), modelo JEOL-JSM-6390LV equipado com EDX (energia dispersiva de raios-X) e Microscopia Ótica (MO), Leica DM-4000M. Após a caracterização da superfície, as amostras foram seccionadas transversalmente seguindo preparação metalográfica convencional.
A identificação das fases nas amostras enriquecidas com Mo e nas amostras cementadas foi realizada por difração de Raios X (Philips X’Pert) utilizando a radiação Cu Kα e aplicado a geometria de Bragg-Brentano.
3.6.4 Topografia
A evolução topográfica da superfície foi avaliada através de um interferômetro ótico de luz branca Zygo Newview 7300. O equipamento permite a obtenção de mapas 3D da superfície a ser analisada com precisão de 0,1 nm na direção normal à superfície.
A análise dos dados topográficos foi realizada no software Mountainsmap, versão 3.0.11, onde a obtenção dos parâmetros das superfícies seguiram as seguintes etapas:
Preenchimento dos pontos faltantes: Etapa fundamental para as etapas posteriores, uma vez que as operações realizadas no software tratam-se de operações matemáticas.
Remoção do fator de forma: Remoção de forma de um polinômio de grau 1, pois as amostras analisadas tratavam-se de superfícies planas.
Remoção da ondulação: Aplicação de um filtro Gaussiano que separa a ondulação da rugosidade através de um valor característico denominado cutoff, o qual é predeterminado pelo software para cada superfície analisada. Para todas as superfícies desse estudo, o valor de cutoff foi de 0,25 mm.
Dentre os diversos parâmetros topográficos existentes na literatura, os escolhidos para caracterizar as superfícies deste trabalho encontram-se na Tabela 5:
Tabela 5 - Parâmetros topográficos selecionados para caracterização das amostras
Parâmetro Descrição
Sq Desvio padrão das alturas da superfície
Sku Achatamento
Ssq Assimetria
3.6.5 Caracterização da dureza
A caracterização da microdureza realizou-se pela criação de um perfil de dureza na direção da profundidade das amostras, conforme Figura 16.
Para isso as amostras foram seccionadas e preparadas metalográficamente, para então serem analisadas em um microdurômetro SHIMADZU HMV-2000 com uma objetiva de 50X. As medições foram realizadas com carga de 10 g, tempo de permanência de 15 s e espaçamento de 5 µm. Foram realizados 3 vetores de medição em 2 amostras.
Para que as medições de microdureza no perfil pudessem ser feitas próximas à superfície das amostras, onde a camada enriquecida de Mo se encontra, a carga da identação foi reduzida para também reduzir o tamanho da marca da identação, evitando que a mesma se aproximasse da superfície e gerasse qualquer erro nas medições. Entretanto, mesmo com uma baixa carga de identação, as medições somente puderam começar a partir de 10 µm de profundidade.
3.6.6 Tribologia
Para a realização dos ensaios tribológicos foi utilizado um tribômetro universal marca Plint & Partners modelo TL 67, utilizando a configuração de deslizamento alternado. A caracterização foi realizada nas condições descritas na Tabela 6.
Tabela 6 - Condições dos ensaios tribológicos
Parâmetros Descrição
Contra corpo Esfera de aço para rolamento AISI 52100, diâmetro 5 mm Carga 15 N constante para determinar a durabilidade, definida como o trabalho (N.m)
Freqüência 2 Hz
Amplitude 10 mm
Lubrificação Sem
Após a análise da durabilidade foi definido uma região para fixar os parâmetros de ensaios e com isto definir a taxa de desgaste dos materiais. Para cada amostra foram realizados 5 ensaios.
4 RESULTADOS E DISCUSSÃO
Os resultados e discussão estão divididos em 2 etapas. A etapa 1 analisa os resultados experimentais obtidos dos diferentes processos de enriquecimento superficial com molibdênio via deposição por plasma, em amostras de ferro puro, posteriormente submetidas ao tratamento de cementação para seleção de uma melhor condição de tratamento. Esta melhor condição de tratamento foi então submetida a uma análise tribológica na etapa 2.
4.1 Resultados e discussão – Etapa 1
Existem 4 diferentes ciclos de enriquecimento de molibdênio e para um melhor entendimento dos resultados, foram adotados as nomenclaturas descritas na Tabela 7 para diferenciação dos resultados:
Tabela 7 - Nomenclatura das amostras da etapa 1.
Código das amostras Parâmetros de enriquecimento de molibdênio Tensão (V) Temperatura (ºC) CM-1 700 1150 CM-2 700 900 CM-3 500 1150 CM-4 500 900 4.1.1 Caracterização Microestrutural
4.1.1.1 Caracterização Microestrutural das amostras de ferro puro
As amostras de ferro puro sinterizadas apresentam, como esperado, uma microestrutura totalmente ferrítica, conforme Figura 17.
4.1.1.2 Caracterização Microestrutural das amostras enriquecidas com Mo
Nas amostras enriquecidas com molibdênio, pode-se observar que a microestrutura continua ferrítica, porém ocorre a aparição de uma camada enriquecida com molibdênio na superfície das amostras, conforme Figura 18:
Figura 18 - Microestruturas das amostras enriquecidas com Mo.
CM – 1 (700V / 1150ºC) CM – 2 (700V / 900ºC)
CM – 3 (500V / 1150ºC) CM – 4 (500V / 900ºC)
Pode-se notar que as camadas de enriquecimento de molibdênio variam sua espessura de acordo com as diferentes condições de enriquecimento empregadas, essa variação será discutida mais a frente.
4.1.1.3 Caracterização Microestrutural das amostras enriquecidas e cementadas
A cementação foi feita em uma mesma condição para todas as amostras, a diferença esta somente no enriquecimento de molibdênio que cada amostra havia sofrido na etapa
Camada Enriquecida com Mo
Camada Enriquecida com Mo
anterior. Após a cementação, é possível observar uma mudança na microestrutura do material, pela introdução de carbono, conforme Figura 19.
Figura 19 - Microestrutura das amostras enriquecidas com Mo e Cementadas
CM – 1 (700V / 1150ºC) CM – 2 (700V / 900ºC)
CM – 3 (500V / 1150ºC) CM – 4 (500V / 900ºC)
Ainda é visível a camada de molibdênio na superfície das amostras, porém agora existe o surgimento de uma camada cementada logo abaixo. A microestrutura da camada cementada é característica de uma zona hipoeutética, onde encontramos uma predominância de ferrita e perlita.
4.1.2 Espessura das camadas
Foram realizadas análises para caracterização das espessuras das camadas das amostras enriquecidas com Mo nas diferentes condições e também das amostras enriquecidas com Mo e posteriormente cementadas.
4.1.2.1 Espessura das camadas enriquecidas com Mo
A Figura 20 apresenta a espessura da camada enriquecida com Mo nas diferentes condições de processamento:
Figura 20 - Espessura da camada enriquecida com Mo nos diferentes parâmetros testados
4.1.2.1.1 Efeito da temperatura na espessura da camada enriquecida com Mo
Comparando a condição CM-1 e CM-2, ambas produzidas em uma mesma voltagem (700V), pode-se observar que a condição CM-1 apresenta uma camada enriquecida com Mo mais espessa, este fato deve-se à amostra ter sido produzida a uma maior temperatura, proporcionando uma maior difusão do Mo para o interior da amostra.
Comparando as condições CM-3 e CM-4, pode-se observar que neste caso, as espessuras das camadas ficaram muito parecidas, as duas condições foram produzidas a umas mesma voltagem (500V) e as diferentes temperaturas não tiveram grande influência da difusão do Mo.
4.1.2.1.2 Efeito da voltagem na espessura da camada enriquecida com Mo
Comparando a condição CM-1 e CM-3, ambas produzidas em uma mesma temperatura (1150ºC), podemos observar que a condição CM-1 apresenta uma camada enriquecida com Mo mais espessa, devido a ter sido produzida a uma maior voltagem, produzindo uma maior energia de bombardeamento de Mo, o que gera uma maior fornecimento de Mo à superfície da amostra e consequentemente um maior gradiente químico entre a superfície e o interior da amostra. Este gradiente químico mais elevado
0 5 10 15 20 25 30 35 40 1 (700V / 1150ºC) 2 (700V / 900ºC) 3 (500V / 1150ºC) 4 (500V / 900ºC) Esp e ssur a (µ m )
proporciona uma camada enriquecida com Mo mais espessa que a condição 3, mesmo tendo a mesma temperatura de tratamento.
Pode-se observar o mesmo comportamento ao compararmos as condições CM-2 e CM-4, ambas produzidas em uma mesma temperatura (900ºC), pode-se observar que a condição CM-2 apresenta uma camada enriquecida com Mo ligeiramente mais espessa, devido a ter sido produzida a uma maior voltagem, proporcionando uma maior deposição de Mo na superfície das amostras, aumentando o gradiente químico entre a superfície e o interior das amostras, causando consequentemente uma maior difusão do Mo e uma camada mais espessa.
4.1.2.1.3 Correlação entre temperatura e voltagem na espessura da camada enriquecida com Mo Outra analise interessante pode ser feita observando-se todas condições conjuntamente, podemos verificar que a condição CM-1 é a que apresenta a maior camada de enriquecimento, enquanto a condição 4 apresenta a menor. O fato da condição CM-1 ter a maior camada de difusão de Mo pode ser explicado devido a condição CM-CM-1 utilizar uma maior voltagem, que gera um maior sputtering de Mo e um maior gradiente de Mo entre a superfície e o interior da amostra, além de utilizar uma maior temperatura o que proporciona também um maior coeficiente de difusão, gerando a camada mais espessa. A condição CM-4 é exatamente o oposto da condição CM-1, por utilizar uma menor voltagem, que gera um menor sputtering de Mo e um menor gradiente de Mo entre a superfície e o interior da amostra, também utiliza-se de uma menor temperatura de processamento, o que proporciona um menor coeficiente de difusão, gerando assim a uma camada mais delgada.
4.1.3 Espessura das camadas cementadas.
A Figura 21 apresenta a variação de espessura da camada cementada, realizada a uma mesma temperatura para todas as amostras, frente às diferentes condições de processamento de enriquecimento de Mo.
Pode-se observar que, apesar de todas as amostras terem passado exatamente pelo mesmo processo de cementação, existem diferenças consideráveis nas espessuras das camadas cementadas de uma amostra para outra.
Figura 21 - Espessura da camada cementada nos diferentes parâmetros testados
É possível que a camada enriquecida com Mo esteja afetando a espessura da camada cementada. Para analisar se existe este efeito, é necessário avaliar as duas camadas em conjunto (enriquecimento de Mo + cementação).
A Figura 22 apresenta a espessura da camada enriquecida com Mo e a espessura da camada cementada para as diferentes amostras.
Figura 22 - Espessura de camada enriquecida com Mo e espessura da camada cementada
Analisando as camadas conjuntamente, podemos observar que a camada cementada possui sua maior espessura justamente na condição que tem a menor espessura de camada enriquecida com Mo.
370 380 390 400 410 420 430 440 450 1 (700V / 1150ºC) 2 (700V / 900ºC) 3 (500V / 1150ºC) 4 (500V / 900ºC) Esp e ssur a (µ m ) 0 5 10 15 20 25 30 35 40 370 380 390 400 410 420 430 440 450 1 (700V / 1150ºC) 2 (700V / 900ºC) 3 (500V / 1150ºC) 4 (500V / 900ºC) Esp e ssur a d a c am ad a e n ri q u e ci d a co m M o (µ m ) Esp e ssur a d a c am ad a c e m e n tad a (µ m )
Isto pode ser explicado devido ao fato do carbono possuir um maior coeficiente de difusão no ferro que no Mo, desta forma, quanto maior for a camada de Mo existente na amostra, maior será a barreira imposta à difusão do carbono para o interior da amostra, gerando assim uma menor camada cementada. Outro fator que pode contribuir é a formação de carbetos Fe-Mo-C, desta forma, novamente quanto maior for a camada de Mo, maior será a formação destes carbetos, consumindo uma parte do carbono e restando menos carbono livre para difundir para o interior da amostra.
4.1.4 Caracterização da superfície
4.1.4.1 MEV
Nesta secção foram realizadas análises em microscopia eletrônica de varredura para avaliar as diferentes superfícies das amostras provenientes dos diferentes tratamentos realizados.
4.1.4.1.1 Amostras de ferro puro
A Figura 23 apresenta a imagem do MEV da superfície das amostras de ferro puro polidas, onde se pode observar, além da porosidade, um bom acabamento da superfície devido ao polimento empregado.
4.1.4.1.2 Amostras enriquecidas com Mo
A Figura 24 apresenta a imagem do MEV da superfície das amostras enriquecidas com molibdênio. Podemos observar uma morfologia caracterizada por finos aglomerados aproximadamente esféricos em maior ou menor quantidade em todas as amostras.
Figura 24 - Imagens da superfície das amostras enriquecidas com Mo no diferentes parâmetros
CM – 1 (700V / 1150ºC) CM – 2 (700V / 900ºC)
CM – 3 (500V / 1150ºC) CM – 4 (500V / 900ºC)
4.1.4.1.2.1 Efeito da temperatura na superfície das amostras enriquecida com Mo
Comparando a condição CM-1 e CM-2, ambas produzidas em uma mesma voltagem (700V), podemos observar que a condição CM-2, com uma menor temperatura, neste caso 900ºC, se origina uma elevada presença na quantidade de aglomerados finos na superfície das amostras. Já a condição CM-1, de maior temperatura, neste caso 1150ºC, se