UNIVERSIDADE FEDERAL DE SANTA CATARINA CURSO DE GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA DE MATERIAIS
ESTUDO DE CASO: TRATAMENTO TÉRMICO DE PUNÇÕES DO FURO DA CHAPA LATERAL DE SILOS PARA ARMAZENAGEM DE GRÃOS – INDÚSTRIAL PAGÉ
UNIVERSIDADE FEDERAL DE SANTA CATARINA CURSO DE GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA DE MATERIAIS
ÉDERSON PEREIRA AMÉRICO
ESTUDO DE CASO: TRATAMENTO TÉRMICO DE PUNÇÕES DO FURO DA CHAPA LATERAL DE SILOS PARA ARMAZENAGEM DE GRÃOS – INDÚSTRIAL PAGÉ
FLORIANÓPOLIS – SC 2007
UNIVERSIDADE FEDERAL DE SANTA CATARINA CURSO DE GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA DE MATERIAIS
ÉDERSON PEREIRA AMÉRICO
ESTUDO DE CASO: TRATAMENTO TÉRMICO DE PUNÇÕES DO FURO DA CHAPA LATERAL DE SILOS PARA ARMAZENAGEM DE GRÃOS – INDÚSTRIAL PAGÉ
Trabalho apresentado ao Curso de graduação em Engenharia de Materiais da Universidade Federal de Santa Catarina como parte dos requisitos para obtenção do título de Engenheiro de Materiais.
Orientador: Professor Berend Snoeijer.
FLORIANÓPOLIS – SC 2007
UNIVERSIDADE FEDERAL DE SANTA CATARINA CURSO DE GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA DE MATERIAIS
ÉDERSON PEREIRA AMÉRICO
ESTUDO DE CASO:TRATAMENTO TÉRMICO DE PUNÇÕES DO FURO DA CHAPA LATERAL DE SILOS PARA ARMAZENAGEM DE GRÃOS -INDUSTRIAL PAGÉ
Este trabalho de graduação foi julgado adequado para obtenção do título de Engenheiro de Materiais e aprovado em sua forma final pela Comissão examinadora e pelo Curso de Graduação em Engenharia de Materiais da Universidade Federal de Santa Catarina.
___________________________________ Prof. Dylton do Vale Pereira Filho, M.Sc.
Coordenador Comissão Examinadora: __________________________________ Berend Snoeijer Orientador __________________________________ Prof. Dylton do Vale Pereira Filho, M.Sc.
__________________________________ Guilherme Ribeiro Kuerten
FICHA CATALOGRÁFICA
AMÉRICO, Éderson P.
Estudo de caso: Tratamento térmico de punções do furo da chapa lateral de silos para armazenagem de grãos – Industrial Pagé.
Florianópolis, UFSC, Curso de Graduação em Engenharia de Materiais, 2007. ****
Trabalho de Graduação: Engenharia de Materiais Orientador: Prof° Berend Snoeijer.
1. Aços ferramenta 2. Punções I. Universidade Federal de Santa Catarina II. Título
A meus pais, Leônis e José Ivan Américo, e a meu irmão, Ândreo Pereira Américo, pelo apoio em todos os momentos de minha vida.
AGRADECIMENTOS
Ao professor Berend Snoeijer pela orientação e incentivo no desenvolvimento deste trabalho e nos últimos cinco anos.
A Industrial Pagé, por ter me possibilitado a realização de parte deste trabalho na empresa, em especial a meus orientadores de estágio Edemar Ouriques e Guilherme Kuerten.
A Misleine de Castro, pela disponibilização do Laboratório Metalográfico para preparação e análise metalográfica dos corpos de prova deste estudo.
Ao professor Márcio Fredel e a Edson Basto por terem colocado a disposição o durômetro para ensaio de dureza dos corpos de prova deste trabalho.
À banca examinadora, Engenheiro Guilherme Ribeiro Kuerten e Prof. Dylton do Vale Pereira Filho, coordenador do curso, pela atenção dispensada.
A meus pais, Leônis José Pereira Américo e José Ivan Américo, e ao meu irmão, Ândreo Pereira Américo, pelo apoio durante a realização deste trabalho e em todos os momentos da minha vida.
RESUMO
Este trabalho foi resultado de uma parceria entre a Universidade Federal de Santa Catarina - UFSC e a Empresa Industrial Pagé, de Araranguá - SC, as quais possibilitaram o desenvolvimento do estudo do tratamento térmico dos punções que fazem o furo da chapa lateral dos silos. A baixa vida útil e a grande variação do tempo de vida dessas ferramentas produzidas na Industrial Pagé mostraram a necessidade de um trabalho que buscasse corrigir, ou pelo menos atenuar, este problema, resultando em economia de ferramental. Corpos de prova do aço ferramenta Thyrodur 2436 (Similar ao AISI D6), constituinte dos punções, foram temperados e revenidos na Empresa sob diferentes temperaturas e tempos de austenitização, seguido de triplo revenimento em forno. Após cada etapa do tratamento térmico um corpo de prova foi reservado para caracterização microestrutural e análise de dureza. A preparação metalográfica e análise de imagem dos corpos de prova, incluindo os punções fraturados, foram realizadas no Laboratório de Materiais – LabMat – da UFSC. Considerando-se a propriedade de dureza, observou-se que a condição de têmpera com temperatura de austenitização a 1000 °C e tempo de 45 minutos se mostrou a melhor situação de tratamento térmico. Foram encontradas trincas em várias amostras. Punções temperados pela Empresa de acordo com os parâmetros tradicionais da mesma e fraturados após serviço tiveram sua vida útil acompanhada. Ainda foram realizadas a caracterização microestrutural e análise de dureza destas ferramentas. Os corpos de prova que apresentaram as melhores propriedades de microestrutura e dureza tiveram seus parâmetros de tratamento térmico utilizados para a confecção de cinco punções para teste prático. Estes punções foram colocados em serviço objetivando a obtenção das suas vidas úteis. A vida útil dos punções tratados de acordo com a melhor situação obtida nos experimentos foi obtida como sendo superior a duas vezes a vida útil dos punções tratados de acordo com o método tradicional da Empresa.
ABSTRACT
This work was the result of a partnership between the UFSC and the Company Industrial Pagé, those allowed the development on study of the heat treatment on punches to drill side plate from silos. The low life and its large variation observed of tools manufactured in Industrial Pagé show the need of a work that correct, or attenuate, this problem, resulting in materials and tools economy. Samples of steel tools Thyrodur 2436 (like AISI-D6) for tools used to manufacture the punches, were austenitized, quenched and tempered in the company at different temperatures and times, following by a triple tempering with furnace cooling. After each stage of heat treatment one sample was retained for structure characterization and hardness measurement. The sample preparation for structure analyses, including fractured punches, were performed in the materials laboratory – LabMat – at UFSC. The most improved hardness were obtained at samples austenitized at 1000 °C during 45 minutes. After quenching in oil, most of the samples presented cracks, may be as result from a too drastic cooling. Punches heat treated according to the company parameters presented a short life time. To improve the life time of them, the heat treatment parameters that presented the best results in this work, combining structure and hardness were used to manufacture five punches for practical test. Posted in service, this punches shows a twice life time then those originally produced and mold by Industrial Pagé.
LISTA DE SÍMBOLOS E ABREVIATURAS
< Menor que.
% Porcentagem.
HRc Hardness Rockell C, Dureza Rockwell na escala C. Mesh Número de aberturas por polegada linear.
AISI American Iron and Steel Institute.
D6 Classificação AISI para aço para trabalho a frio de alto carbono e alto cromo. VC – 131 Denominação da Villares Metals para o aço similar ao AISI – D6.
SAE Society of Automotive Engineers
CP Corpo de Prova.
MO Microscopia ótica.
MEV Microscopia Eletrônica de Varredura. EDS Energy Dispersive X-Ray Fluorescence.
A1 Linha de transformação do diagrama de fases Fe-C, abaixo da qual, em condições de equilíbrio, não pode existir ferro gama, apenas ferro alfa e Fe3C.
A3 Linha de transformação do diagrama de fases Fe-C que indica, no resfriamento e em condições de equilíbrio, a passagem do ferro gama a ferro alfa.
LISTA DE FIGURAS E TABELAS
TABELA 1: COMPOSIÇÃO QUÍMICA DOS AÇOS FORNECIDOS PELA VILLARES METALS E SHMOLZ + BICKENBACH, SIMILARES AO AISI-D6. ... 8 FIGURA 1: DIAGRAMA DE EQUILÍBRIO FE-C [4]. ... 10 FIGURA 2: INFLUÊNCIA DO INTERVALO DE TEMPO NO REVENIDO DE UM AÇO
COM 0,82% C, REALIZADO A QUATRO TEMPERATURAS DIFERENTES [4]. ... 12 FIGURA 3: CURVA DE DUREZA X TEMPERATURA DE REVENIMENTO PARA O AÇO
VC-131 [1]. ... 13 FIGURA 4: CURVA DE DUREZA X TEMPERATURA DE REVENIMENTO PARA O AÇO
THYRODUR 2436 [2]. ... 14 TABELA 2: SEQÜÊNCIA DAS CHAPAS FURADAS PELOS PUNÇÕES TEMPERADOS DE ACORDO COM O MÉTODO TRADICIONAL DA EMPRESA. ... 20 TABELA 3: CONDIÇÕES DO TRATAMENTO TÉRMICO DOS CORPOS DE PROVA.
... 22 FIGURA 5: CORPO DE PROVA RECOZIDO. CARBONETOS (REGIÕES CLARAS)
DISPERSOS EM MATRIZ PERLÍTICA (FASE ESCURA). ATAQUE NITAL 2%.
AUMENTO 100X. ... 25 FIGURA 6: CP “20”. PRESENÇA GROSSEIRA DE INCLUSÕES DE ÓXIDOS (PONTOS
PRETOS). REGIÃO PRÓXIMA À SUPERFÍCIE. SEM ATAQUE. AUMENTO 50X. ... 26 FIGURA 7: DISTRIBUIÇÃO DE TENSÕES NOS CORPOS DE PROVA. NA REGIÃO DE
NÚCLEO AS TENSÕES SÃO TRATIVAS, ORIUNDAS DA FASE AUSTENITA, ENQUANTO NA SUPERFÍCIE AS TENSÕES SÃO COMPRESSIVAS, DEVIDO À MARTENSÍTA. ... 27 FIGURA 8: CP “11”. ENCONTRO DE DUAS TRINCAS DE DIMENSÕES BASTANTE
EXPRESSIVAS. REGIÃO CENTRAL. SEM ATAQUE. AUMENTO 50X. ... 28 FIGURA 9: CP “3”. ENCONTRO DE DUAS TRINCAS NA REGIÃO CENTRAL DO CORPO
DE PROVA. NÃO SE VERIFICA DIFERENÇA MICROESTRUTURAL NAS REGIÕES PRÓXIMAS A TRINCA. ATAQUE NITAL 2%. AUMENTO 100X. ... 28
FIGURA 10: CP “1”. PRESENÇA DE MATRIZ MARTENSÍTICA COM AUSTENITA RETIDA E CARBONETOS DISPERSOS PARA A AMOSTRA TEMPERADA A 950 °C POR 30 MINUTOS. REGIÃO CENTRAL. ATAQUE NITAL 2%. AUMENTO 100X. .... 29 FIGURA 11: CP “1”. AS REGIÕES CLARAS EM FORMA DE REDE (SEM CONTORNO
DEFINIDO) CORRESPONDEM A AUSTENITA RETIDA, ENQUANTO OS CARBONETOS APRESENTAM CONTORNOS BEM DEFINIDOS. MATRIZ
MARTENSITA. REGIÃO CENTRAL. ATAQUE NITAL 2%. AUMENTO 500X. ... 30 FIGURA 12. CP “14”. O CORPO DE PROVA QUE APRESENTOU A MAIOR DUREZA
ENTRE OS DEMAIS TAMBÉM APRESENTOU UMA BOA HOMOGENEIDADE MICROESTRUTURAL. REGIÃO PRÓXIMA À SUPERFÍCIE. ATAQUE NITAL 2%. AUMENTO 500X. ... 31 FIGURA 13: CP “3”. CARBONETOS GROSSEIROS E MAL DISTRIBUÍDOS NA MATRIZ
MARTENSÍTICA REVENIDA. REGIÃO CENTRAL. ATAQUE NITAL 2%. AUMENTO 500X. ... 32 FIGURA 14: MICROESTRUTURA DO PUNÇÃO FRATURADO NA PAGÉ, TEMPERADO
DE ACORDO COM O MÉTODO TRADICIONAL DA EMPRESA. REGIÃO PRÓXIMA À SUPERFÍCIE. ATAQUE NITAL 2%. AUMENTO 200X. ... 33 FIGURA 15: CP “8”. OS CARBONETOS (REGIÕES ESCURAS / CIRCULADAS) ESTÃO
MAL DISTRIBUÍDOS NA MATRIZ MARTENSÍTICA (FASE MAIS CLARA).
ATAQUE NITAL 2%. AUMENTO 1000X. ... 34 FIGURA 16: CP “16”. MELHOR DISSOLUÇÃO DOS CARBONETOS NA MATRIZ.
ATAQUE NITAL 2%. AUMENTO 1000X. ... 35 FIGURA 17: CP “20”. GRÃOS GROSSEIROS NA MATRIZ MARTENSÍTICA. ATAQUE
NITAL 2%. AUMENTO 1000X. ... 35 TABELA 4: COMPOSIÇÃO QUÍMICA DE ACORDO COM ANÁLISE EDS. ... 36 TABELA 5: VALORES DE DUREZA PARA OS CORPOS DE PROVA EM ESTUDO. .. 39
SUMÁRIO
1. INTRODUÇÃO ... 1
2. OBJETIVOS ... 2
3. REFERENCIAL TEÓRICO ... 3
3.1. Aços Para Ferramentas ... 3
3.2. Característicos fundamentais dos aços para ferramentas e matrizes ... 3
3.2.1. Dureza a temperatura ambiente ... 3
3.2.2. Resistência ao desgaste ... 4 3.2.3. Temperabilidade ... 4 3.2.4. Tenacidade ... 4 3.2.5. Resistência mecânica ... 4 3.2.6. Tamanho de grão ... 5 3.2.7. Usinabilidade ... 5
3.3. Classificação dos aços para ferramentas ... 5
3.3.1. Aços temperáveis em água ... 5
3.3.2. Aços resistentes ao choque ... 6
3.3.3. Aços para trabalho a quente ... 6
3.3.4. Aços rápidos ... 6
3.3.5. Aços para trabalho a frio ou indeformáveis ... 6
3.4. Propriedades do aço AISI-D6 ... 7
3.5. Tratamento térmico ... 8
3.5.1. Têmpera ... 8
3.5.2. Revenido ... 11
3.5.3. Tratamento térmico do aço AISI-D6 ... 12
3.6. Tratamento térmico tradicional da empresa ... 15
3.6.1. Têmpera em forno ... 15
3.6.2. Têmpera na forja ... 16
4. METODOLOGIA ... 18
4.1. Materiais e métodos ... 18
4.1.2. Tratamento térmico ... 18
4.1.3. Preparação dos corpos de prova e análise metalográfica ... 19
4.1.4. Ensaio de dureza ... 19
4.2. Procedimento experimental ... 20
4.2.1. Vida útil dos punções ... 20
4.2.2. Tratamento térmico dos corpos de prova ... 21
4.2.3. Preparação metalográfica e dureza ... 23
4.2.4. Emprego dos punções de melhores resultados ... 24
5. RESULTADOS E DISCUSSÕES ... 25
5.1. Análise de imagem ... 25
5.1.1. Análise de imagem utilizando MO ... 25
5.1.2. Análise de imagem utilizando MEV ... 33
5.2. Composição química ... 36
5.3. Ensaio de Dureza ... 38
5.4. Vida útil dos punções ... 41
6. CONCLUSÕES ... 42
7. REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS ... 43
8. GLOSSÁRIO ... 44
ANEXO A: Cronograma ... 45
1. INTRODUÇÃO
A origem deste trabalho se deu na Industrial Pagé com a constatação da baixa vida útil dos punções que fazem o furo da chapa lateral dos silos para armazenagem de grãos Pagé. Esta ferramenta é constituída de aço AISI-D6 temperado e revenido na própria Empresa, de acordo com parâmetros internos baseados na experiência própria do operador do tratamento térmico.
Buscando aprimorar o tratamento térmico e conseqüentemente aumentar a vida útil dos punções, foram confeccionados 25 corpos de prova, os quais foram temperados com parâmetros distintos de tratamento térmico.
Tradicionalmente a Empresa utiliza o aço VC-131 da Villares, ou ainda o Thyrodur 2436 da Schmolz + Bickenback, similares ao AISI-D6. O aço VC-131 possui características de alta estabilidade dimensional e excelente resistência ao desgaste, especialmente em condições abrasivas. Após temperado este aço alcança dureza de até 64 HRC [1]. O Thyrodur depois de temperado alcança dureza de 57 HRC. [2].
A durabilidade dos punções tem grande variação e a Empresa não tem histórico da vida útil dessas ferramentas.
Alguns tempos e temperaturas de austenitização foram estudados, com base em informações técnicas dos fornecedores, objetivando melhorar a qualidade do produto temperado e aumentar a vida útil da ferramenta em serviço.
Os trabalhos laboratoriais de preparação metalográfica dos corpos de prova, análise metalográfica e ensaio de dureza foram realizados no LabMat da UFSC.
Para o melhor resultado obtido com os experimentos foram confeccionados cinco punções para a verificação em serviço da influência do tratamento térmico na vida útil da ferramenta.
2. OBJETIVOS
O objetivo geral do trabalho é aumentar a vida útil dos punções do furo da chapa lateral dos silos através de alteração no tratamento térmico. Este objetivo pode ser desdobrado em outros objetivos específicos, quais sejam:
• Determinação do melhor ciclo de tratamento térmico para os punções;
• Caracterização – Análise de imagem e dureza – dos punções tratados termicamente de acordo com o modo tradicional da empresa;
• Verificar a composição química da matriz e a distribuição dos carbonetos em função da temperatura de austenitização.
3. REFERENCIAL TEÓRICO
3.1. Aços Para Ferramentas
Os aços para ferramentas e matrizes são ligas com alto teor de carbono, contendo geralmente cromo, vanádio, tungstênio e molibdênio. Esses elementos de liga combinam-se com o carbono para formar compostos a base de carboneto que são muito duros e resistentes ao desgaste e à abrasão [3].
Dentre a enorme variedade de aços existentes destinados às mais diversas aplicações, os aços para ferramentas são, provavelmente, os que exigem maiores cuidados e atenção, tanto sob o ponto de vista de fabricação, desde a sua fundição, transformação mecânica até o tratamento térmico final, como também sob o ponto de vista de aplicação. Isso é perfeitamente compreensível quando se considerar os requisitos que eles devem preencher e os tipos e condições de serviço a que se destinam [4].
3.2. Característicos fundamentais dos aços para ferramentas e matrizes
3.2.1. Dureza a temperatura ambiente
A dureza da ferramenta ou matriz deve ser superior à dureza da peça sobre a qual exercerão sua ação de corte, usinagem ou conformação. A dureza depende essencialmente do teor de carbono, a não ser nos casos de aços com elevados teores de elementos de liga. A maioria das ferramentas e matrizes, tais como ferramentas de corte, é usada à máxima dureza que se pode obter.
3.2.2. Resistência ao desgaste
Constitue este, igualmente, um requisito muito importante, pois o desgaste pode causar falhas em muitos tipos de ferramentas. Há, aparentemente, um grande número de fatores que afetam essa propriedade; a composição química do aço, a capacidade de formação de carbonetos, nitretos e carbonitretos e sua distribuição na matriz, a susceptibilidade do aço em endurecer por encruamento da superfície, a resistência mecânica do aço, além de fatores estranhos ao material, como tipo de lubrificante, tipo de operação, calor gerado durante a operação, etc.
3.2.3. Temperabilidade
É um requisito indispensável, pois uma maior penetração de dureza garante uma perfeita uniformidade de característicos mecânicos em seções apreciáveis. O aumento do teor de elementos de liga tem a tendência de diminuir a diferença de dureza entre a superfície e o centro.
3.2.4. Tenacidade
A tenacidade pode ser definida como a capacidade do material absorver considerável quantidade de energia sem romper. Geralmente é um característico desejável em qualquer ferramenta. Entretanto, difícil é aliar-se os conceitos de elevada tenacidade e alta dureza.
Os fatores que afetam a tenacidade do aço são: Tensões internas, encruamento, granulação grosseira, dureza excessivamente alta, segregações anormais e o teor em ligas.
3.2.5. Resistência mecânica
Uma elevada resistência mecânica é indispensável, visto que os aços para ferramentas devem apresentar a capacidade de suportar esforços estáticos sem o aparecimento de falhas ou de
deformação permanente. Exige-se igualmente altos valores para os limites elástico e de escoamento.
3.2.6. Tamanho de grão
Geralmente é desejável um tamanho de grão pequeno, ou granulação fina, pois que esta se associa com característicos mecânicos superiores.
3.2.7. Usinabilidade
Evidentemente, não se pode associar as propriedades mencionadas, sobretudo alta dureza e resistência ao desgaste, a uma usinabilidade satisfatória. A usinabilidade é tanto menor quanto maior o teor em ligas, visto que se forma um apreciável número de carbonetos duros.
3.3. Classificação dos aços para ferramentas
De acordo com as classificações AISI-SAE, são considerados os seguintes grupos de aços para ferramentas e matrizes:
3.3.1. Aços temperáveis em água
Compreendem os tipos simplesmente ao carbono, ou tipos com pequenos teores de vanádio, ou cromo, ou cromo-vanádio simultaneamente.
3.3.2. Aços resistentes ao choque
Caracterizam-se por serem geralmente temperáveis em óleo e pela presença de silício em teores relativamente elevados (até 2,00% ou mais) e baixos teores de carbono, molibdênio e tungstênio.
3.3.3. Aços para trabalho a quente
Temperáveis em óleo ou ao ar e possuindo altos teores de cromo, tungstênio e molibdênio, além de silício e vanádio em teores relativamente elevados (até 2,00% de V e até 1,50% de Si).
3.3.4. Aços rápidos
Temperáveis em óleo, ar ou banhos de sal. São aços para emprego em usinagem. Caracterizam-se por possuírem alto teor de tungstênio – até 20% - aliado sempre a cromo – até 4% - e vanádio – 1% a 4%, podendo apresentar ou não molibdênio e cobalto, donde a sua classificação em tipos de tungstênio, ao tungstênio-cobalto, ao molibdênio e ao molibdênio-cobalto.
3.3.5. Aços para trabalho a frio ou indeformáveis
Dentre os aços para ferramentas, estes aços são os menos sujeitos a alterações na forma e nas dimensões durante o tratamento térmico. São, pois, recomendados, em peças que exigem cuidadoso controle dimensional, como matrizes para trabalho a frio.
De um modo geral, são indicados para matrizes de estampagem, forjamento, corte, brochas, alargadores, calibre, punções, etc.
Caracterizam-se por apresentarem alto teor de carbono, o qual pode chegar, para os tipos mais altamente ligados (com 12% de cromo), a 2,35% e teores de elementos de liga desde valores relativamente baixos até valores elevados.
Sua temperabilidade é geralmente elevada, assim como são elevados os característicos de resistência ao choque e indeformabilidade. A usinabilidadede varia de pequena a boa.
A indeformabilidade desses aços resulta da alta concentração de austenita retida – Entre 30 e 50% - que é uma fase mole em relação à martensita. Essa austenita retida absorve boa parte das tensões resultantes da formação da fase martensita, evitando distorções, ou empenamento, do material durante a têmpera.
Os aços para trabalho a frio podem ser classificados em quatro grupos: • De baixa liga e temperáveis em óleo;
• De média liga e temperáveis ao ar;
• De alta liga e temperáveis em óleo (neste grupo se encontra o AISI D6); • De alta liga e temperáveis ao ar.
3.4. Propriedades do aço AISI-D6
O aço AISI-D6 se encontra classificado no grupo dos aços para trabalho a frio de alta liga e temperáveis em óleo. Este aço possui carbono e cromo elevados - 2,1% C e 12% Cr, tem excelente resistência ao desgaste, que lhe é atribuída pelos numerosos carbonetos de cromo, ao quais são duros, e não deformabilidade.
O aquecimento para têmpera deve ser muito lento e uniforme. As temperaturas de têmpera variam de 955 °C a 995 °C. O revenido, realizado entre temperaturas de 200 °C a 540 °C tem os objetivos de aliviar as tensões resultantes da têmpera e promover a precipitação de carbonetos secundários, responsáveis por aumentar a resistência ao desgaste. As durezas finais de serviço variam de 58 a 64 Rockwell C. É preciso observar que estes aços estão sujeitos ao fenômeno de endurecimento secundário quando temperados de temperaturas superiores a 1000 °C [4].
De acordo com a Schmolz + Bickenbach, o aço Thyrodur 2436, similar ao AISI-D6, é um aço com elevada resistência ao desgaste e tenacidade inferior ao AISI-D2. Tem alta estabilidade dimensional. É usado para matrizes de corte para espessuras mais finas (<2 mm), corte de papel e
plásticos, repuxo, calibres, núcleo de fieiras para trefilação, rolos para brunimento e polimento, lâminas de cisalhamento e ferramentas para estampagem profunda [2].
A Villares Metals apresenta o VC-131 como aço similar ao AISI-D6 e afirma que seu aço é adequado para cortes de chapa de alto silício e chapas de aço de até 4 mm de espessura, podendo ser aplicado em guias para máquinas operatrizes, réguas para retificadoras, peças de desgaste de calibres, micrômetros e ferramentas em geral, que necessitam possuir máxima resistência à abrasão e retenção de corte [1].
As composições químicas para o aço VC-131, Thyrodur 2436 e a composição normatizada pela AISI para o aço D6 estão apresentadas na tabela 1.
Tabela 1: Composição química dos aços fornecidos pela Villares Metals e Shmolz + Bickenbach, similares ao AISI-D6.
Aço C Cr Mn W V
VC-131 [1] 2,10 11,5 0,30 0,70 0,15 Thyrodur 2436 [2] 2,10 12,0 0,35 1,0 -
AISI-D6 [4] 2,25 12,0 0,35 1,0 -
3.5. Tratamento térmico
Tratamento térmico é o conjunto de operações de aquecimento e resfriamento a que são submetidos os aços, sob condições controladas de temperatura, tempo, atmosfera e velocidade de esfriamento, com o objetivo de alterar as suas propriedades ou conferir-lhes características determinadas [4].
3.5.1. Têmpera
A têmpera consiste no resfriamento rápido do aço de uma temperatura elevada o suficiente para promover a máxima dissolução de carbonetos na austenita, sem que ocorra
crescimento de grãos - para o AISI D6 deve ser superior a 950 ºC. Este resfriamento geralmente é efetuado por imersão em água, óleo, solução polimérica ou sal, embora o ar forçado seja, em algumas vezes, usado [5]. O objetivo precípuo da têmpera é a obtenção da estrutura martensítica, ou, sob o ponto de vista de propriedades mecânicas, é o aumento do limite de resistência à tração do aço e também da sua dureza.
A temperatura de aquecimento para têmpera deve ser superior à da linha de transformação A1, para os aços hipereutetóides, quando a estrutura consistirá de grãos de austenita e cementita, em vez de ferrita e cementita. Para os aços hipoeutetóides, a temperatura de aquecimento deve ser superior a linha de transformação A3, para que se tenha exclusivamente austenita, que se transformará em martensita no resfriamento rápido subseqüente. As linhas de transformação podem ser visualizadas na figura 1, que apresenta o diagrama de fases da liga Fe-C.
Após temperado, o aço apresenta-se em estado de apreciáveis tensões internas, tanto de natureza estrutural como de natureza térmica. Estas tensões internas e excessiva dureza podem ser atenuadas pelo reaquecimento do aço temperado a temperaturas determinadas, que constitui o revenido [4].
3.5.2. Revenido
O revenido é o processo realizado no aço após a têmpera, no qual o mesmo é aquecido até temperaturas abaixo da faixa de transformação A1 e resfriado à taxas baixas, objetivando aumentar a ductibilidade e tenacidade. O revenido permite obter valores específicos de propriedades mecânicas e o alívio de tensões, assegurando estabilidade dimensional [5].
O aquecimento da martensita permite a reversão do reticulado instável ao reticulado estável cúbico centrado, produz reajustes internos que aliviam as tensões e, além disso, uma precipitação de partículas de segunda fase (carbonetos, nitretos e carbonitretos) que crescem e se aglomeram, de acordo com a temperatura e o tempo.
Na operação de revenido, importa não só a temperatura de tratamento, como igualmente o tempo de permanência à temperatura considerada, o que pode ser comprovado pelo exame da figura 2. A influência maior se verifica no início, diminuindo com intervalos de temperaturas maiores [4].
Figura 2: Influência do intervalo de tempo no revenido de um aço com 0,82% C, realizado a quatro temperaturas diferentes [4].
3.5.3. Tratamento térmico do aço AISI-D6
A Villares Metals afirma que o alívio de tensões pré-têmpera deve ser realizado após a usinagem, sendo necessário em peças com gravuras e perfis, nas quais a retirada de material tenha sido superior a 30%, a fim de minimizar as distorções durante a têmpera. O procedimento de alívio deve envolver aquecimento lento até temperaturas entre 500 ºC e 600 °C e resfriamento em forno até a temperatura de 200 °C. Se aplicado após a utilização em serviço da ferramenta, o
alívio de tensões deve ser realizado em uma temperatura 50 °C inferior a temperatura do último revenimento.
O aquecimento para têmpera deve ser entre 950 e 970 °C, com pré-aquecimento das ferramentas em temperaturas entre 500 e 600 ºC por uma hora, aproximadamente. O resfriamento pode ser realizado em óleo apropriado, com agitação e aquecido entre 40 ºC e 70 °C, em banho de sal fundido, mantido entre 500 e 550 °C ou ao ar calmo.
As ferramentas devem ser revenidas imediatamente após a têmpera, tão logo atinjam 60 °C. Fazer, no mínimo, 2 revenimentos e entre cada revenimento as peças devem resfriar lentamente até a temperatura ambiente. O tempo de revenimento deve ser de, no mínimo, 2 horas. Para peças maiores que 70 mm, deve-se calcular o tempo em função de sua dimensão. Considerar uma hora para cada 25 mm de espessura. As temperaturas de revenimento devem ser escolhidas conforme a dureza desejada [1]. A curva de dureza [HRC] x Temperatura de revenimento para o aço VC-131 está apresentada a seguir para o aço VC-131 e para o Thyrodur 2436 conforme as figura 3 e 4, respectivamente.
Figura 4: Curva de Dureza x Temperatura de revenimento para o aço Thyrodur 2436 [2].
De acordo com Berend Snoeijer, “O aço VC-131 é fornecido no estado recozido, sendo que nesta condição o carbono e os demais elementos de liga (Cr, W e V) formam carbonetos primários de dimensões bastante grandes (áreas apresentadas brancas na metalografia). No tratamento de têmpera ocorre a dissolução parcial destes carbonetos na austenita.
Com o resfriamento em óleo, a austenita super saturada de C e elementos de liga se transforma parcialmente em martensita. Parte da austenita fica como austenita retida e os carbonetos primários que não se dissolveram continuam na estrutura sem qualquer alteração.
Normalmente este aço apresenta entre 35 a 45% de austenita retida após resfriamento em óleo. A austenita retida possui baixa dureza e é metaestável. Em princípio a presença desta austenita retida é bastante interessante, uma vez que, como é mole, absorve boa parte das tensões oriundas da transformação daquela parcela da estrutura que se transformou em martensita. A austenita retida por ser metaestável se transforma em martensita/bainita inferior na operação de revenido. Neste sentido se faz um duplo revenido no aço.
D u re za ( H R c) Temperatura de Revenimento (°C)
O primeiro revenido promove: Precipitação de carbonetos secundários, finamente dispersos (de forma arredondada) e de pequeníssimo tamanho, muitas vezes não visíveis ao microscópio óptico mesmo com grandes aumentos; O alívio de tensões da martensita formada no resfriamento; A transformação da austenita retida em martensita/bainita inferior.
O segundo revenido promove o alívio de tensões do produto de transformação da austenita retida bem como a precipitação de carbonetos secundários igualmente de pequeníssimo tamanho.
O revenido para este aço normalmente é feito entre 200 e 280 °C. O primeiro entre as temperaturas de 200 a 250 °C e o segundo entre as temperaturas de 200 a 220 °C. O tempo de permanência a estas temperaturas normalmente é bastante longo, uma vez que se quer a precipitação de carbonetos secundários, que ocorre pelo mecanismo da difusão, e a difusão a temperaturas baixas é bastante lenta. Sem a precipitação destes carbonetos, mesmo que a dureza seja elevada, se verifica uma redução sensível da resistência ao desgaste.” [6].
3.6. Tratamento térmico tradicional da empresa
A Industrial Pagé realiza a têmpera para punções em forno mufla ou ainda a têmpera na forja. Independentemente do método, o operador utiliza a experiência própria para definir os parâmetros do tratamento térmico.
3.6.1. Têmpera em forno
Quando se tem um grande volume de peças para temperar, utiliza-se a têmpera em forno. Neste método de têmpera as peças são colocadas dentro de uma caixa com carvão vegetal. Esta caixa, com as peças, é colocada no interior do forno. Este é fechado e, a partir da temperatura ambiente, o forno é aquecido até a temperatura de 980 ºC. Este aquecimento leva em torno de 3 horas.
A temperatura é mantida constante a 980 ºC por 80 minutos e em seguida as peças são retiradas do forno e mergulhadas no óleo. O óleo é adequado para o tratamento, todavia,
encontra-se em um tanque sem agitação, ficando o fluido em repouso durante o resfriamento das peças.
Como o revenimento é realizado no mesmo forno da têmpera, é necessário um tempo mínimo de 17 horas para que o forno retorne a temperatura ambiente, possibilitando o início do revenido. Durante este período as peças são mantidas no óleo para evitar oxidação das mesmas, já que de qualquer modo as peças precisam ficar fora do forno até que este esfrie, permitindo o revenido.
Segundo as informações técnicas do óleo de têmpera, o produto é formulado com óleos básicos minerais, de características parafínicas, contendo aditivos anti-oxidantes especiais. O óleo oferece resistência à oxidação e proteção interoperacional à corrosão pós têmpera. É indicado para têmpera de aço ferramenta e aços com alto teor de carbono [7].
Para o revenimento, as peças são recolocadas no forno e aquecidas até 360 ºC. Leva-se 1 hora até que o forno atinja esta temperatura. Após 80 minutos à temperatura de 360 ºC as peças são retiradas do forno e novamente imersas no óleo, até que se atinja a temperatura ambiente.
3.6.2. Têmpera na forja
Quando se precisa de uma peça em caráter de urgência, segundo a empresa, não é viável realizar a têmpera em forno de apenas uma ou duas peças, então se realiza o tratamento térmico na forja.
A forja é acesa com carvão vegetal como combustível. Uma labareda é mantida por uma corrente de ar ascendente no interior da forja. A peça é colocada em meio ao carvão e mantida até que a mesma se torne vermelha. Para peças de pequena espessura (<10 mm) este tempo gira em torno de 5 minutos. A peça é em seguida mergulhada no óleo e mantida até que a mesma possa ser segurada com a mão.
Ao atingir a temperatura ambiente, a peça é retirada do óleo e lixada para remoção da “carepa” que se forma sobre a superfície da peça. Em seguida faz-se o revenimento, que consiste em recolocar a peça na brasa e deixá-la até que a mesma atinja coloração amarelada (para pequenas espessuras) ou azulada (para espessuras maiores). Este período, até que a peça atinja a
coloração desejada, gira em torno de 5 minutos, para as peças de pequena espessura, e 10 minutos para as espessuras maiores. Na seqüência a peça é mergulhada novamente em óleo.
4. METODOLOGIA
4.1. Materiais e métodos
4.1.1. Corpos de prova – Material e obtenção
Os 25 corpos de prova (CPs) utilizados no experimento foram provenientes de uma única barra de aço Thyrodur 2436, similar ao AISI-D6, fornecido pela Schmolz + Bickenbach.
Os corpos de prova têm o mesmo diâmetro da barra, 25,4 mm, com comprimento de 50,8 mm. Não foi realizada operação de usinagem nos CPs.
4.1.2. Tratamento térmico
Para o tratamento térmico de têmpera e revenido foi utilizado um forno mufla Brasimet, com capacidade de atingir temperaturas de até 1300 °C.
A temperatura do forno foi monitorada por um termopar tipo K, da marca Minipa MTK-16.
Os CPs permaneceram no interior de uma caixa com carvão vegetal durante o aquecimento e manutenção da temperatura de austenitização.
O óleo de têmpera utilizado é o mesmo daquele utilizado tradicionalmente pela Empresa, conforme já descrito em item anterior. Ressalta-se que não há agitação do óleo durante o resfriamento das peças.
4.1.3. Preparação dos corpos de prova e análise metalográfica
Os CPs foram cortados numa cortadeira da marca Arotec, modelo Cor-40, utilizando-se discos para corte de aço ferramenta marca Arotec-AA4.
O lixamento se deu com lixas marca Carborum, nas malhas 80, 120, 220, 320, 400, 600 e 1200 mesh, em politriz automática, marca Aropol, fabricada pela Arotec, utilizando rotação de 10 Hz.
O polimento foi realizado com panos de pelo alto, utilizando-se alumina 1,0 µm e 0,3 µm como agente abrasivo.
As amostras foram atacadas em solução de ácido nítrico – Nital – a 2%.
A análise de imagem em MO - Microscopia Ótica - foi realizada com o microscópio ótico marca Leica, modelo DM 4000M.
A análise de imagem em MEV – Microscopia Eletrônica de Varredura – foi realizada com o MEV marca Philips XL30S. FEG.
A composição química foi possível com a utilização da técnica EDS – Energy Dispersive X-Ray Fluorescence – a qual é realizada juntamente com o MEV.
4.1.4. Ensaio de dureza
O durômetro utilizado para o ensaio de dureza Rockwell C dos corpos de prova temperados e para os punções fraturados foi um WPM – Veb Werkstoffprunachinen Leipzig. A carga utilizada varia de 10 Kgf (100 N) a 150 Kgf (1500 N) e o identador é um cone de diamante de ângulo 120°.
No corpo de prova recozido foi utilizado durômetro Brinell marca Heckert. A carga utilizada foi de 62,5 Kgf (625 N) e o identador é uma esfera de aço de 2,5 mm.
4.2. Procedimento experimental
4.2.1. Vida útil dos punções
Para o levantamento da vida útil dos punções utilizados na furação da chapa lateral dos silos, temperados de acordo com o método tradicional da empresa Industrial Pagé, foi acompanhado o desempenho de 5 punções em serviço.
Estes punções começaram a fraturar após a furação de aproximadamente 1800 furos, sendo que cada punção faz 1 furo por chapa. O último punção a fraturar fez 2270 furos.
Foram furadas chapas de diferentes espessuras e em diferentes quantidades, de acordo com a demanda da empresa, A seqüência das chapas está apresentada a seguir, conforme tabela 2.
As chapas são de aço SAE 1020 galvanizadas, fornecidas em bobinas pela Vega do Sul.
Tabela 2: Seqüência das chapas furadas pelos punções temperados de acordo com o método tradicional da Empresa.
Espessura da chapa (mm) Quantidade de chapas
3,00 180 1,95 900 2,30 250 1,55 350 0,95 300 2,65 195 1,30 95
Média ponderada = 1,91 * Total = 2270
* A média ponderada é igual a soma dos produtos de cada espessura de chapa pela quantidade de chapas furadas dividido pelo total de chapas, ou seja:
Média Ponderada = Σ Ec . Qc onde, Σ Qc
Ec é a espessura da chapa
Dois destes punções fraturados foram analisados em microscopia ótica e análise de dureza.
4.2.2. Tratamento térmico dos corpos de prova
Como os CPs não foram usinados não foi necessário o procedimento de alívio de tensões, que ocorreria antes da têmpera para prevenir eventuais distorções dimensionais.
Dos 25 CPs, devidamente numerados, 24 foram tratados termicamente de modos distintos e o último foi reservado para análise de dureza e imagem em microscopia ótica do material apenas recozido, do modo em que é fornecido à Empresa.
Os tratamentos térmicos dos CPs foram realizados do seguinte modo:
• Têmpera: 950 °C, 1000 °C e 1050 °C por 30 minutos, seguido de resfriamento em óleo. • Têmpera: 950 °C, 1000 °C e 1050 °C por 45 minutos, seguido de resfriamento em óleo.
Foram realizados três revenimentos, sendo o primeiro a 220 °C por 3 horas, seguido de resfriamento em forno até a temperatura ambiente. O segundo revenido se deu a 220 °C por 3 horas, com resfriamento em forno até a temperatura ambiente. O terceiro e último revenido se deu a 180 °C por 3 horas, seguido de resfriamento em forno.
A tabela 3 mostra as temperaturas e os tempos de tratamento térmico para os 24 CPs tratados.
Tabela 3: Condições do tratamento térmico dos corpos de prova. Corpo de Prova Temperatura de austenitização (°C) Tempo de austenitização (min) Revenimento 1 Revenimento 2 Revenimento 3 1 950 30 - - - 2 950 30 220 °C - 3h - - 3 950 30 220 °C - 3h 220 °C - 3h - 4 950 30 220 °C - 3h 220 °C - 3h 180 °C - 3h 5 950 45 - - - 6 950 45 220 °C - 3h - - 7 950 45 220 °C - 3h 220 °C - 3h - 8 950 45 220 °C - 3h 220 °C - 3h 180 °C - 3h 9 1000 30 - - - 10 1000 30 220 °C - 3h - - 11 1000 30 220 °C - 3h 220 °C - 3h - 12 1000 30 220 °C - 3h 220 °C - 3h 180 °C - 3h 13 1000 45 - - - 14 1000 45 220 °C - 3h - - 15 1000 45 220 °C - 3h 220 °C - 3h - 16 1000 45 220 °C - 3h 220 °C - 3h 180 °C - 3h 17 1050 30 - - - 18 1050 30 220 °C - 3h - - 19 1050 30 220 °C - 3h 220 °C - 3h - 20 1050 30 220 °C - 3h 220 °C - 3h 180 °C - 3h 21 1050 45 - - - 22 1050 45 220 °C - 3h - - 23 1050 45 220 °C - 3h 220 °C - 3h - 24 1050 45 220 °C - 3h 220 °C - 3h 180 °C - 3h
Através da tabela torna-se mais fácil de perceber que os corpos de prova “1”, “5”, “9”, “13”, “17” e “21” foram apenas temperados. Os CPs “2”, “6”, “10”, “14”, “18” e “22” foram temperados e uma vez revenido. Os CPs “3”, “7”, “11”, “15”, “19” e “23” foram temperados e submetidos ao primeiro e ao segundo revenimento, enquanto os CPs “4”, “8”, “12”, “16”, “20” e “24” foram temperados e três vezes revenidos.
Além dos CPs tratados conforme tabela acima, também foram preparados dois corpos de prova para análise metalográfica dos punções fraturados, que foram temperados de acordo com o método tradicional da Pagé.
4.2.3. Preparação metalográfica e dureza
Todos os CPs foram cortados transversalmente a meia distância de seu comprimento, de modo a possuírem, após o corte, o diâmetro igual ao seu comprimento, ou seja, 25,4 mm. Os punções fraturados possuem diâmetros de 11 mm e 16 mm, cortados na cabeça e no corpo.
Devido à facilidade de manuseio não foi necessário embutir os CPs.
O lixamento das amostras se deu a partir da lixa de malha 80 mesh, passando na seqüência para as lixas 120, 220, 320, 400, 600, e finalmente, 1200 mesh.
Após lixamento se deu o polimento utilizando alumina 1,0 µm, seguido de polimento com alumina 0,3 µm.
O ataque químico com nital a 2% foi realizado até que a amostra deixa-se de apresentar brilho em sua superfície, tornando-se fosca. O período de ataque varia de amostra para amostra, sendo que em média 30 segundos de contato da amostra com nital foram suficientes para a revelação microestrutural.
As amostras tiveram suas microestruturas analisadas em MO antes e depois do ataque em aumentos de 50x, 100x, 200x, 500x e 1000x.
Após análise em MO, seis amostras, sendo uma para cada situação de tratamento térmico, foram analisadas em MEV, buscando uma melhor revelação da fase austenita retida e precipitação de carbonetos secundários.
A composição química dos carbonetos e da matriz para as situações de tratamento térmico também foi determinada.
Para o corpo de prova recozido foi feito ensaio de dureza Brinell. O ensaio de dureza Rockwell C foi realizado nos corpos de prova temperados, ou seja, nos CPs “1” a “24”, e nos punções fraturados. Foram realizadas cinco identações em cada corpo de prova, sendo, em seção transversal, a primeira no núcleo e as seguintes eqüidistantes entre si na direção do núcleo à superfície.
4.2.4. Emprego dos punções de melhores resultados
Foram produzidos, e colocados em serviço, 5 punções com o seguinte ciclo térmico: Austenitização a 1000 °C por 45 minutos
Resfriamento em óleo Revenimento a 220 °C Resfriamento em forno Revenimento a 220 °C Resfriamento em forno5. RESULTADOS E DISCUSSÕES
5.1. Análise de imagem
5.1.1. Análise de imagem utilizando MO
O corpo de prova apenas recozido apresentou carbonetos bem distribuídos numa matriz perlítica, como se pode observar pela figura 5.
Figura 5: Corpo de prova recozido. Carbonetos (regiões claras) dispersos em matriz perlítica (fase escura). Ataque nital 2%. Aumento 100x.
Em todos os corpos de prova foram encontradas inclusões de óxidos, sendo que a presença destes é mais marcante nas regiões próximas à superfície. A figura 6 mostra um caso grosseiro da presença destes óxidos para o CP “20”.
Figura 6: CP “20”. Presença grosseira de inclusões de óxidos (pontos pretos). Região próxima à superfície. Sem ataque. Aumento 50x.
Algumas trincas foram observadas na maioria dos corpos de prova, exceto os CPs “1”, “6”, “12”, “14” e os punções fraturados na Empresa. É bem provável que essas trincas sejam resultado do resfriamento em óleo, o qual, mesmo sendo indicado para esta aplicação, possui alto poder de remoção de calor das peças, com choque térmico suficiente para a produção das trincas. Esses defeitos foram observados na região do núcleo dos corpos de prova e caminhando em direção a superfície, porém nem sempre alcançando a mesma. A origem das trincas na região central pode ser atribuída às tensões trativas oriundas da fase austenita formada na têmpera. Na região próxima à superfície ocorre maior formação de martensita – devido ao resfriamento mais brusco que no centro dos CPs, apresentando um estado de tensões compressivas nesta região, o que impede a propagação das trincas na superfície. A figura 7 mostra uma representação esquemática desse estado de tensões. A figura 8 mostra a presença de duas trincas no CP “11”. Não é observada variação na microestrutura nas regiões próximas as trincas, como se pode visualizar pela figura 9, que mostra a região central do CP “3” com a presença de duas trincas.
Figura 7: Distribuição de tensões nos Corpos de Prova. Na região de núcleo as tensões são trativas, oriundas da fase austenita, enquanto na superfície as tensões são compressivas, devido à
martensíta. Tensões Compressivas. Martensita Tensões Compressivas. Martensita Tensões Trativas. Austenita
Figura 8: CP “11”. Encontro de duas trincas de dimensões bastante expressivas. Região central. Sem ataque. Aumento 50x.
Figura 9: CP “3”. Encontro de duas trincas na região central do corpo de prova. Não se verifica diferença microestrutural nas regiões próximas a trinca. Ataque nital 2%. Aumento 100x.
Os corpos de prova apenas temperados e aqueles temperados e revenidos apresentaram microestrutura bastante semelhantes, com a presença de uma matriz martensítica com austenita
retida para os corpos de prova apenas temperados e sem austenita retida para os corpos de prova revenidos. Os carbonetos se encontram dispersos na matriz. A presença de carbonetos secundários, oriundos do revenimento é de difícil observação com microscopia ótica, sendo necessário maiores ampliações, como 1000x ou 2000x, conseguidas em MEV e apresentadas em item posterior, para a sua detecção. A figura 10 mostra a microestrutura do CP “1”, a qual é uma amostra que representa bem a microestrutura encontrada nos CPs temperados.
Figura 10: CP “1”. Presença de matriz martensítica com austenita retida e carbonetos dispersos para a amostra temperada a 950 °C por 30 minutos. Região central. Ataque nital 2%. Aumento
100x.
A figura 11 apresenta a microestrutura do CP “1” com maior aumento, em 500x. Os carbonetos estão bem distribuídos e podem ser observados como as regiões claras com contornos bem definidos. A austenita retida está presente e aparece como aquelas regiões claras onde não ocorre contorno entre as fases, aparecendo ao microscópio ótico como uma rede no interior da matriz martensítica.
Figura 11: CP “1”. As regiões claras em forma de rede (sem contorno definido) correspondem a austenita retida, enquanto os carbonetos apresentam contornos bem definidos. Matriz martensita.
Região central. Ataque nital 2%. Aumento 500x.
O CP “14”, como será visto a seguir, foi o corpo de prova que apresentou a maior dureza entre todas as amostras. Este corpo de prova foi temperado a 1000 °C por 45 minutos e revenido uma única vez a 220 °C por 3 horas. A microestrutura se apresenta bastante homogênea, com os carbonetos bem dispersos e refinados, resultado da boa diluição dos mesmos durante a austenitização. A figura 12 apresenta a microestrutura deste corpo de prova.
Figura 12. CP “14”. O corpo de prova que apresentou a maior dureza entre os demais também apresentou uma boa homogeneidade microestrutural. Região próxima à superfície. Ataque nital
2%. Aumento 500x.
O CP “3” apresentou a menor dureza entre todas as amostras. Este corpo de prova foi temperado a 950 °C e duplamente revenido na temperatura de 220 °C por 3 horas. Através da figura 13, nota-se a menor homogeneidade da microestrutura, com os carbonetos bastante grosseiros e mal distribuídos.
Figura 13: CP “3”. Carbonetos grosseiros e mal distribuídos na matriz martensítica revenida. Região central. Ataque nital 2%. Aumento 500x.
Os punções temperados pelo método tradicional da Pagé e fraturados na Empresa apresentaram microestrutura de acordo com o esperado para o aço temperado e revenido. Assim como nas demais amostras se observou à presença de inclusões de óxidos. Os carbonetos estão distribuídos na microestrutura martensítica, porém com pouca diluição. Não foram identificadas trincas nos punções temperados e fraturados na Pagé, como se observa na figura 14.
Figura 14: Microestrutura do punção fraturado na Pagé, temperado de acordo com o método tradicional da Empresa. Região próxima à superfície. Ataque nital 2%. Aumento 200x.
5.1.2. Análise de imagem utilizando MEV
As análises de imagens em MEV mostraram dependência do tamanho e distribuição dos carbonetos em função do tempo e da temperatura de austenitização. Para a temperatura de 950 °C, não se percebeu variação microestrutural entre os tempos de austenitização de 30 e 45 minutos, relativos ao CP “4” e CP “8”, respectivamente. A microestrutura apresenta carbonetos primários grosseiros, resultado da má dissolução destes na matriz durante a austenitização. Os carbonetos secundários não foram encontrados, porém uma pequena quantidade de austenita retida está presente, como se observa pela figura 15 que apresenta a microestrutura do CP “8” obtida em MEV.
Figura 15: CP “8”. Os carbonetos (regiões escuras / circuladas) estão mal distribuídos na matriz martensítica (fase mais clara). Ataque nital 2%. Aumento 1000x.
As microestruturas dos corpos de prova “12” e “16”, ambos austenitizados a 1000 °C, sendo o primeiro por um período de 30 minutos e o segundo por 45 minutos apresentaram precipitação de carbonetos secundários, principalmente nos contornos de grão. Os carbonetos primários estão mais bem dissolvidos na matriz, devido a maior difusão na temperatura de austenitização. Uma pequena quantidade de austenita retida ainda está presente. A figura 16 mostra a microestrutura do CP “16”, austenitizado a 1000 °C por 45 minutos.
Figura 16: CP “16”. Melhor dissolução dos carbonetos na matriz. Ataque nital 2%. Aumento 1000x.
Os CPs “20” e “24” apresentaram estruturas bastante semelhantes, com carbonetos primários mais bem dissolvidos que os demais CPs, porém com uma estrutura de grãos grosseiros. A figura 17 mostra a microestrutura do CP “20”.
5.2. Composição química
Através da análise química procurou-se relacionar a temperatura e o tempo de austenitização com a composição química dos carbonetos e da matriz. Os teores de Tungstênio e de Cromo são os mais importantes e estão apresentados a seguir, conforme tabela 4.
Tabela 4: Composição química de acordo com análise EDS. Corpo de Prova Região W %(*) Cr %(*)
4 Carboneto 1,77 35,95 8 Matriz 1,27 7,50 16 Matriz 1 1,59 7,66 16 Matriz 2 1,69 7,92 20 Carboneto 3,57 44,42 20 Matriz 2,02 7,73 24 Matriz 2,16 8,34 24 Carboneto 2,39 46,23 (
*) Porcentagem em peso do elemento considerado.
A análise química mostra que o teor de Tungstênio na matriz aumenta com o aumento do tempo e da temperatura de austenitização, resultado da maior difusão destes elementos na matriz, devido a difusão se tornar cada vez mais facilitada por temperaturas e tempos (na temperatura de austenitização) maiores. O mesmo fato é observado também para o teor de cromo na matriz.
Em relação aos carbonetos, o teor de Tungstênio aumenta quando se passa da temperatura de austenitização a 950 °C para 1050 °C. O mesmo fato se observa para o cromo, onde o teor deste elemento passa de 35,95 % com temperatura de austenitização a 950 °C para 46,23 % quando austenitizado a 1050 °C.
Era de se esperar que o teor de Tungstênio e de Cromo diminuísse na matriz à custa do aumento do teor destes elementos na matriz com o aumento da temperatura de austenitização, todavia foi observado que o teor destes elementos também aumenta nos carbonetos. A explicação para tal fato pode ser relacionada ao diagrama de fases, por exemplo, onde em maiores
temperaturas se torna possível uma maior concentração do elemento de liga na matriz, que neste caso seria o carboneto. Como a têmpera mantém uma estrutura de carbonetos “congelada” da austenitização, o teor de cromo e tungstênio é maior quando se tem maiores temperaturas de austenitização.
Fazendo uma analogia ao Diagrama de Fases, figura 18, pode-se observar que a concentração de carbono na austenita para as temperaturas de 950, 1000 e 1050 °C é de aproximadamente 1,4, 1,5 e 1,6%, respectivamente, ou seja, ocorre aumento da concentração de soluto na matriz conforme se aumenta a temperatura.
Figura 18: Diagrama Fe-C, apresentando a concentração de C na austenita a temperaturas de 950, 1000 e 1050 °C.
Como visto na tabela 4, a concentração de W e Cr, tanto na matriz como nos carbonetos, também aumenta com o aumento da temperatura de austenitização, assim como ocorre para a concentração de carbono na austenita.
Vale ressaltar, que o diagrama de fases da figura 18, não se aplica ao aço Thyrodur 2436, similar ao AISI D6, devido ao carbono, em sua grande parte, estar combinado na forma de carbonetos, contudo esse diagrama serve para explicar o fenômeno constatado.
Para explicar a redução da quantidade da fase carbonetos em função do aumento da temperatura de austenitização, também se pode utilizar o diagrama da figura 18. A concentração da fase Fe3C, a 950 °C, por exemplo corresponde a parte representada pela letra “C” dividido pelo comprimento total da barra “C” + “Z”. Conforme se aumenta a temperatura de
austenitização, o comprimento da barra correspondente a concentração do carboneto diminui, conforme pode ser visto para a barra “B” (1000 °C) e “A” (1050 °C).
A concentração dos carbonetos em função da temperatura de austenitização no experimento obedeceu à mesma regra do diagrama, diminuindo com o aumento da temperatura, conforme se pode observar pela figura 19.
Figura 19: A concentração de carbonetos na matriz diminui com o aumento da temperatura de austenitização.
5.3. Ensaio de Dureza
Os valores de dureza para os corpos de prova e para o punção temperado de modo tradicional na Pagé e fraturado em serviço estão apresentados a seguir, conforme tabela 5.
Tabela 5: Valores de dureza para os corpos de prova em estudo. Corpo de prova Dureza média* HRc Corpo de prova Dureza média* HRc
1 52,2 14 61,0 2 56,1 15 57,5 3 46,2 16 60,2 4 47,1 17 58,4 5 58,9 18 55,7 6 59,9 19 55,2 7 56,8 20 56,9 8 57,4 21 55,0 9 54,6 22 56,1 10 52,0 23 55,1 11 50,1 24 56,6 12 51,4 Punção fraturado 56,0 13 60,7 Amostra recozida 210,6 HB**
(*) Valor médio das cinco impressões realizadas ao longo da seção transversal.
(**) Através do ensaio de Dureza Rockwell não foi possível analisar a amostra recozida devido a sua baixa dureza. Utilizou-se a escala de dureza Brinell.
A partir da tabela 5 pode-se realizar as seguintes afirmações a respeito dos corpos de prova em estudo:
• A maior dureza para a situação somente temperado é de 60,7 HRc para o CP “13”, o qual foi austenitizado a 1000 °C por 45 minutos;
• A menor dureza para a situação somente temperado é de 52,2 HRc para o CP “1”, o qual foi austenitizado a 950 °C por 30 minutos;
• A maior dureza para a situação temperado e revenido uma única vez é de 61,0 HRc para o CP “14”, o qual foi austenitizado a 1000 °C por 45 minutos e revenido a 220 °C por 3 horas;
• A menor dureza para a situação temperado e revenido uma única vez é de 52,0 HRc para o CP “10”, o qual foi austenitizado a 1000 °C por 30 minutos e revenido a 220 °C por 3 horas;
• A maior dureza para a situação temperado e duplamente revenido é de 57,5 HRc para o CP “15”, o qual foi austenitizado a 1000 °C por 45 minutos e duplamente revenido a 220 °C por 3 horas;
• A menor dureza para a situação temperado e duplamente revenido é de 46,2 HRc para o CP “3”, o qual foi austenitizado a 950 °C por 30 minutos e duplamente revenido a 220 °C por 3 horas;
• A maior dureza para a situação temperado e triplamente revenido é de 60,2 HRc para o CP “16”, o qual foi austenitizado a 1000 °C por 45 minutos, duplamente revenido a 220 °C por 3 horas e submetido ao terceiro revenido a 180 °C por 3 horas;
• A menor dureza para a situação temperado e triplamente revenido é de 47,1 HRc para o “CP” 4, o qual foi austenitizado a 950 °C por 30 minutos, duplamente revenido a 220 °C por 3 horas e submetido ao terceiro revenido a 180 °C por 3 horas;
A partir dessas afirmações pode-se constatar que a situação de têmpera a 950 °C por 30 minutos e seus respectivos revenidos constitui o resultado de menor dureza, enquanto a situação de têmpera a 1000 °C por 45 minutos e respectivos revenidos constitui o maior conjunto de dureza obtido nos experimentos.
Através dos resultados observou-se ainda que, dentro de cada situação de têmpera, a dureza no primeiro revenimento é maior que aquela encontrada no segundo revenimento e a dureza aumenta em torno de 1 HRc do segundo para o terceiro revenimento em todas as 6 situações analisadas.
Para temperaturas de austenitização de 950 °C e 1000 °C a dureza das amostras com tempo de austenitização de 45 minutos é, em média, 5 HRc maior que as amostras temperadas por 30 minutos.
A dureza ao longo da seção transversal é mais homogênea nas peças temperadas por 45 minutos, exceto para temperaturas de austenitização de 1050 °C, onde não foram observadas variações em função do tempo de tratamento.
Relacionando os resultados obtidos de dureza com a análise microestrutural, observa-se que a mesma aumenta com o aumento do tempo e da temperatura de austenitização até 1000 °C a 45 minutos. A partir desta temperatura, passa a ocorrer crescimento de grão, diminuindo a resistência mecânica do material e, com ela, as propriedades de dureza.
Entre as 6 situações de têmpera, o tratamento térmico realizado a 1000 °C por 45 minutos se mostrou a melhor situação em relação às propriedades de dureza.
5.4. Vida útil dos punções
Os punções termicamente tratados de acordo com o melhor resultado obtido nos experimentos e submetidos ao serviço para obtenção da sua vida útil trabalharam por um período de dois meses, sem sofrer fratura, correspondendo a 4505 furações, com espessura de chapa média de 2,57 mm.
A vida útil dos punções tradicionalmente temperados pela Pagé, como visto anteriormente, foi de 2270 furos com espessura de 1,91 mm. Comparando com os punções do experimento, estes furaram o dobro de peças, em espessura média 35% superior aquelas chapas furadas pelos punções tradicionais.
Como os punções teste não fraturaram até o fechamento deste trabalho, os dados relativos aos mesmos não são finais, entretanto são os números obtidos até o presente momento.
6. CONCLUSÕES
Através do tratamento térmico foi possível alterar a microestrutura do aço Thyrodur 2436, semelhante ao AISI D6, com conseqüente alteração na dureza. Dentre as temperaturas e tempos de austenitização testados, obtiveram-se resultados superiores e inferiores ao tratamento térmico tradicional da Pagé, tanto em termos de microestrutura quanto de dureza.
A têmpera que apresentou os melhores resultados foi a 1000 °C por 45 minutos. O emprego de punções tratados de acordo com este tratamento apontou vida útil duas vezes superior aos punções tradicionalmente fabricados e temperados na Pagé.
A microestrutura obtida com o punção austenitizado a 1000 °C por 45 minutos apresentou boa diluição de carbonetos na matriz, com conseqüente ganho de dureza, sendo até 4 HRc superior ao punção tradicionalmente temperado pela Pagé. Este, por sua vez, apresentou microestrutura com pouca diluição de carbonetos na matriz, o que resultou em dureza inferior àquela recomendável após a têmpera, indicada pelo fornecedor do aço.
A austenitização realizada a 950 °C não possibilitou uma satisfatória diluição dos carbonetos na matriz, resultando em baixos valores de dureza. Em contrapartida, a austenitização a 1050 °C permitiu elevada diluição dos carbonetos, porém o crescimento exagerado de grãos produziu uma microestrutura grosseira, que também apresentou valores de dureza baixos.
Não se conseguiu relacionar a presença das trincas, observadas na maioria dos corpos de prova, à temperatura de austenitização, já que esses defeitos foram observados em todas as situações de tratamento térmico.
Os experimentos mostraram que a temperatura de austenitização tem influência direta na composição química da matriz e dos carbonetos, sendo que os teores de Cromo e Tungstênio se elevam, tanto na matriz quanto nos carbonetos, com o aumento da temperatura de austenitização.
7. REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS
[1] Villares Metals. Aços para trabalho a frio. VC 131. Julho 2003. Ficha técnica. 2p.
[2] Schmolz + Bickenback. Thyrodur 2436 – Aço para trabalho a frio. Ficha técnica. 1p.
[3] CALLISTER, William D. Jr. – Ciência e engenharia de materiais: Uma introdução. LTC, Rio de Janeiro. 2002.
[4] CHIAVERINI, Vicente. - Aços e ferros fundidos: Características gerais, tratamentos térmicos, principais tipos. Associação Brasileira de Metais, 6aed, São Paulo. 1990.
[5] ASM Handbook, desk edition, ASM international. Metals Park, Ohio. 1985.
[6] SNOEIJER, Berend. VC-131 [Mensagem pessoal]. Mensagem recebida por <paederson@hotmail.com> em 18 Junho 2004.
8. GLOSSÁRIO
Alívio de tensões: Tratamento térmico para remoção de tensões residuais. Austenita: Liga Ferro – Carbono com estrutura cristalina CFC.
Austenitização: Formação de austenita pelo aquecimento de uma liga ferrosa acima da Linha A1, ou seja, até dentro da região da fase austenita no diagrama de fases.
Bainita: Produto da transformação austenítica com microestrutura constituída de ferrita α e uma fina dispersão de cementita.
Carbonetos: Partículas duras, com elevada resistência ao desgaste, de Carbono ligado a um elemento metálico, como W ou Cr.
Ferrita: Liga Ferro – Carbono com estrutura cristalina CCC.
Martensita: Fase metaestável composta por ferro supersaturado com carbono, produto de uma transformação sem difusão da austenita.
Microestrutura: As características estruturais de uma liga (por exemplo, as estruturas do grão e da fase) que estão sujeitas a observação por microscópio.
Perlita: Uma microestrutura bifásica encontrada em alguns aços e ferros fundidos, que resulta da transformação da austenita com composição eutetóide e consiste em camadas alternadas (ou lamelas) de ferrita α e cementita.
Revenimento: Processo de alívio de tensões realizado após a têmpera em temperaturas inferior a linha de transformação A1.
Têmpera: Tratamento térmico que consiste em resfriar o aço a taxas altas o suficiente para a formação da estrutura martensítica. A taxa de resfriamento varia de acordo com o aço. O meio de resfriamento pode ser ar, óleo, água ou banho de sais.
ANEXO A: Cronograma
Atividade Fevereiro Março Abril Maio Junho
Escolha do tema e assunto
Revisão Bibliográfica
Realização dos experimentos
Elaboração do trabalho
Atividade Julho Agosto Setembro Outubro Novembro Realização dos experimentos
