UNIVERSIDADE DO ESTADO DE SANTA CATARINA – UDESC CENTRO DE CIÊNCIAS TECNOLÓGICAS – CCT DEPARTAMENTO DE ENGENHARIA MECÂNICA – DEM PROGRAMA DE PÓS – GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS – PGCEM

  

UNIVERSIDADE DO ESTADO DE SANTA CATARINA – UDESC

CENTRO DE CIÊNCIAS TECNOLÓGICAS – CCT

DEPARTAMENTO DE ENGENHARIA MECÂNICA – DEM

PROGRAMA DE PốS Ố GRADUAđấO EM CIÊNCIA E

  

ENGENHARIA DE MATERIAIS – PGCEM

  Formação: Mestrado em Ciência e Engenharia de Materiais DISSERTAđấO DE MESTRADO OBTIDA POR

  Valdir Celestino da Silva

  

“Obtenção de Compósitos de Matriz Metálica Através da Adição de

TiCN e WC na Base de HSS tipo M2 via Metalurgia do Pó”

  Apresentada em 27 / 02 / 2003 Perante a Banca Examinadora: Dr. César Edil da Costa – Presidente (UDESC) Dr. Cyro Takano (USP) Dr. Guilherme Ourique Verran (UDESC) Dr. Renato Goulart Jasinevícius (UDESC)

  UNIVERSIDADE DO ESTADO DE SANTA CATARINA – UDESC CENTRO DE CIÊNCIAS TECNOLÓGICAS – CCT DEPARTAMENTO DE ENGENHARIA MECÂNICA - DEM PROGRAMA DE PốS-GRADUAđấO EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS – PGCEM DISSERTAđấO DE MESTRADO Mestrando: Valdir Celestino da Silva – Engenheiro de Materiais Orientador: Prof. Dr. César Edil da Costa CCT/UDESC – JOINVILLE “Obtenção de Compósitos de Matriz Metálica Através da Adição de TiCN e WC na Base de HSS tipo M2 via Metalurgia do Pó”

  DISSERTAđấO APRESENTADA PARA OBTENđấO DO TễTULO DE MESTRE EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS DA UNIVERSIDADE DO ESTADO DE SANTA CATARINA, CENTRO DE CIÊNCIAS TECNOLÓGICAS – CCT, ORIENTADA PELO PROF. DR. CÉSAR EDIL DA COSTA.

  Joinville 2003

  UNIVERSIDADE DO ESTADO DE SANTA CATARINA – UDESC CENTRO DE CIÊNCIAS TECNOLÓGICAS – CCT COORDENAđấO DE PốS-GRADUAđấO - CPG

“Obtenção de Compósitos de Matriz Metálica Através da Adição de

TiCN e WC na Base de HSS tipo M2 via Metalurgia do Pó”

  por

  

Valdir Celestino da Silva

  Essa dissertação foi julgada adequada para a obtenção do título de

  

MESTRE EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS

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

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

  Dr. César Edil da Costa (presidente)

  Banca Examinadora: Dr. Cyro Takano

  USP Dr. Guilherme Ourique Verran

  Dr. Renato Goulart Jasinevícius FICHA CATALOGRÁFICA

  NOME: SILVA, Valdir Celestino da DATA DEFESA: 28/02/2003 LOCAL: Joinville, CCT/UDESC.

NÍVEL: Mestrado. Número de ordem: 01 – CCT/UDESC

FORMAđấO: Ciência e Engenharia de Materiais.

  ÁREA DE CONCENTRAđấO: Metais. TÍTULO: Adição de Carbonetos Metálicos em Aços Rápidos M2 e T15. PALAVRAS - CHAVE: Carbonetos Metálicos, Resistência ao Desgaste, Metalurgia do Pó, Aço Rápido.

  NÚMERO DE PÁGINAS: 150 páginas. CENTRO/UNIVERSIDADE: Centro de Ciências Tecnológicas da UDESC.

PROGRAMA: Pós-graduação em Ciência e Engenharia de Materiais – PGCEM.

CADASTRO CAPES: 4100201001P-9

  ORIENTADOR: Dr. César Edil da Costa PRESIDENTE DA BANCA: Dr. César Edil da Costa MEMBROS DA BANCA: Dr. Cyro Takano (USP), Dr. Guilherme Ourique Verran (UDESC), Dr. Renato Goulart Jasinevícius (UDESC).

  Aos meus Pais e minha Família.

  Homenagem Especial.

  

Ao Professor PhD. Walter Contreras Zapata (in memorian), exemplo

a se seguir de dedicação e perseverança.

  AGRADECIMENTOS À Deus, criador do universo e de todos os seres vivos.

  Ao Prof. Dr. César Edil da Costa, amigo, professor e orientador deste projeto, ao qual credito sua realização, pois sua dedicação e apoio foram fundamentais na conclusão do presente trabalho. À minha família, que sempre me apoiara de maneira direta ou indireta, no presente estágio e em todos os outros de minha vida.

  À Universidade Politécnica de Madrid, pelo fornecimento de material de apoio à pesquisa.

  À Universidade do Estado de Santa Catarina – UDESC e ao Programa de Pós- graduação em Ciência e Engenharia de Materiais - PGCEM pela realização do presente trabalho. Ao Centro de Ciências Tecnológicas e ao Departamento de Engenharia Mecânica pela infra-estrutura oferecida.

  À CAPES pela bolsa de estudo concedida. À BRASIMET, pelo auxílio no tratamento térmico. A todos os professores do Curso de Mestrado em Ciência e Engenharia de Materiais, que de uma forma direta ou indireta contribuíram para a realização desse trabalho.

  Aos bolsistas de iniciação científica e colaboradores orientados pelo Dr. César Edil, pela dedicação e acompanhamento das atividades do presente trabalho.

  Aos amigos, pelo apoio técnico e moral recebido durante o desenvolvimento desse trabalho.

  Resumo

  Os aços rápidos constituem desde o final do século XIX uma importante classe de materiais de elevado desempenho para utilização em ferramentas de usinagem e como componentes estruturais.

  Estes materiais constituem-se basicamente de uma matriz martensítica contendo carbonetos primários de 1 – 10 µm em diâmetro, formados durante a solidificação do aço fundido, contendo ainda uma dispersão muito mais fina de carbonetos secundários menores que 100 nm, os quais precipitam durante o tratamento térmico posterior de revenimento.

  O presente trabalho objetiva a obtenção de um compósito de matriz metálica, adicionando-se em separado os carbonetos de TiCN e de WC na matriz de aço rápido M2 (6%W, 5%Mo, 4%Cr, 2%V, balanço – Fe), em pequenas proporções em peso, para estudar-se as alterações ocorridas na dilatação, resistência à flexão e ao desgaste, promovidas pelos componentes adicionados ao material base.

  Com o objetivo de obter-se a melhor distribuição das partículas adicionadas de reforço, e minimizar o coalescimento dos carbonetos presentes na matriz, as amostras foram preparadas utilizando-se a técnica de metalurgia do pó.

  Esta técnica apresentou-se versátil para a preparação das diversas composições estudadas, na obtenção de elevadas densificações dos sinterizados, além de um controle de processo com apreciável precisão.

  Os ensaios realizados de dilatometria (DLT), resistência à flexão (TRS) e resistência ao desgaste apresentaram resultados indicativos no uso de TiCN e WC como reforço na base de aço rápido M2, sendo estes acompanhados de análises microestruturais obtidas através de metalografia ótica e microscopia eletrônica de varredura (MEV), os quais apresentaram de forma clara a influência promovida por cada um dos carbonetos utilizados.

  Os resultados obtidos para cada carboneto adicionado apresentam-se promissores no uso destes reforços para a base de aço rápido pesquisada, podendo-se expandir suas considerações para outras bases de aço rápido das classes M e T.

  Abstract

  The high speed steels have constituted since end of century XIX an important class of material with elevated performance for utilization in cutting tools and as structural components.

  These materials constitute basically of a martensitic matrix contend primary carbides of 1 – 10 µm in diameter, formed during the solidification of molten steel, and contend still a dispersion much finer of than 100 nm secondary carbides, which precipitate during further treatment.

  The objective of the present work is the obtainment of a metallic matrix composite, mixing TiCN's carbides and WC powder in the high speed steel M2 (6%W, 5%Mo, 4%Cr, 2%V, balance – Fe) matrix powder, in small proportions in weight, to evaluate the expansion, transverse rupture strength and the wear resistance, after sintering process.

  The goal of obtaining the best particles distribution added of reinforcement, and to minimize coarse of the present carbides in the matrix, the samples were going prepared using the powder metallurgy technique.

  This technical it introduced versatile for the several studied compositions preparation, elevated densification are obtainment in sintering, besides a process control with appreciable precision.

  The accomplished tests of dilatometria (DLT), transverse rupture resistance (TRS) and resistance to the waste introduced indicative results in TiCN's use and WC like reinforcement in the high speed steel base M2, being these accompanied of microanalyses obtained through metalografic optic and scanning electronic microscopy (SEM), the which ones introduced of illustrious form the promoted influence for each one of the used carbides.

  The results obtained for each added carbide they introduce promising in the use of these reinforcements for the searched high speed steel base, could expand their considerations for others classes high speed steel bases M and T.

  SUMÁRIO CAPÍTULO I

  001

  1. Introdução

  003

  2. Estudo Bibliográfico

  003

2.1 Aços Rápidos

  003

  2.1.1 Introdução

  004

  2.1.2 Estruturas e Propriedades

  006

  2.1.3 Efeitos dos Elementos de Liga e dos Tipos de Carbonetos

  014

  

2.1.4 Fabricação dos Aços Rápidos Via Metalurgia do Pó

  015

  2.1.5 Mecanismos de Sinterização dos Aços Rápidos por MP

  023

  2.1.6 Tratamentos Térmicos e Superficiais

  026

  2.1.7 Propriedades Tribológicas dos Aços Rápidos

  026

  2.1.7.1 Mapas de Desgaste

  029

  2.1.7.2 Mecanismos de Fratura

  032

  

2.1.7.3 Mecanismos de Proteção ao Desgaste

  035

  2.1.8 Transformações Martensíticas

  037

  2.1.9 A Martensita no Sistema Ferro – Carbono

  039

  2.2 Materiais Compostos com Matriz de Aço Rápido

  042

  2.3 Resistência ao Desgaste dos Materiais Metálicos

  042

  2.3.1 Tribologia

  045

  

2.3.2 Definição de Desgaste e de Mecanismos de Desgaste

  046

  a) Desgaste por Abrasão

  048

  b) Desgaste por adesão

  048

  c) Desgaste por Fadiga Superficial

  050

  

d) Desgaste Triboquímico ou por Corrosão

  050

  

2.3.3 Modelamento do Desgaste Abrasivo em Dois Corpos

  054

  2.3.4 Desgaste dos Materiais Compostos

  054

2.3.4.1 Efeito das Fases Secundárias no Desgaste Abrasivo

  057

2.4 Determinação da Resistência ao Desgaste

  CAPÍTULO II

  059

3. Métodos Experimentais

  059

  3.1. Plano Experimental

  060

  3.2. Materiais Utilizados

  061

  3.3. Preparação dos Corpos de Prova

  061

  3.3.1. Mistura dos Pós

  062

  3.3.2. Compactação dos Pós

  063

  3.4. Estudo de Sinterabilidade

  064

  3.5. Sinterização

  065

  3.6. Tratamentos Térmicos

  065

  3.6.1. Têmpera

  066

  3.6.2. Revenido

  066

3.7. Propriedades Físicas

  066

  3.7.1. Variação Volumétrica

  067

  3.7.2. Densidade

  068

3.8. Propriedades Mecânicas

  068

  3.8.1. Dureza

  069

  3.8.2. Resistência a Flexão

  070

  3.9. Propriedades Tribológicas

  073

  3.10. Estudo Microestrutural

  CAPÍTULO III

  074

  4. Resultados e Discussões

  074

  4.1 Estudo da Sinterabilidade

  075

  4.1.1 Resultados das Composições Contendo TiCN

  076

  4.1.2 Resultados das Composições Contendo WC

  077

  4.2 Propriedades Físicas

  077

  4.2.1 Densidade

  082

  4.2.2 Variação Volumétrica

  083

  4.3 Estudo Microestrutural

  083

  4.3.1 Metalografia das Composições Contendo TiCN

  085

  4.3.2 Metalografia das Composições Contendo WC

  086

  4.4 Propriedades Mecânicas

  086

  4.4.1 Dureza

  093

  4.4.2 Resistência à Flexão

  093

  4.4.2.1 HSS M2 + TiCN

  101

  4.4.2.2 HSS M2 + WC

  108

  4.5 Propriedades Tribológicas

  108

  4.5.1 HSS M2 + TiCN

  117

  4.5.2 HSS M2 + WC CAPÍTULO IV

  125

  5. Conclusões

  127

  6. Sugestões de Projetos Futuros

  128

  7. REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS

  ÍNDICE DE FIGURAS CAPÍTULO I

Figura 1: Relação dureza – TRS de alguns materiais [ODÉRIZ, 1998]. 004

Figura 2: Distribuição dos carbonetos em função da composição química de 6 HSS estudados 010

para uso em cilindros de laminação; a) A; b) B1; c) B2; d) C1; e) C2; f) D; [HWANG, 1998

Figura 3: Morfologia tridimensional dos carbonetos eutéticos: a) estrutura tipo “cérebro” do 011

M 7 C 3 e tipo “rod” ou “coral” do MC; b) carboneto tipo lamelar de M 2 C e c) carbonetos tipo “espinha de peixe” de M

6 C.; d) MEV das características do carboneto de M

2 C: com estrutura fundida; e) estrutura temperada a 1100 º C do cilindro C2, apresentando a decomposição do carboneto eutético M 2 C. [HWANG, 1998].

Figura 4: Influência nas propriedades do M2 em função de: a) atmosfera de sinterização; b) 018

tempo de sinterização; c) vácuo e temperatura; d) nitrogênio e temperatura [LIU, 2000].

Figura 5: Curvas de DLT da taxa de encolhimento de misturas de HSS: a) sem adição e, b) com 020

adição de MoS 2 [SUSTARSIC, 2001].

Figura 6: MEV de uma amostra sobre sinterizada apresentando a característica de “espinha de 021

peixe” do M C [VÁREZ, 2001]. 6 Figura 7: a) Curvas de profundidade de implantação de nitrogênio; b) curvas de dureza para as 024 amostras com implantação e recozida em relação a amostra não tratada [MÄNDL, 1999].

  

Figura 8: Mapa de mecanismo de desgaste da aresta para o HSS; as regiões A, B, C, D e E 027

indicam o modo de desgaste [ZHANG, 2001].

Figura 9: a) Microscopia eletrônica de 5 formas de desgaste: a) desgaste adesivo; b) desgaste 028

adesivo e abrasivo; c) desgaste abrasivo; d) desgaste severo, e: e) desgaste térmico [ZHANG, 2001].

Figura 10: Formação de microfissuras na interface da matriz eutética e nos próprios carbonetos 031

1/2 (K = 33.5 MPa . m ) [HWANG, 1998]. ic

Figura 11: Curvas de desgaste dos materiais investigados: 1 – DCPM com 20 % de TiC; 2 – 034

DCPM com 20 % TiC e 2 % BN; 3 – DCPM com 15 % de TiC e 5 % de Al 2 O 3 ; 4 – DCPM com 20 % TiCN [FOX-RABINOVICH, 1997].

Figura 12: a) Martensita ferro – carbono em um aço com conteúdo médio de carbono, 370 x; b) 036

martensita formada ao temperar uma liga de Fe, 16 % Cr, 12 % Ni, numa temperatura de – 196 º C, 7.100 x [HAYDEN, 1968].

Figura 13: Representação esquemática dos deslocamentos que dão origem a uma placa 037

martensítica: a) deslocamento primário; b) deslocamento secundário distribuído por maclagem fina. O deslocamento secundário pode também distribuir-se por meio de um deslizamento em escala muito pequena. [HAYDEN, 1968].

  

Figura 14: Dureza máxima versos o conteúdo de carbono para aços totalmente endurecidos 039

[HAYDEN, 1968].

Figura 15: Taxas de desgaste específicas e coeficientes de atrito para o HSS M2 em função da 041

adição de NbC. [ZAPATA, 1995].

Figura 16: Valores do coeficiente de desgaste k como função do modo de desgaste e do 043

mecanismo de desgaste sem lubrificação [ZUM, 1999].

Figura 17: Representação esquemática do desgaste através de partículas duras como uma 044

função das propriedades do material e dos parâmetros de operação como: (a) dureza das partículas abrasivas; (b) razão da dureza das partículas abrasivas e da dureza do material em desgaste; (c) tamanho da partícula abrasiva, carregamento normal e velocidade de impacto, e; (d) ângulo de impacto sem considerar qualquer lubrificação. [ZUM, 1999].

Figura 18: Modos de interação e o coeficiente de desgaste k, fornecido por um identador 051

esférico deslizando sobre materiais metálicos como função de (a) força de cisalhamento interfacial, e (b) grau de penetração [ZUM, 1999].

Figura 19: Representação esquemática de diferentes interações entre partículas abrasivas em 053

deslizamento e a superfície do material, microscopia eletrônica de varredura de uma ranhura sobre um aço austenítico e um desenho da seção transversal através da ranhura do desgaste. [ZUM, 1999].

Figura 20: Interações entre as partículas abrasivas duras ou macias deslizando, e as fases de 056

reforço [ZUM, 1999].

Figura 21: Representação dos tipos de ensaio de desgaste [ODÉRIZ, 1998]. 057

CAPÍTULO II

Figura 22: Curva de Sinterização para o M2 + TiCN. 064

Figura 23: Dispositivo produzido segundo a norma MPIF – 41/91 para o ensaio de flexão em 070

três pontos.

Figura 24: Representação do sistema tribológico no ensaio pino contra disco. 070

Figura 25: Tribômetro produzido e certificado da UDESC – CCT [HESS, 2000]. 073

  CAPÍTULO III

Figura 26: Micrografia do ensaio de sinterabilidade: a) Patamar de 30 minutos, sem adição de 075

grafite; b) Patamar de 30 minutos, adição de 0.2 % em peso de grafite; c) Patamar de 60 minutos, sem adição de grafite; d) Patamar de 60 minutos, adição de 0.2 % em peso de grafite; todas as amostras possuem uma ampliação de 500x, ataque com nital 1%.

Figura 27: Curvas de DLT do M2 puro e sua composições contendo reforço de TiCN. 076

Figura 28: Curvas de DLT do M2 puro e sua composições contendo reforço de WC. 077

Figura 29: Densidade relativa (real / teórica) em porcentagem do M2 + TiCN. 079

Figura 30: Microscopia eletrônica de varredura do TiCN. 079

Figura 31: Microscopia eletrônica de varredura do WC. 081

Figura 32: Densidade relativa (real / teórica) em porcentagem do M2 + TiCN. 081

Figura 33: Variação volumétrica em função da composição do material. 083

Figura 34 – Metalografia das composições com reforço de TiCN. a) M2 + 7% TiCN 084

sinterizado, sem ataque, 200x; b) M2 puro temperado, sem ataque, 200x; c) M2 + 3,5% TiCN, temperado, com ataque, 500x; d) M2 puro, revenido, com ataque, 500x; (as amostras e, d foram atacadas com Nital 3 %).

Figura 35: Metalografia das composições com reforço de WC. a) M2 puro sinterizado, sem 085

ataque, 200x; b) M2 + 10% WC sinterizado, sem ataque, 200x; c) M2 puro, temperado, com ataque, 500x; d) M2 + 10% WC, revenido, com ataque, 500x; (as amostras e, d foram atacadas com Nital 3 %).

Figura 36: Variação da dureza dos corpos para flexão em função do estado e da composição do 088

material para o M2 + TiCN.

Figura 37: Variação da dureza dos discos em função do estado e da composição do material 090

para o M2 + TiCN.

Figura 38: Variação da dureza dos corpos para flexão em função do estado e da composição do 092

material para o M2 + WC.

Figura 39: Variação da dureza dos discos em função do estado e da composição do material 093

para o M2 + WC.

Figura 40: Variação da Resistência à Flexão função do estado e da composição do material 095

para o M2 + TiCN.

Figura 41: Microscopia eletrônica das fraturas no estado sinterizado. a) M2 puro; b) M2 + 3,5 097

% TiCN; c) M2 + 7 % TiCN; d) M2 + 10 % TiCN.

Figura 42: Microscopia eletrônica das fraturas no estado temperado. a) M2 puro; b) M2 + 3,5 099

% TiCN; c) M2 + 7 % TiCN; d) M2 + 10 % TiCN.

  

Figura 43: Microscopia eletrônica das fraturas no estado revenido. a) M2 puro; b) M2 + 3,5 % 100

TiCN; c) M2 + 7 % TiCN; d) M2 + 10 % TiCN.

Figura 44: Variação da Resistência à Flexão função do estado e da composição do material 102

para o M2 + WC. (Observa-se o detalhe do destaque na a composição contendo 3,5 % de WC no estado temperado).

Figura 45: Microscopia eletrônica das fraturas no estado sinterizado. a) M2 puro; b) M2 + 3,5 104

% WC; c) M2 + 7 % WC; d) M2 + 10 % WC.

Figura 46: Microscopia eletrônica das fraturas no estado temperado. a) M2 puro; b) M2 + 3,5 106

% WC; c) M2 + 7 % WC; d) M2 + 10 % WC.

Figura 47: Microscopia eletrônica das fraturas no estado revenido. a) M2 puro; b) M2 + 3,5 % 107

WC; c) M2 + 7 % WC; d) M2 + 10 % WC.

Figura 48: Variação do coeficiente de desgaste em função do estado e da composição do 109

material para o M2 + TiCN, considerando a equação 17 (destaque para 3,5 % revenido, ampliação de 1.000 x).

Figura 49: Variação do coeficiente de desgaste em função do estado e da composição do 112

material para o M2 + TiCN, considerando a equação 16 (destaque para 7 % revenido, ampliação de 200 x).

Figura 50: Microscopia eletrônica das trilhas de desgaste no estado sinterizado. a) M2 puro; b) 113

M2 + 3,5 % TiCN; c) M2 + 7 % TiCN; d) M2 + 10 % TiCN.

Figura 51: Microscopia eletrônica das trilhas de desgaste no estado temperado. a) M2 puro; b) 115

M2 + 3,5 % TiCN; c) M2 + 7 % TiCN; d) M2 + 10 % TiCN.

Figura 52: Microscopia eletrônica das trilhas de desgaste no estado revenido. a) M2 puro; b) 116

M2 + 3,5 % TiCN; c) M2 + 7 % TiCN; d) M2 + 10 % TiCN.

Figura 53: Variação do coeficiente de desgaste em função do estado e da composição do 119

material para o M2 + WC, considerando a equação 17 (destaque para 7 % revenido, ampliação de 3000 x).

Figura 54: Variação do coeficiente de desgaste em função do estado e da composição do 120

material para o M2 + WC, considerando a equação 16 (destaque para M2 puro temperado, ampliação de 2000 x).

Figura 55: Microscopia eletrônica das trilhas de desgaste no estado sinterizado. a) M2 puro; b) 121

M2 + 3,5 % WC; c) M2 + 7 % WC; d) M2 + 10 % WC. Figura 56: Microscopia eletrônica das trilhas de desgaste no estado temperado. a) M2 puro; b) 122 M2 + 3,5 % WC; c) M2 + 7 % WC; d) M2 + 10 % WC.

Figura 57: Microscopia eletrônica das trilhas de desgaste no estado revenido. a) M2 puro; b) 123

M2 + 3,5 % WC; c) M2 + 7 % WC; d) M2 + 10 % WC.

  ÍNDICE DE TABELAS CAPÍTULO I Tabela 1: Padronização dos aços rápidos [ABNT].

  005

Tabela 2: Composição química de 6 HSS estudados para aplicação em cilindros de laminação 009

[HWANG, 1998].

Tabela 3: Resultados do coeficiente de tenacidade a fratura aparente medidas da fratura “in 031

situ”. [HWANG, 1998].

  CAPÍTULO II

Tabela 4: Nomenclatura das amostras conforme composição e estado. 059

Tabela 5: Análise química do pó de HSS M2.

  060 Tabela 6: Propriedades do pó de HSS M2. 060

Tabela 7: Distribuição granulométrica do pó de HSS M2. 061

  

Tabela 8: Composições realizadas no processo de mistura. 061

Tabela 9: Cargas de compactação utilizadas.

  062

Tabela 10: Parâmetros iniciais avaliados na sinterização da base M2. 063

CAPITULO III

  

Tabela 11: Amostras realizadas no estudo inicial de sinterabilidade. 074

Tabela 12: Densidades teóricas confrontadas com os valores encontrados para o M2 + TiCN. 078

Tabela 13: Densidades teóricas confrontadas com os valores encontrados para o M2 + WC. 080

Tabela 14: Variação Volumétrica da base em função da temperatura e do tipo de carboneto 082

adicionado.

Tabela 15: Variação da dureza da base em função do estado e da composição. 087

Tabela 16: Variação da dureza da base em função do estado e da composição. 091

  .......

  C C A A P P Í

  Í T T U U L L O O

  I I .......

1. Introdução

  Os desenvolvimentos de pesquisa atuais referente a melhorias de propriedades no campo de atuação dos aços rápidos, iniciaram-se no final do século XX, e continuam no início deste século uma intensa otimização de suas propriedades mecânicas, principalmente através da otimização de sua microestrutura.

  Neste período, intensificou-se a verificação quanto ao comportamento dos carbonetos metálicos presentes nas estruturas de diferentes tipos de aços rápidos, como M3/2, M2, T15, M1 (Tabela 1).

  Tanto os carbonetos metálicos presentes na estrutura interna do grão, quanto os que são precipitados no contorno de grão promovem uma melhora na resistência ao desgaste dos aços rápidos.

  Entretanto, os carbonetos do tipo MC, que permanecem preferivelmente dentro da estrutura do grão, são os que melhor se distribuem na microestrutura dos aços rápidos e apresentam a maior dureza, em torno de 2800 HV, sendo que os demais carbonetos, do tipo M

  7 C 3 e M

  

23 C

7 precipitam no contorno de grão de uma

  2 C, M

  6 C, M

  forma dispersa, coalescem e geram pontos de nucleação de trincas que reduzem a tenacidade do material.

  De uma forma geral, os aços rápidos fabricados por fundição são os que mais resultam na segregação dos carbonetos em sua estrutura, devido as baixas taxas de resfriamento e também devido ao tamanho dos lingotes que são vazados na confecção de peças de dimensões grandes.

  Deste ponto de vista, a metalurgia do pó (MP), foi um dos grandes desenvolvimentos da segunda metade do século XX, pois seu processo de formação promoveu uma homogeneização na distribuição dos carbonetos metálicos que precipitam-se nos contornos de grão, minimizando o coalescimento e homogeneizando seu tamanho.

  Como alternativas na otimização das propriedades das ferramentas de corte, encontra-se as de tratamento de superfície e/ou engenharia de superfície. Nestes, uma mudança física e/ou química da superfície do aço, que proporciona uma dureza maior em relação ao núcleo através da implantação de uma camada fina de determinado material com melhores propriedades mecânicas que o substrato. Dentre estes processos há destacam-se o processo PVD (Physical Deposition Vapor) e CVD (Chemical Deposition Vapor).

  Outro processo que objetiva uma mudança na superfície do material, de relativa importância, é o processo de tratamento superficial a laser. Neste processo, a superfície do metal sofre uma rápida fusão de uma fina camada, seguida de uma rápida solidificação, promovendo a redistribuição dos carbonetos e a formação de uma estrutura dentrítica na superfície, contendo os carbonetos metálicos bem distribuídos em sua estrutura.

  Entretanto, estes processos que promovem uma mudança física e/ou química da superfície somente alteram uma fina camada desta, da ordem de mícrons, sendo que após o desgaste desta camada, o material volta a apresentar suas propriedades características inerentes ao substrato.

  Para se promover uma mudança direta na estrutura dos aços rápidos, iniciou-se um processo de estudo do comportamento de carbonetos metálicos adicionados a uma matriz de aço rápido, sendo este novo material considerado um compósito de matriz metálica.

  Este compósito surge da necessidade de se preencher um espaço entre os aços ferramentas e o metal duro. Os aços ferramentas apresentam boas propriedades de usinagem, com elevadas velocidades de corte e baixo desgaste das ferramentas, sendo considerados de baixo custo. O metal duro apresenta propriedades muito superiores aos dos aços ferramenta, tanto nas velocidades de corte, quanto nas taxas de desgaste (que são ainda menores), entretanto apresenta a desvantagem de ser muito mais frágil e de elevado custo.

  Os compósitos de matriz metálica constituídos de carbetos metálicos dispersos em uma matriz de aço rápido resultam em materiais com características próximas ou similares ao dos metais duros, com um menor custo.

  Dentre as principais dificuldades na obtenção destes materiais encontram-se a ligação entre as partículas dos carbonetos e a matriz, a distribuição homogênea destas partículas na matriz, a minimização ou eliminação do coalescimento dos carbonetos metálicos, a otimização das quantidades máximas e/ou mínimas de carbonetos adicionados que melhorem as propriedades inerentes ao desgaste e não reduzam a tenacidade do mesmo, sendo estas dificuldades abordadas na linha de pesquisa do presente trabalho.

2. Estudo Bibliográfico

2.1 Aços Rápidos

2.1.1 Introdução

  Os aços rápidos constituem uma importante classe de materiais econômicos e estratégicos que sofreram um rápido desenvolvimento desde os estudos empíricos realizados por Taylor em 1890.

  Sua importância surgiu frente ao fato de que estes materiais possuem a capacidade de resistir a elevadas velocidades de corte e altas taxas de desbaste, sem perder, entretanto sua resistência mecânica nem sua dureza, comparados às ferramentas de corte utilizadas no final do século XIX, constituídas basicamente de aço temperado.

  Dentre o campo de utilização dos aços rápidos se destacam a indústria de ferramentas de corte, brocas para fresas, bits para tornos, brocas para furadeiras e bits para plainas.

  Estes são utilizados atualmente em muitas outras aplicações tais como ferramentas, materiais para estruturas, mancais anti-desgastantes onde são requeridos uma resistência ao desgaste excelente, assim como um coeficiente de tenacidade à fratura e estabilidade térmica. [SUSTARSIC, 2001]

  O aço rápido (denominado HSS) também é um material de interesse devido sua superfície poder ser adicionada e seletivamente refinada através de revestimentos de TiN, Ti(C,N), Cr, N, utilizando os processos de PVC e CVD.

  Outras aplicações são a conformação de materiais por extrusão à quente e a frio, matrizes para a compactação de pós na indústria da metalurgia do pó, componentes de responsabilidade em aviões, componentes de veículos automotores como assento de válvulas, mancais para eixos em turbinas a gás, e para outras aplicações que requerem dureza a elevada temperatura e resistência ao choque e ao desgaste [ODÉRIZ, 1998].

  Atualmente os aços rápidos não se apresentam mais como os melhores materiais utilizados pela indústria de ferramenta de corte, ou na produção de ferramentas de extrusão e/ou estampagem. Com o desenvolvimento de materiais de elevada resistência ao desgaste e elevada dureza, como os metais duros, os aços ferramenta perdem sua importância relativa frente ao fato de não serem mais os detentores das melhores propriedades de desgaste e dureza em relação aos metais duros, como por exemplo o WC-Co.

  Entretanto, apesar destes possuírem melhores propriedades frente aos aços rápidos, os HSS ainda possuem suma importância na indústria mecânica, devido à diferença de custo existente em relação aos metais duros.

  Existe um vazio de propriedades entre os HSS e os metais duros, necessitando de desenvolvimentos de materiais intermediários como os materiais compostos de matriz metálica (denominados por MCMM), caracterizados por um substrato de aço rápido e reforço de carbonetos ou carbonitretos metálicos como por exemplo TiC, TiCN, WC, VC, TaC, NbC, além de reforço cerâmico como o Al O , conforme pode-se

  2

  3

  visualizar na Figura 1, onde os HSS possuem baixa dureza e uma elevada resistência à flexão. Estes materiais entretanto somente podem ser desenvolvidos mediante o emprego da técnica de metalurgia do pó.

  Figura 1: Relação dureza – Resistência a Flexão de alguns materiais [ODÉRIZ, 1998].

2.1.2 Estruturas e Propriedades

  Os aços rápidos são divididos basicamente em dois grupos, os aços predominantemente ao Molibdênio ou grupo M e os aços predominantemente ao Tungstênio ou grupo T (Tabela 1).

  A principal vantagem dos aços do grupo M é o custo inicial mais baixo (aproximadamente 40 % inferior ao dos aços do grupo T). Tabela 1: Classificação dos aços rápidos. [METALS HAND BOOK] Composição Designação

  Os aços do grupo M possuem maior resistência à abrasão do que os do grupo T, possuem menor tendência a distorções durante o tratamento térmico, e são ligeiramente mais tenazes, entretanto, estes também tem uma maior tendência à descarbonetação [ODÉRIZ, 1998].

  Do ponto de vista da resistência à abrasão, o HSS pode ser considerado como sendo um material compósito com carbonetos primários largos (1 – 10 µm em diâmetro, formados durante a solidificação do HSS fundido) dispersos em uma matriz martensítica contendo uma dispersão muito mais fina de carbonetos secundários muito pequenos (<100 nm), que precipitam durante o tratamento térmico posterior (revenimento). [BERGMAN, 1996]

  Conforme os carbonetos secundários, principalmente do tipo MC e M

  2 C cúbico

  promovem o efeito do endurecimento secundário por precipitação, a dureza da matriz de HSS pode obter valores próximos a 1000 HV, excedendo então a dureza da estrutura martensítica pura (900 HV).

  Os carbonetos primários, principalmente do tipo MC e M

  C, são geralmente

  6

  mais duros que a matriz (1500 – 2800 HV), sendo razoável assumir que estes promovem uma contribuição positiva na resistência ao desgaste. Os valores da dureza dos carbonetos primários aproximam-se de 2800 e 1500 HV para os carbonetos MC e M C respectivamente. [BERGMAN, 1996]

  6

2.1.3 Efeitos dos Elementos de Liga e dos Tipos de Carbonetos

  Os elementos de liga que são adicionados à base de ferro/carbono para constituir o aço rápido apresentam diferentes respostas térmicas e mecânicas conforme o tipo e a quantidade de cada elemento adicionado.

  Desde o início da produção dos aços rápidos (o primeiro aço rápido constituía-se basicamente de uma base ferro/carbono, sendo adicionado 12 % de tungstênio [MARCONDES, 1996]), os pesquisadores procuraram adicionar diferentes tipos de elementos com altos pontos de fusão, visando promover o endurecimento da liga.

  Entretanto, verificou-se posteriormente que nem todos os elementos adicionados promoviam apenas a formação de carbonetos e o conseqüente aumento de dureza, seguindo-se então uma descrição dos principais constituintes dos aços rápidos e seus efeitos. Em 1948, foram apresentados os efeitos do Cr, Mo, V e W sobre o endurecimento secundário [ODÉRIZ, 1998].

  A máxima elevação na dureza no endurecimento secundário é primeiramente influenciado pelo vanádio, molibdênio e tungstênio, respectivamente. [HETZNER,

  2001] Carbono: o carbono é o mais importante elemento de liga de um aço do

  ponto de vista do endurecimento, podendo estar dissolvido na matriz ou formando carbonetos. A quantidade mais adequada de carbono é dada por aquela que seja estequiometricamente necessária para a formação dos carbonetos e para alcançar a dureza requerida na matriz (a dureza da martensita aumenta ao se aumentar a quantidade de carbono). Em geral, ao aumentar-se a quantidade de carbono, também se aumenta a quantidade de austenita residual e diminui-se as temperaturas de sólido e líquido, com um aumento conseqüente da faixa de fusão. Entretanto, também se aumenta a dureza a alta temperatura e o número de carbetos duros e estáveis que contribuem para aumentar a resistência ao desgaste.

  

Tungstênio e Molibdênio: são elementos alfágenos e carborígenos, são

  intercambiáveis (um átomo de W por um átomo de Mo) e possuem a mesma função nos aços, melhorando as propriedades de corte e a dureza a quente. O W e o Mo são os elementos mais utilizados no aços rápidos, sendo os responsáveis pela formação de uma grande quantidade de carbonetos primários do tipo M

6 C, constituindo composições do tipo:

  (Fe,Cr,V)

  4 (W,Mo)

  2 C – (Fe, Cr, V)

3 (W, Mo)

  3 C. Estes carbonetos são apenas

  parcialmente solúveis na matriz do aço, tendo então pouca contribuição no endurecimento posterior, mas contribui amplamente na dureza a temperaturas elevadas. A austenita nos aços rápidos com Molibdênio é menos estável que nos com Tungstênio, o que representa uma vantagem nos tratamentos térmicos, se bem que os aços que não apresentam W possuem maior tendência a descarbonetação.

  Cromo: elemento alfágeno e carborígeno, apresenta a ótima propriedade de

  melhorar a resistência à oxidação, proporcionar carbono quando seus carbonetos são dissolvidos na austenita, melhorar o endurecimento secundário devido a precipitação de carbonetos de M

  23 C 6 durante o revenido,

Mostre mais

Documento similar

UNIVERSIDADE DO ESTADO DE SANTA CATARINA – UDESC CENTRO DE CIÊNCIAS TECNOLÓGICAS – CCT CURSO DE MESTRADO EM ENGENHARIA MECÂNICA

0 0 135

UNIVERSIDADE DO ESTADO DE SANTA CATARINA – UDESC CENTRO DE CIÊNCIAS TECNOLÓGICAS – CCT MESTRADO ACADÊMICO EM ENGENHARIA MECÂNICA

0 0 135

UNIVERSIDADE DO ESTADO DE SANTA CATARINA – UDESC CENTRO DE CIÊNCIAS TECNOLÓGICAS – CCT DEPARTAMENTO DE ENGENHARIA MECÂNICA – DEM PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS - PGCEM

0 0 16

UNIVERSIDADE DO ESTADO DE SANTA CATARINA – UDESC CENTRO DE CIÊNCIAS TECNOLÓGICAS – CCT DEPARTAMENTO DE ENGENHARIA MECÂNICA –DEM PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS - PGCEM

0 0 99

UNIVERSIDADE DO ESTADO DE SANTA CATARINA – UDESC CENTRO DE CIÊNCIAS TECNOLÓGICAS – CCT DEPARTAMENTO DE ENGENHARIA MECÂNICA – DEM PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS - PGCEM

0 0 17

UNIVERSIDADE DO ESTADO DE SANTA CATARINA – UDESC CENTRO DE CIÊNCIAS TECNOLÓGICAS – CCT DEPARTAMENTO DE ENGENHARIA MECÂNICA – DEM PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS - PGCEM ANGELITA DE ARAUJO DEMARCHI

0 0 19

UNIVERSIDADE DO ESTADO DE SANTA CATARINA – UDESC CENTRO DE CIÊNCIAS TECNOLÓGICAS – CCT DEPARTAMENTO DE ENGENHARIA MECÂNICA –DEM PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS - PGCEM

0 0 111

UNIVERSIDADE DO ESTADO DE SANTA CATARINA – UDESC CENTRO DE CIÊNCIAS TECNOLÓGICAS – CCT DEPARTAMENTO DE ENGENHARIA MECÂNICA – DEM PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS - PGCEM

0 0 17

UNIVERSIDADE DO ESTADO DE SANTA CATARINA – UDESC CENTRO DE CIÊNCIAS TECNOLÓGICAS – CCT DEPARTAMENTO DE ENGENHARIA MECÂNICA – DEM PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS – PGCEM

0 0 15

UNIVERSIDADE DO ESTADO DE SANTA CATARINA – UDESC CENTRO DE CIÊNCIAS TECNOLÓGICAS – CCT PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS – PGCEM MAKHLES REUTER LANGE

0 0 24