bruna karolina greghi fiel

UNIVERSIDADE DE SÃO PAULO

ESCOLA DE ENGENHARIA DE LORENA

BRUNA KAROLINA GREGHI FIEL

Estudo da influência do tempo e da temperatura na nitretação do titânio grau 2

Lorena

2016

BRUNA KAROLINA GREGHI FIEL

Estudo da influência do tempo e da temperatura na nitretação do titânio grau 2

Trabalho de Graduação apresentado à

Escola de Engenharia de Lorena da

Universidade de São Paulo para obtenção

do título de Engenheiro de Materiais.

Orientador: Prof. Dr. Miguel Justino

Ribeiro Barboza

Lorena

2016

AUTORIZO A REPRODUÇÃO E DIVULGAÇÃO TOTAL OU PARCIAL DESTE

TRABALHO, POR QUALQUER MEIO CONVENCIONAL OU ELETRÔNICO, PARA FINS

DE ESTUDO E PESQUISA, DESDE QUE CITADA A FONTE.

Ficha Catalográfica Elaborada pela Biblioteca Especializada em Engenharia de Materiais

EEL USP

Fiel, Bruna Karolina Greghi Fiel

Estudo da inflência do tempo e da temperatura na

nitretação do titânio grau 2. / Bruna Karolina Greghi Fiel

Fiel orientador Miguel Justino Ribeiro Barboza- Lorena,

2016.

75 p.

Monografia apresentada como requisito parcial para a

conclusão de Graduação do Curso de Engenharia de

Materiais - Escola de Engenharia de Lorena da

Universidade de São Paulo. 2016 Orientador: Miguel

Justino Ribeiro Barboza

1. Titânio grau 2. 2. Tratamento termoquímico. 3.

Nitretação. I. Título. II. Barboza, Miguel Justino

Ribeiro, orient.

CDU

Dedico este trabalho primeiramente aos meus pais Alécio Fiel

Filho e Elenice Mendes Greghi Fiel, que sempre estiveram ao

meu lado dando apoio e orientação e as minhas irmãs Karla e

Geovana que sempre estiveram ao meu lado como amigas e

protetoras.

AGRADECIMENTOS

A minha família, meu pai Alécio Fiel Filho que me incentivou a optar pela

engenharia e sempre me deu apoio quanto as minhas escolhas, a minha mãe Elenice

Mendes Greghi Fiel pelo carinho e cuidado mesmo eu estando longe de casa, e as

minhas irmãs Karla e Geovana, sendo todos pessoas que sempre acreditaram em mim e

estiveram presentes em minha formação tanto pessoal quanto educacional, ensinando e

dando apoio, tanto nos momentos bons quanto ruins.

Ao meu professor e orientador Miguel Justino Ribeiro Barboza pela

oportunidade de trabalhar com ele, por acreditar no meu potencial, pela amizade,

paciência e ensinamentos, a aluna de mestrado Karen Monique da Silva Palma pela

orientação, e disponibilidade em ajudar, a aluna de iniciação científica Giulia Perina, ao

professor Paulo Suzuki e aos técnicos Bento Ferreira, Sergio Luiz e Ygor, pela ajuda e

orientação durante os procedimentos experimentais.

As minhas amigas de república Amanda Dantas e Ana Clara Gaspar, por terem

me aguentado durante esses anos, pelos bons momentos e histórias pra contar. Ao Luiz

Gustavo Alvim pelas risadas, carinho e orientação e aos meus colegas de classe por

tornarem a faculdade mais divertida.

“Tenho a impressão de ter sido uma

criança brincando à beira-mar,

divertindo-me em descobrir uma

pedrinha mais lisa ou uma concha mais

bonita que as outras, enquanto o imenso

oceano da verdade continua misterioso

diante de meus olhos”.

Isaac Newton

RESUMO

FIEL, B., K, G. Estudo da influência do tempo e da temperatura na nitretação do

titânio grau 2 . 2016. 75f. Monografia (Trabalho de Graduação em Engenharia de

Materiais) – Escola de Engenharia de Lorena, Universidade de São Paulo, Lorena, 2016.

O presente trabalho teve como objetivo avaliar a influência do tempo e da temperatura

na nitretação do titânio grau 2 com relação a espessura de camada, dureza,

microestrutura e rugosidade. Para tanto, as amostras com o tamanho médio de grão de

12,94 μm e dureza média de 291,38HV foram tratadas nas temperaturas de 750, 850 e

950°C por 3, 6 e 9 h para cada temperatura. A análise de Difratometria de Raios X

revelou na amostra como recebida, a fase α (hc) e nas amostras tratadas a 750°C, as

fases α e Ti2N. Nas amostras tratadas a 850 e 950ºC foram encontradas os compostos

Ti2N e TiN. Para as amostras tratadas a 750°C não foi possível identificar a camada

difusional, sendo os tamanhos médios de grão e espessuras de camada, para os tempos

de 3, 6 e 9 h de tratamento, respectivamente, 15,03 e 1,1945 μm; 22,07 e 1,3215 μm;

24,69 e 2,329 μm. Para as tratadas a 850°C foi possível identificar a camada difusional

Os tamanhos médios de grão, espessuras de camada e de camada difusional, para os

tempos de 3, 6 e 9 h de tratamento foram, respectivamente, 23,197, 1,0355 e 9,23μm;

25,88, 1,97 e 13,84 μm; 26,39, 2,521 e 19,09 μm. Para as tratadas a 950°C também foi

possível identificar a camada difusional e a formação de estruturas lamelares cujos

tamanhos médios, espessuras de camada e de camada difusional, para os tempos de 3, 6

e 9 h correspondem, respectivamente, a 128, 1μm de comprimento, 54,53μm de largura,

3,81μm de espessura de camada e 31,82μm de espessura de camada difusional;

59,04μm de comprimento, 30,20μm de largura, 4,993 de espessura de camada e

40,90μm de camada difusional; 143,315μm de comprimento, 76,61μm de largura,

6,56μm de espessura de camada e 43,315μm de camada difusional. A dureza média em

função do tempo e temperatura apresentou uma variação de 386,4 a 2110 HV. A

amostra como recebida apresentou rugosidade média longitudinal de 1,6625 μm. Os

valores de rugosidade aumentaram com o aumento da temperatura sendo, 1,925 μm

(longitudinal) e 0,225 μm (transversal) para a 750°C e os maiores valores de 3,2425μm

(longitudinal) e 1,075μm (transversal) obtidos a 950°C.

Palavras-chave: Titânio grau 2. Tratamento termoquímico. Nitretação.

ABSTRACT

FIEL, B., K., G. Study of the influence of time and temperature on the nitriding of

titanium grade 2. 2016. 75p. Monograph (Undergraduate Work in Materials

Engineering) – Escola de Engenharia de Lorena, Universidade de São Paulo, Lorena,

2016.

This study was aimed to evaluate the influence of time and temperature on the nitriding

of titanium grade 2 concerning layer thickness, hardness, microstructure and roughness.

For this purpose, samples with the average grain size of 12.94μm and average hardness

291,38HV were treated at temperatures of 750 850 to 950°C for 3, 6 and 9h for each

temperature. The diffraction X-ray analysis showed the sample as received, the α phase

(HC) and on samples treated at 750°C, the α phase and Ti2N. In the samples treated at

850 and 950°C compounds Ti2N and TiN were found. For the samples treated at 750°C

was not possible to identify the diffusion layer, and the mean grain size and layer

thicknesses, for times of 3, 6 and 9h of treatment, respectively, and 15.03 1.1945μm ;

22.07 and 1.3215μm; 24.69 and 2,329μm. For treated at 850°C was possible to identify

the diffusion layer, the average grain sizes, thicknesses layer and diffusion layer to the

times of 3, 6 and 9h of treatment were, respectively, 23.197, 1.0355 and 9,23μm; 25.88,

1.97 and 13.84μm; 26.39, 19.09 and 2,521 μm. For treated at 950°C was also possible to

identify the diffusion layer and the formation of lamellar structures whose average sizes,

thicknesses layer and diffusion layer to the times of 3, 6 and 9h respectively correspond

to 128,1μm length, width 54,53μm, 3,81μm layer thickness and thickness 31,82μm

diffusion layer; 59,04μm length, width 30,20μm, 4,993 thick layer and 40,90μm

diffusional layer; 143,315μm length, width 76,61μm, 6,56μm layer thickness and

43,315μm diffusional layer. The average hardness in function of time and temperature

showed a range from 386.4 to 2110HV. The sample as received had a mean longitudinal

roughness 1.6625μm. The roughness values increased with increased temperature being

1.925μm (longitudinal) and 0.225μm (transverse) to 750°C and higher values of

3,2425μm (longitudinal) and 1,075μm (transverse) obtained at 950°C .

Keywords: Titanium grade 2. Thermochemical treatment. Nitriding.

LISTA DE FIGURAS

Figura 1- Estrutura esquemática da típica formação da camada superficial de um metal tratado

termoquimicamente ..................................................................................................................... 21 Figura 2- Princípios dos tratamentos termoquímicos mostrando a distribuição de um elemento

A em uma liga com áreas subsuperficiais tipicamente modificada ............................................. 22 Figura 3- Profundidade de dureza para tratamentos térmicos e termoquímicos enfatizando a

máxima dureza e profundidade de penetração ............................................................................ 25 Figura 4- Diagrama de fases Ti-N .............................................................................................. 27 Figura 5- Evolução da camada superficial durante a nitretação do titânio................................. 28 Figura 6- Esquema enfatizando as mudanças dimensionais e rugosidade superficial após a

nitretação ..................................................................................................................................... 32 Figura 7- Amostra de titânio como recebido .............................................................................. 34 Figura 8- Amostras encapsuladas (a) antes da nitretação; (b) nitretadas a 750°C por 3, 6 e 9h;

(c) nitretadas a 850°C por 3, 6 e 9h; (d) nitretadas a 950°C por 3, 6 e 9h .................................. 35 Figura 9- Rugosímetro portátil utilizado .................................................................................... 36 Figura 10- Difratograma da amostra de titânio como recebido .................................................. 38 Figura 11- Difratograma da amostra tratada termoquimicamente por 3h a 750°C .................... 39 Figura 12- Difratograma da amostra tratada termoquimicamente a 750°C por 6h .................... 40 Figura 13- Difratograma da amostra tratada termoquimicamente a 750°C por 9h .................... 41 Figura 14- Difratograma da amostra tratada termoquimicamente a 850°C por 3h .................... 42 Figura 15- Difratograma da amostra tratada termoquimicamente a 850°C por 6h .................... 43 Figura 16- Difratograma referente a amostra tratada termoquimicamente a 850°C por 9h ....... 44 Figura 17- Difratograma da amostra tratada termoquimicamente a 950°C por 3h .................... 45 Figura 18- Difratograma da amostra tratada termoquimicamente a 950°C por 6h .................... 46 Figura 19- Difratograma da amostra tratada termoquimicamente a 950°C por 9h .................... 47 Figura 20- Difratogramas da liga Ti-6Al-4V nitretada a plasma a) não tratada; b) tratada a

700°C; c) tratada a 800°C; d) tratada a 900°C; e) tratada a 1000°C ........................................... 48 Figura 21- Curvas relacionando as rugosidades relativas e as temperaturas de tratamentos para

as amostras .................................................................................................................................. 50 Figura 22- Curvas relacionando as rugosidades relativas e os tempos de tratamentos para as

amostras....................................................................................................................................... 51 Figura 23- Evolução com a temperatura da microdureza (triângulos invertidos) e rugosidade

(círculos) de amostras tratadas por 240 minutos em uma mistura N2-H2 50-50% sob 10 Pa para

uma liga Ti-6Al-4V ..................................................................................................................... 52 Figura 24- Imagem obtida por microscopia óptica para a amostra como recebida com aumento

de 200x ........................................................................................................................................ 53 Figura 25- Imagens dos grãos da amostra tratada a 750°c por 3h, obtidas por microscopia (a)

eletrônica de varredura (b) óptica aumento 200x ........................................................................ 54 Figura 26- Imagens da camada nitretada da amostra tratada a 750°c por 3h, obtidas por

microscopia (a) eletrônica de varredura (b) óptica aumento 500x .............................................. 54 Figura 27- Imagem obtida por microscopia óptica da amostra tratada a 750°C por 6h, onde é

possível ver os grãos pertencentes ao substrato e a camada nitretada na borda da amostra

aumento de 100x ......................................................................................................................... 55 Figura 28- Imagens da camada nitretada da amostra tratada a 750°c por 6h, obtidas por

microscopia (a) eletrônica de varredura (b) óptica aumento 500x .............................................. 55 Figura 29- Imagem obtida por microscopia óptica para a amostra tratada a 750°C por 9h, onde

é possível ver os grãos pertencentes ao substrato e a camada nitretada na borda da amostra

aumento de 200x ......................................................................................................................... 57 Figura 30-- Imagens da camada nitretada da amostra tratada a 750°c por 9h, obtidas por

microscopia (a) eletrônica de varredura (b) óptica aumento 500x .............................................. 57

Figura 31- Imagem dos grãos da amostra tratada a 850°c por 3h, obtidas por microscopia

eletrônica de varredura ................................................................................................................ 58 Figura 32- Imagens da camada nitretada da amostra tratada a 850°c por 3h, obtidas por

microscopia (a) eletrônica de varredura (b) óptica aumento 500x .............................................. 60 Figura 33- Imagem da amostra tratada a 850°c por 6h, dos grãos obtidas por microscopia

eletrônica de varredura ................................................................................................................ 61 Figura 34- Imagens da camada nitretada obtidas por microscopia (a) eletrônica de varredura (b)

óptica aumento 500x ................................................................................................................... 61 Figura 35- Imagens da amostra tratada a 850°C por 9h dos grãos obtidas por microscopia (a)

eletrônica de varredura (b) óptica aumento 100x mostrando também a camada nitretada ......... 62 Figura 36- Imagem da camada nitretada obtida por microscopia eletrônica de varredura da

amostra tratada termicamente a 850°C por 9h ............................................................................ 63 Figura 37- Imagem das lamelas obtida por microscopia eletrônica de varredura para a amostra

tratada a 950°C por 3h ................................................................................................................. 64 Figura 38- Imagens da amostra tratada a 950°C por 3h obtidas por microscopia (a) eletrônica de

varredura mostrando a camada nitretada e zona difusional (b) óptica mostrando a microestrutura

formada, a camada nitretada e zona difusional aumento 100x .................................................... 64 Figura 39- Imagens das lamelas da amostra tratada a 950°C por 6h, obtidas por microscopia (a)

eletrônica de varredura (b) óptica aumento 100x ........................................................................ 65 Figura 40- Imagem da camada nitretada e zona difusional obtida por microscopia eletrônica de

varredura para a amostra tratada a 950°C por 6h ........................................................................ 66 Figura 41- Imagem das lamelas obtida por microscopia eletrônica de varredura para a amostra

tratada a 950°C por 3h ................................................................................................................. 67 Figura 42- Imagens da amostra tratada a 950°C por 9h obtidas por microscopia (a) eletrônica de

varredura mostrando a camada nitretada e zona difusional (b) óptica mostrando a microestrutura

formada, a camada nitretada e zona difusional aumento 100x .................................................... 67 Figura 43- Curva relacionando a variação da espessura da camada nitretada em função do

tempo de tratamento .................................................................................................................... 68 Figura 44- Curva relacionando a variação da espessura da camada nitretada em função da

temperatura de tratamento ........................................................................................................... 68 Figura 45- Relação entre dureza e tempo de tratamento para as amostras nitretadas ................ 70 Figura 46- Relação entre dureza e temperatura para as amostras nitretadas .............................. 71

LISTA DE TABELAS

Tabela 1. Composição química em função do grau do titânio ............................................................. 20 Tabela 2- Controle da camada composta durante a nitretação a plasma .............................................. 29 Tabela 3-Relação entre e os elementos químicos presentes no titânio grau 2 e sua % em peso .......... 34 Tabela 4- Tabela referente aos valores médios de rugosidade para a amostra como recebida............. 49 Tabela 5- Tabela referente aos valores médios de rugosidade para as diferentes condições de

tempo e temperatura para o tratamento ................................................................................................. 49 Tabela 6- Medida de Dureza Vickers para o Ti-cp .............................................................................. 69 Tabela 7- Medidas de Dureza Vickers para as amostras nitretadas ..................................................... 69

LISTA DE SIGLAS

DEMAR Departamento de Engenharia de Materiais

EEL Escola de Engenharia de Lorena

EM Engenharia de Materiais

USP Universidade de São Paulo

TG Trabalho de graduação

DZ Diffusional Zone (Zona Difusional)

HV Dureza Vickers

Ti-cp Titânio comercialmente puro

CL Compound layer (Camada Composta)

CFC Cúbica de Face Centrada

HC Hexagonal Compacta

CCC Cúbica de Corpo Centrado

rpm Rotações por minuto

MEV Microscópio Eletrônico de Varredura

kgf Kilograma força

cps Contagens por Segundo

LISTA DE SÍMBOLOS

μm Micrometros (10-6

m)

°C Graus Celsius

H Hora

g/cm³ Gramas por centímetro cúbico

O Oxigênio

Fe Ferro

N Nitrogênio

C Carbono

H Hidrogênio

Ni Níquel

Co Cobalto

Ti Titânio

Δ Fase Tetragonal do Ti2N

Γ Fase Cúbica do TiN

Α Fase Hexagonal Compacta do titânio

Β Fase Cúbica do titânio

D Difusão de átomos pelos interstícios de uma rede cristalina

D0 Constante de Difusão

T Temperatura

J/mol Joules por mol

EM Constante de Energia

R Constante Universal dos Gases

m Metro

mm Milímetro

cm Centímetro

% Porcentagem

“ Polegadas

V Volts

S Segundo

SUMÁRIO

1 INTRODUÇÃO ............................................................................................................................ 17

1.1 Objetivo ................................................................................................................................. 18

2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA ...................................................................................................... 19 2.1 Titânio ................................................................................................................................... 19

2.2 Titânio comercialmente puro ................................................................................................ 19

2.3 Aspectos gerais dos tratamentos termoquímicos ................................................................... 20

2.4 Tratamentos termoquímicos para o titânio puro .................................................................... 25

2.4.1 Nitretação ...................................................................................................................... 26 3 MATERIAIS E MÉTODOS ......................................................................................................... 34

3.1 Materiais utilizados ............................................................................................................... 34

3.1.1 Titânio ........................................................................................................................... 34 3.2 Métodos ................................................................................................................................. 34

3.2.1 Nitretação ...................................................................................................................... 34 3.2.2 Medidas de Rugosidade média ...................................................................................... 35 3.2.3 Caracterização por difratometria de raios X .................................................................. 36 3.2.4 Caracterização Metalográfica ........................................................................................ 36 3.2.5 Aquisição de imagens .................................................................................................... 37 3.2.6 Medidas de Dureza ........................................................................................................ 37

4 RESULTADOS E DISCUSSÃO .................................................................................................. 38 4.1 Difratometria de Raios X ...................................................................................................... 38

4.1.1 Amostra como recebida e amostras tratadas termoquimicamente................................. 38 4.2 Medidas de Rugosidade média .............................................................................................. 48

4.3 Caracterização Metalográfica ................................................................................................ 52

4.4 Medidas de Dureza ................................................................................................................ 69

5 CONCLUSÃO .............................................................................................................................. 72 6 REFERÊNCIAS ............................................................................................................................ 74

17

1 INTRODUÇÃO

O titânio e suas ligas apresentam elevada resistência específica, alto ponto de

fusão, baixo coeficiente de expansão e excelente resistência à corrosão, boa resistência à

fadiga, possibilitando suas amplas utilizações nas indústrias aeroespacial, militar, naval,

química e automotiva, além da área médica devido à biocompatibilidade e atoxidade no

organismo. Apesar disso, apresentam dificuldades de aplicação em diferentes áreas da

engenharia devido ao seu alto coeficiente de atrito e baixa resistência ao desgaste

(SOUZA, 2001; YOSHIDA et al, 2013).

Dessa maneira, como forma de melhorar as propriedades tribológicas, uma

variedade de técnicas de engenharia de superfície tem sido aplicadas com sucesso. Entre

essas técnicas, a nitretação a gás é considerada como um dos mais promissores métodos

disponíveis para aplicações de engenharia já que o titânio e suas ligas respondem muito

bem aos tratamentos termoquímicos, pois reagem com a maioria dos elementos

intersticiais, especialmente oxigênio e nitrogênio. (SHIBATA et al, 1994; ZHECHEVA

et al, 2004)

Sendo assim, por meio desse processo pode-se facilmente formar uma camada

de nitretos de titânio e uma espessa zona difusional (DZ) na superfície do titânio,

aumentando significativamente a dureza da superfície, contribuindo com a melhora na

resistência ao desgaste. (LI et al, 2014)

Após o tratamento, é esperado significativo aumento na dureza superficial

devido formação das novas fases TiN e Ti2N, variando de 200 a 400HV para o titânio e

suas ligas para 450 a 2000HV com espessuras de camada de 2 a 15μm para o material

submetido à nitretação. No caso da nitretação a gás essa dureza aumenta com o aumento

da temperatura e tempo de tratamento. (TOTAL MATERIA ARTICLE, 2009;

ZHECHEVA et al, 2004)

18

1.1 Objetivo

O presente trabalho, teve como objetivo avaliar o efeito do tempo e da

temperatura de nitretação no titânio grau 2, com relação a espessura de camada, dureza

superficial, microestrutura e rugosidade. Para tanto, as amostras foram tratadas nas

temperaturas de 750, 850 e 950°C por 3, 6 e 9h para cada temperatura. O trabalho foi

complementado com medidas de dureza, rugosidade média, difração de raios X e

análises microestruturais.

19

2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA

2.1 Titânio

O Titânio é largamente distribuído no universo. É abundante na Terra cuja

concentração na crosta terrestre está em torno de 0,6% fazendo dele o 4º mais abundante

dos metais, atrás do Alumínio, Ferro e Magnésio (ZHECHEVA et al, 2004).

Historicamente, o elemento Titânio foi descoberto pelo inglês William Gregor

em 1791. Sendo denominado como titânio anos mais tarde, em 1795, pelo alemão

Marten Klaproth que o encontrou no minério rutilo (TiO2). Possui número atômico 22,

peso atômico 47,9 com densidade de 4,51 g/cm³, sendo 60% menor que o ferro. Possui

um ponto de fusão em torno de 1668 °C e estrutura cristalina hexagonal compacta até a

temperatura de 882,5°C e cúbica de corpo centrado acima dessa temperatura (882,5°C).

(BAUER, 2007)

Caracteriza-se por excelente resistência a corrosão, sendo o único metal

realmente imune à ação corrosiva da água do mar, o que torna indicado para aplicações

da indústria naval e em condição de resistência à ação de soluções cloradas e de cloretos

químicos possibilitando seu uso na indústria petroquímica. Além disso, devido a sua

boa estabilidade da estrutura a altas temperaturas, certa ligas de titânio apresentam

satisfatória resistência mecânica e a oxidação a 530°C, por longos períodos e a 760°C,

por períodos curtos, como no caso de mísseis. Em baixas temperaturas é muito estável

sendo recomendado na fabricação de recipientes para produtos químicos a temperaturas

abaixo de zero. (CHIAVERINI, 1986)

Devido as suas propriedades, como excelente resistência a corrosão, baixa

densidade, boa relação resistência-peso, este material permite o desenvolvimento de

estruturas mais leves e mais fortes com capacidade de trabalharem diferentes faixas de

temperaturas e, desta forma, sendo utilizado em aplicações aeroespaciais, ambientes

corrosivos e na área médica (próteses e implantes dentários). (ZHECHEVA et al, 2004)

2.2 Titânio comercialmente puro

A Titanium Metals Company of America (TMCA) produziu os primeiros produtos

comerciais por volta de 1950. Desde então, a produção do metal tem crescido

20

anualmente cerca de 8% nos últimos 50 anos, já que o Titânio e suas ligas tem se

mostrado um material tecnicamente superior e melhor custo benefício para estruturas.

(ZHECHEVA et al, 2004)

O Titânio comercialmente puro (Ti CP) apresenta teores de pureza entre 98 e

99,5%. Suas propriedades físicas podem variar de acordo com a quantidade de

impurezas, de elementos residuais ou processo de purificação, entre essas impurezas,

temos: Oxigênio (O), Ferro (Fe), Nitrogênio (N), Carbono (C) e Hidrogênio (H). As

impurezas é que determinam as quatro classes de titânios denominados comercialmente

puros como mostra a Tabela 1 (BAUER, 2007).

Essas classes são ordenadas seguindo a ASTM F67, relacionando resistência à

corrosão, conformabilidade (ductilidade) e requisitos de resistência necessários a uma

aplicação específica pela variação nos teores de oxigênio, nitrogênio, hidrogênio,

carbono e ferro. O Ti - CP varia de grau 1, que tem a maior resistência à corrosão,

maleabilidade e menor resistência, para o grau 4, que oferece a mais alta resistência e

maleabilidade moderada. (ASTM F67)

Tabela 1. Composição química em função do grau do titânio

Elemento químico (%) Grau 1 Grau 2 Grau 3 Grau 4

Nitrogênio máx. 0,03 0,03 0,05 0,03

Carbono máx. 0,08 0,08 0,08 0,08

Hidrogênio máx. 0,15 0,15 0,15 0,15

Ferro máx. 0,20 0,30 0,30 0,50

Oxigênio máx. 0,18 0,25 0,35 0,40 Fonte: REALUM

As variações nos teores de O, Fe, N, C e H, apesar de pequenas são as

responsáveis pelas mudanças nas propriedades mecânicas, principalmente os teores dos

elementos Fe e O já que estes ocupam os interstícios do arranjo cristalino do titânio

bloqueando a atividade dos principais sistemas de deslizamento quando sujeitos a forças

externas, aumentando a resistência a possíveis deformações plásticas. (BAUER, 2007)

2.3 Aspectos gerais dos tratamentos termoquímicos

Os tratamentos termoquímicos ganham essa denominação porque são realizados

em condições de ambiente capaz de promover a modificação parcial da composição

química do material. Sendo essa modificação superficial, tendo como objetivo aumentar

a dureza e a resistência ao desgaste da superfície, até determinada profundidade,

21

enquanto o núcleo, cuja composição química não é afetada, permanece tenaz.

(CHIAVERINI, 1986)

Esse tipo de tratamento engloba a chamada engenharia de superfície, atrativa

economicamente, uma vez que a superfície do material controla sua vida em muitas

aplicações. A maioria dos tratamentos termoquímicos envolve a decomposição de

sólido, líquido ou gás posterior separação de moléculas gasosas, fornecendo átomos que

serão absorvidos, difusão pela rede cristalina do metal e finalmente, reações pelo

substrato originando novas fases. (CZERWINKSI, 2012)

Genericamente, a camada formada após o tratamento termoquímico para

qualquer metal se caracteriza como apresentado na Figura 1, onde é possível identificar

a camada mais externa (compound layer), camada difusional (diffusional zone), uma

região de transição e logo abaixo o substrato; (ASM, 2003)

Figura 1- Estrutura esquemática da típica formação da camada superficial de um metal tratado

termoquimicamente

Fonte: ASM, 2003

A concentração do elemento incorporado à superfície do material varia ao longo

do interior do metal, sendo maior na superfície e diminuindo à medida que se aproxima

do núcleo. Na Figura 2 é possível notar a distribuição de um elemento químico A em

uma liga metálica em função das camadas formadas durante o tratamento.

(CZERWINKSI, 2012)

Zona composta de fase dupla

Zona difusional constituída pelos nitretos formados

Zona de transição entre a zona difusional e o substrato

Substrato/Núcleo do material

22

Figura 2- Princípios dos tratamentos termoquímicos mostrando a distribuição de um elemento A em uma

liga com áreas subsuperficiais tipicamente modificada

Fonte: CZERWINKSI, 2012

Dessa forma, os principais tipos de tratamentos termoquímicos são,

carbonetação ou cementação, nitretação, carbonitretação ou cianetação a gás,

nitrocarbonetação e boretação, como descritos abaixo. (CZERWINKSI, 2012;

CHIAVERINI, 1986)

Carbonetação/Cementação

Essa técnica tem como objetivo enriquecer a superfície do aço e outras ligas com

carbono. Para atingir a solubilidade e profundidade de penetração suficiente do carbono,

requer altas temperaturas. Para ligas não ferrosas é usada para aumentar a resistência ao

desgaste. A cementação consiste no mesmo princípio, sendo destinada a peças de aço de

baixo carbono, sendo a temperatura do tratamento superior à temperatura crítica e as

peças envolvidas em meio carbonetante sólida (carvão), líquida (banhos de sal a base de

cianetos) ou gasosa (atmosfera rica em CO). (CZERWINKSI, 2012; CHIAVERINI,

1986)

Carbonitretação ou cianetação a gás

A carbonitretação é um processo similar a carbonetação, porém nitrogênio é

adicionado à atmosfera de carbonetação, o que resulta na incorporação simultânea de

nitrogênio e carbono a superfície do metal. A nitrocarbonetação também consiste na

introdução simultânea de nitrogênio e carbono a superfície do metal, porém sob

SUPERFÍCIE

Concentração no interior da liga

Perfil de concentração de A

Precipitação Solução sólida Núcleo da liga

Amplitude difusional

23

temperaturas menores do que na carbonitretação e sendo feita através de banho de sal

em cianeto alcalino ou carbonato alcalino. Esse tipo de tratamento pode ser aplicado em

aços inoxidáveis e ligas especiais para peças que necessitam de alta dureza superficial,

alta resistência à fadiga de contato e submetidas a cargas superficiais moderadas.

(CZERWINKSI, 2012; CHIAVERINI, 1986)

Boretação

Por meio desse tratamento, a camada superficial do material é saturada com

boro. O processo é realizado em meio sólido, líquido ou gasoso. Para aços melhora a

resistência ao desgaste, corrosão e oxidação em temperaturas de até 850°C. Pode ser

aplicado a alguns materiais ferrosos e ligas de Ni, Co ou Ti, indicado para peças que

necessitam de alta resistência a abrasão. (CZERWINKSI, 2012; CHIAVERINI, 1986)

Nitretação

O primeiro processo de nitretação foi desenvolvido no início dos anos 1900 e

continua sendo usado em muitas aplicações industriais como em componentes de

aviões, mancais e componentes automotivos, maquinário têxtil, turbinas e implantes

dentários. (ASM, 2013)

A nitretação é um tratamento termoquímico realizado pelo aquecimento, em que

nitrogênio é introduzido na superfície mais externa de peças e componentes. O tempo

do processo é controlado pela difusão, por essa razão uma relação entre o tempo de

nitretação e temperatura deve ser encontrada. Para um ciclo de tratamento curto, altas

temperaturas são mais indicadas, porém as altas temperaturas diminuem a resistência do

material resultando em distorções. Sendo assim, são recomendadas somente para peças

e componentes com geometria simples. (TOTAL MATERIA ARTICLE, 2009)

Os principais tipos de nitretação são, a gás, a plasma, iônica ou por descarga

luminosa, a laser e incorporação por íon-beam (feixe de íons). (ZHECHEVA et al,

2004; CZERWINKSI, 2012)

No caso do nitretação a gás, técnica utilizada para este trabalho, trata-se de um

método bastante promissor para aplicações de engenharia já que forma a camada

superficial de elevada dureza, facilmente. A principal vantagem da técnica é que ela

independe da geometria da amostra e não requer nenhum tipo de equipamento especial

como nas demais, podendo assim ser realizada em forno com atmosfera de nitrogênio.

Os parâmetros que controlam as propriedades da camada incluem tempo, temperatura e

taxa de dissociação do gás. (ZHECHEVA et al, 2004; CZERWINKSI, 2012)

24

O processo a plasma, foi desenvolvido por volta de 1932, mas tornou-se

comercialmente viável por volta de 1970. Essa técnica se dá por uma carga luminosa

que introduz nitrogênio atômico na superfície de uma liga levando a subsequente

difusão para as camadas abaixo da superfície da liga tem como principais vantagens ser

um processo que requer temperaturas e tempos menores possibilita maior controle da

estrutura e espessura das camadas de nitretos e zonas difusionais através das variáveis

do processo e formação de uma camada bastante uniforme pelo fato do plasma ser

uniforme sobre a superfície. Como desvantagens, temos a influencia da geometria da

superfície (furos, concavidades) resultando em maior densidade de plasma nessas

regiões e o superaquecimento em peças que possuam maior relação entre área

superficial e volume. Desta forma, pode gerar deformações nas peças, além da

necessidade de equipamento especial com alta energia de ionização. (SOUZA, 2002;

CZERWINKSI, 2012; ZHECHEVA et al, 2004)

Na nitretação a laser, um feixe de laser é emitido sobre o material em uma

atmosfera de nitrogênio, sofrendo esse a irradiação da luz do laser, resultando na fusão

da superfície gerando camadas de 1 a 1,5μm com excelente ligação com substrato,

porém pode gerar trincas superficiais em ligas, além da influência da geometria do

material e a necessidade de equipamento especial. (ZHECHEVA et al, 2004;

CZERWINKSI, 2012)

Por fim, a técnica por íon-beam, pode ser aplicada em escala limitada a ligas

para incorporação de nitrogênio a superfície, resultando em camadas de até 1μm na

temperatura ambiente. Existem técnicas híbridas a essa sendo desenvolvidas para

temperaturas mais elevadas permitindo a formação de camadas mais espessas.

(CZERWINKSI, 2012)

Comparando algumas técnicas de tratamentos térmicos e termoquímicos quanto

à dureza em função da profundidade do material, através da Figura 3, que compara

nitretação, carbonetação, têmpera superficial por indução e têmpera do núcleo, é

possível constatar que os processos termoquímicos apresentam valores superiores de

dureza destacando-se a nitretação, porém esta possibilita menor penetração no material.

25

Figura 3- Profundidade de dureza para tratamentos térmicos e termoquímicos enfatizando a máxima

dureza e profundidade de penetração

Fonte:CZERWINKSI, 2012

2.4 Tratamentos termoquímicos para o titânio puro

Em geral, todas as tecnologias da engenharia de superfície podem ser aplicadas

ao titânio, porém o titânio e suas ligas comercialmente disponíveis não são tão

receptíveis no caso de endurecimento da superfície para tratamentos que não alterem a

composição da superfície e, sendo eles quimicamente ativos e facilmente reativos aos

elementos intersticiais, os tratamentos tem apresentado interesse, através da saturação

da superfície pela difusão de diferentes elementos, destacando-se a nitretação e

carbonetação. . (ZHECHEVA et al, 2004)

A carbonetação, para ligas não ferrosas como é o caso das ligas de titânio, é

utilizada para aumentar a resistência ao desgaste resultando, pelo processo a plasma, em

espessuras de camada em torno de 40μm e dureza de 1050HV. Pode também ser

aplicada ao titânio puro em atmosfera livre de hidrogênio, gerando uma camada

superficial com características especiais. (CZERWINKSI, 2012)

No caso da carbonitretação, o carbono e nitrogênio formam com o titânio

carbetos e nitretos de elevada dureza. No caso do processo a plasma, gera uma camada

de aproximadamente 55μm composta por TiCxN1-x , TiN e TiC para ligas de titânio.

Para o titânio puro, a carbonitretação a 850°C por 5h pode formar uma camada mais

superficial de carbonitretos e uma espessa camada formada por uma solução sólida α-

estabilizada de titânio com nitrogênio e oxigênio. (CZERWINKSI, 2012)

Du

reza

, HR

C

Profundidade, mm

Nitretação

Carbonetação

Têmpera superficial por indução

Têmpera do núcleo

26

Através do trabalho realizado por Pohrelyuk et al. (2007) em atmosfera

composta por C-N-O, foi observado que o tratamento combina as vantagens da

carbonetação (alta microdureza superficial), nitretação (suave gradiente de dureza) e

oxigênio (profunda camada de gás saturado). Os autores observaram também que para a

formação dos carbonitretos são necessárias altas temperaturas (1100°C ou mais) uma

vez que em temperaturas abaixo destas só há formação de nitretos ε-(Ti2N) e δ-(TiN) já

que abaixo de 1100°C o carbono não interage suficientemente com o titânio. Em

condições semelhantes a dureza média obtida é maior do que para a nitretação e pelas

maiores velocidades de solubilidade e difusão, a camada difusional formada é mais

profunda. Além disso, a camada carbonitretada formada a 1100°C é porosa e o

tratamento do titânio e suas ligas nessas temperaturas é inaceitável em aplicações

industriais porque leva a uma grande diminuição nas propriedades mecânicas do

substrato.

O tratamento termoquímico de boretação é aplicável ao titânio e suas ligas em

temperaturas em torno de 950°C gerando uma camada compacta e uniforme de TiB2 e

TiB, aumentando a resistência superficial sem afetar negativamente a

biocompatibilidade, porém a principal desvantagem desse processo é a fragilidade da

camada composta formada. (CZERWINKSI, 2012)

2.4.1 Nitretação

A nitretação do titânio e suas ligas tem sido investigada por muitos anos e usada

efetivamente para proteção contra o desgaste, já que a formação de nitretos de titânio

sobre a superfície tornou-se um dos métodos mais eficazes para melhora desse tipo de

resistência, sendo favorecida pelo fato de que o nitrogênio apresenta alta solubilidade no

α-Ti, reforçando a camada superficial significativamente. (ZHECHEVA et al, 2004;

YOSHIDA et al, 2013)

A dureza é a propriedade mais estudada na nitretação do titânio e suas ligas

tendo suas durezas iniciais variando geralmente de 200 a 400HV dependendo da

composição do metal e a variação dessa dureza é provocado pelo aumento da

concentração de nitrogênio e formação das novas fases de nitretos de titânio.

(ZHECHEVA et al, 2004)

No processo de nitretação, o nitrogênio difunde na superfície do Ti, tornando-se

mais escasso com a profundidade. Assim, existindo condições ideais de difusão e oferta

27

de átomos de nitrogênio, todas as estruturas previstas pelo diagrama de fases podem ser

encontradas na superfície do titânio nitretado. Se não houver átomos suficientes para

formar uma dessas fases, o nitrogênio permanece em solução sólida, ocupando os

interstícios da rede cristalina do titânio. (SOUZA, 2001)

Na Figura 4 é possível identificar as fases formadas para o digrama Ti-N de

acordo com a concentração de nitrogênio no material;

Figura 4- Diagrama de fases Ti-N

Fonte: ZHECHEVA et al., 2004

O nitrogênio difunde através do material em direção ao substrato formando a

camada mais externa (compound layer- CL) na superfície do material. Ela é composta

basicamente por nitretos de titânio (TiN e Ti2N), seguida por uma camada difusional

(DZ) que consiste em uma solução sólida intersticial de nitrogênio nas fases α ou β do

titânio. (TOTAL MATERIA ARTICLE, 2009)

Esse processo ocorre de maneira que o nitrogênio absorvido na superfície

através da difusão forma uma solução intersticial de nitrogênio na fase α do titânio e

isso continua até quando a matriz α-Ti puder dissolver nitrogênio. Se a concentração de

% átomos de Nitrogênio

% peso de Nitrogênio

Tem

per

atu

ra °

C

28

nitrogênio na interface gás/metal se tornar maior do que a fase α é capaz de reter na

solução intersticial, a reação na interface ocorre levando a formar a nova fase Ti2N

(tetragonal), ou seja, formação de uma camada de nitreto (CL) e a baixo dela a DZ.

Quando a concentração de nitrogênio na interface gás/metal se torna maior do que o

aceitável em Ti2N, ocorre uma transformação de fase na superfície do metal e o Ti2N se

transforma em TiN(CFC). (ZHECHEVA et al, 2004)

A Figura 5 mostra uma representação esquemática da formação e crescimento

das fases ao longo do tratamento;

Figura 5- Evolução da camada superficial durante a nitretação do titânio

Fonte: ZHECHEVA et al, 2004

Visto que a nitretação se trata de um processo difusional, a difusão de um átomo

pelos interstícios de uma rede cristalina é descrita pela equação empírica:

D=D0 e-EM/RT

(Equação 1)

Onde R é a constante universal dos gases (8,31J/mol.K), T é a temperatura em

Kelvin e EM é a energia de migração (em J/mol). D0 e EM são constantes obtidas

experimentalmente. No titânio, a difusão D do nitrogênio intersticial nas fases α e β é:

Dα= 2,07. 10-3

e-41700/RT

(Equação 1.1)

Dβ= 0,747 e-35300/RT

(Equação1.2)

A equação 1.1 é válida para temperaturas menores do que 882,5°C; acima desse

valor a difusão obedece a equação 1.2. De acordo com estas expressões, para uma dada

temperatura, a difusão na fase β é da ordem de 10³ vezes maior do que na fase α. Assim,

Crescimento da espessura

Redução da concentração de nitrogênio

Zona difusional Núcleo do material

Cam

ada

com

po

sta

Tem

po

de

nit

reta

ção

29

as camadas de nitretos mais espessas são obtidas em tratamentos acima da temperatura

de transição de fases. (SOUZA, 2001)

Nesse caso, o número de parâmetros operacionais do processo deve ser bem

controlado de maneira que o processo caminhe com sucesso. Muitos desses parâmetros

podem ser controlados com métodos e instrumentação relativamente simples e são eles

que determinarão as propriedades da camada para o titânio e suas ligas. Os principais

parâmetros são: temperatura, tempo, composição do gás, composição do plasma, taxa de

vazão do gás, taxa de aquecimento e resfriamento, pressão do gás, corrente e voltagem,

dependendo do tipo de nitretação. (ASM, 2003)

Na nitretação a plasma um parâmetro importante para definir a espessura da

camada é composição do plasma, como mostrado na Tabela 2, nela podemos notar que

o aumento da concentração de nitrogênio no plasma torna a camada mais espessa e a

adição de amônia provoca um ganho extra na espessura da camada composta.

Tabela 2- Controle da camada composta durante a nitretação a plasma


Através dos estudos realizados até o momento, por diversas técnicas de

nitretação de titânio comercialmente puro e suas ligas, foram obtidos os nitretos TiN e

Ti2N na superfície e, abaixo da superfície, o endurecimento se dá por uma solução

sólida intersticial de nitrogênio no titânio α ou β. Sendo que a espessura e a dureza

dessas camadas varia com a temperatura e tempo de tratamento. (Li et al, 2014;

ZHECHEVA et al, 2007)

A nitretação a gás do titânio comercialmente puro e suas ligas tem sido

investigada por vários autores. Zhecheva et al. (2007) em seus estudos sobre nitretação

a gás em ligas de titânio encontraram uma espessura de camada superficial (compound

layer - CL) de 2 a 10μm para tratamentos a 950°C e 1050°C variando de 1 a 5h e

valores de medida de dureza superficial de aproximadamente 2000HV, sendo que essa

dureza diminui de acordo com o distanciamento da superfície até atingir o substrato,

30

além disso eles mencionam que apesar do aumento na dureza superficial que esse

tratamento gera, isso não garante melhora na resistência ao desgaste .

Li et al. (2014) através de seus estudos sobre nitretação a gás de Ti-CP para

temperaturas de 700, 850 e 1000°C por 16h para cada temperatura e por 4 e 8h para

850°C , puderam avaliar a influência da transformação de fase durante a nitretação e o

quanto o tempo de tratamento interfere na camada. Dessa forma, foi constatado que para

todos os tratamentos houve a formação de δ-TiN (fase cúbica) e ε-Ti2N (fase

tetragonal) (em algumas amostras foi encontrado Rutilo) e que a concentração desses

nitretos aumentou com o aumento da temperatura e tempo de tratamento, levando

consequentemente ao aumento da dureza. Entretanto, também reportaram que para

tempos muitos longos de tratamento, como 16h, em altas temperaturas, ocorreu o

surgimento de defeitos, resultando em microtrincas na superfície e possível

descolamento da camada da superfície do material, podendo isso ser causado pela

contração térmica desigual entre as fases obtidas, gerando tensão térmica residual

durante o resfriamento. Eles concluíram através do estudo que a condição de tratamento

que apresentou melhores resultados foi de 850°C por 4h, nesse caso a camada formada

se mostrou mais fina, mas contínua, livre de defeitos e com boa adesão ao substrato,

resultando assim em uma melhor resistência a erosão por cavitação .

Segundo os estudos realizados por Koyuncu et al.(2009), nesse caso sobre

nitretação a plasma em ligas de titânio, foi possível identificar qual nitreto se forma

primeiro, já que os tratamentos foram feitos a 700, 800, 900 e 1000°C por 2, 4, 7 10 e

15h para cada temperatura. Dessa forma eles notaram que somente para 700°C por 2h

não se formou TiN evidenciando que sua formação é secundária a do Ti2N e de maneira

geral as amostras tratadas nessa temperatura tiveram pouco aumento na dureza,

identificando essa temperatura como não indicada para esse tratamento. Além disso, em

todas as demais amostras, houve a formação de três regiões compondo a camada como

um todo, sendo a mais externa e fina a CL, composta por TiN e Ti2N, abaixo dela a

camada difusional – DZ, que possui estrutura acicular de uma solução sólida de titânio

enriquecida com nitrogênio, e abaixo dessa o substrato composto por uma fase equiaxial

de titânio. Foi notado também que o tamanho dos grão sofre aumento com o aumento da

temperatura de nitretação a plasma e que para as maiores temperaturas houve a

formação de Ti-β de estrutura lamelar. Além disso pôde-se perceber que a dureza na

31

parte mais externa da superfície a 1000°C é maior do que a 900°C devido ao fato de que

a espessura da camada difusional formada é maior para a maior temperatura.

Por meio da técnica de difração de raios X, Koyuncu et al.(2009) identificaram

que a camada mais externa consiste em TiN e abaixo dela está a de Ti2N, já que os picos

de TiN de menor intensidade são obtidos em temperaturas mais baixas (700 e 800°C)

sendo assim, a camada de TiN formada em altas temperaturas (900 e 1000°C) se

apresenta mais espessa. Eles também concluíram através desse estudo que para as

maiores temperaturas, a camada cresce mais rapidamente e que a máxima espessura e

dureza, foram obtidas para a nitretação realizada a 1000°C por 10h.

Ainda sobre as temperaturas mais indicadas para a realização da nitretação a gás,

Shibata et al.(1994) identificaram que apesar de a camada nitretada tornar-se mais

espessa e dura com o aumento da temperatura, deve-se evitar temperaturas acima da

temperatura de transformação de fase α β porque o notável crescimento de grão no

núcleo do material toma lugar durante o processo de nitretação, sendo esse estudo

realizado para 750 e 850°C por 4h e 15h.

Pode-se notar também através dos estudos previamente realizados por diversos

autores, a necessidade de um preparo inicial da superfície das amostras incluindo

polimento e lavagem em limpador ultra-sônico com acetona e água destilada, de forma

a tentar propiciar maior uniformidade no resultado final da camada nitretada.

Comparativamente segundo Czerwinksi (2012), todas as técnicas de nitretação

podem ser aplicadas ao titânio. No caso da nitretação a gás, a desvantagens é que requer

temperaturas altas para o tratamento, de 650 a 1000°C e longos tempos de até 100h

podendo provocar redução na vida em fadiga. A camada gerada por essa técnica (CL)

varia de 2 a 15μm com dureza entre 500 e 1800HV. Já a nitretação a plasma é

conduzida a temperaturas de 400 a 950°C e tempos mais curtos de 0,5 a 32h gerando em

média uma CL de 50μm e a redução da vida em fadiga gerada pelo tratamento pode ser

eliminada diminuindo a temperatura de tratamento. Na técnica por íon-beam usando

nitrogênio a temperatura pode variar de 500 a 900°C e o tempo de até 20h, produzindo

uma CL de 8 a 8μm de espessura média com microdureza de 800 a 1200HV. A

nitretação a laser é aplicável ao titânio mas pode gerar através do processo uma

superfície com tendência a trincas, em uma mistura de nitrogênio e argônio, esse tipo de

técnica pode levar a um aumento na dureza superficial de até 1300HV.

32

Devido as suas excelentes propriedades, o titânio tratado termoquimicamente

através da nitretação a gás apresenta diversas aplicações como na biomedicina em

implantes dentários, na engenharia de aplicação como em engrenagens e mancais e em

diferentes componentes, incluindo componentes de carros de corrida e de máquinas de

precisão. (ZHECHEVA et al, 2004)

Uma constatação importante é que o volume da peça tratada aumenta

dependendo da quantidade de nitrogênio absorvido, como pode ser observado na figura

6, sendo isso levado em conta em peças de precisão, estando essas mudanças

relacionadas a mudança de fase e a topografia da superfície devido ao aumento na

rugosidade.

Figura 6- Esquema enfatizando as mudanças dimensionais e rugosidade superficial após a nitretação


O processo a plasma geralmente produz superfícies mais lisas do que o processo

a gás, sendo assim, em alguns casos essa técnica pode ser complementada com posterior

polimento de modo que seja obtida a rugosidade inicial da peça. (CZERWINKSI, 2012)

Em adição, através de estudos Fouquet et al. (2003) constatou que para o

processo de nitretação a plasma realizado a rugosidade permaneceu praticamente

inalterada para temperaturas abaixo de 700°C mas aumenta drasticamente para

temperaturas entre 850 e 900°C. Esse aumento na rugosidade segue o aumento

significativo da espessura da camada, especialmente quando o TiN é a fase principal

formada. Em seus estudos ele notou um aumento de até 10 vezes nos valores de

rugosidade média em relação as condições indiciais para o tratamento realizado a

Rugosidade

Dimensões

Antes do tratamento

Depois do tratamento

33

900°C, indicando grande modificação na superfície do material. (FOUQUET et al.,

2003)

34

3 MATERIAIS E MÉTODOS

3.1 Materiais utilizados

3.1.1 Titânio

Para a realização deste trabalho foi utilizado titânio Grau 2 na forma de barras

cilíndricas com 1,0 m de comprimento e 12 mm de diâmetro adquirido junto a Realum

Ind. e Com. de Metais Puros e Ligas Ltda. A barra foi cortada em amostras com

aproximadamente 1cm de comprimento e 6cm de diâmetro para a execução dos

tratamentos superficiais.

A composição química (% peso) fornecida pelo Certificado de Qualidade da

Realum Indústria e Comercio de Metais Puros e Ligas Ltda. é apresentada na Tabela 3 .

Tabela 3-Relação entre e os elementos químicos presentes no titânio grau 2 e sua % em peso

Elemento químico (%) % peso

Nitrogênio máx. 0,03

Carbono máx. 0,08

Hidrogênio máx. 0,15

Ferro máx. 0,30

Oxigênio máx. 0,25

Fonte: REALUM

Figura 7- Amostra de titânio como recebido

3.2 Métodos

3.2.1 Nitretação

As amostras foram nitretadas em forno convencional, por esse motivo a

atmosfera de nitrogênio foi criada através do encapsulamento das amostras em tubos de

35

quartzo de 12 mm em uma atmosfera de nitrogênio. Para a realização do tratamento,

utilizou-se um forno Mufla da marca Fornitec Indústria Comercio LTDA. Após o

encapsulamento elas foram submetidas a tratamentos por 3, 6 e 9h nas temperaturas de

750, 850 e 950°C para cada período mencionado, totalizando ao final do processo 9

amostras tratadas.

Figura 8- Amostras encapsuladas (a) antes da nitretação; (b) nitretadas a 750°C por 3, 6 e 9h; (c)

nitretadas a 850°C por 3, 6 e 9h; (d) nitretadas a 950°C por 3, 6 e 9h

3.2.2 Medidas de Rugosidade média

Após o tratamento termoquímico as amostras foram tiradas dos tubos de quartzo

e tiveram suas rugosidades superficiais médias medidas através do rugosímetro portátil

Mituoyo SJ-201, sendo feitas as medições nos sentidos longitudinal e transversal para

cada amostra e para a amostra como recebida.

36

Figura 9- Rugosímetro portátil utilizado

3.2.3 Caracterização por difratometria de raios X

As amostras passaram pela difratometria de raios X como parte da

caracterização do material como recebido e nitretado para identificação dos compostos

formados na superfície do material. Para tanto, foi utilizado um equipamento da marca

Shimadzu modelo XRD 6000, que se encontra instalado na Escola de Engenharia de

Lorena- USP. Os compostos foram identificados através das informações contidas no

software Pearson’s Crystal Data, sendo essas fases determinadas pelo auxilio do

programa Powder Cell for Windows, onde foi possível fazer a indexação dos picos.

3.2.4 Caracterização Metalográfica

Das secções transversais do material como recebido e nitretado, foram retiradas

amostras que, posteriormente, foram preparadas com base nos padrões usuais de

metalografia. As etapas de preparação envolveram o seccionamento, embutimento,

lixamento, polimento e o ataque químico.

O seccionamento foi feito por meio de uma cortadeira metalográfica Buehler

Isomet 1000 Precision saw, utilizando um disco de 4” de carbeto de silício.

Posteriormente as amostras passaram pelo embutimento a quente em baquelite. O

lixamento das amostras, foi realizados em uma lixadeira da marca Arotec Indústria e

Comércio LTDA, as amostras foram preparadas em lixas d’água à base de SiC com

granulometria de 180, 240 320,400, 600, 1000,1200, 1500, 2000 e 2400 mesh. A cada

troca de lixa, as amostras eram rotacionadas em 90° seguindo o padrão usual de

preparação.

37

O polimento foi feito em uma politriz da marca Arotec, modelo Aropol 2V, com

rotação de 600 rpm em pano de polimento de feltro com uma suspensão de sílica

coloidal de 0,05 µm da marca Allied fazendo-se o início do polimento com rotação da

amostra aplicando uma força moderada sobre ela, e a medida que a superfície tornou-se

praticamente livre de riscos, os movimentos foram interrompidos, deixando a amostra

fixa e diminuindo a força do polimento. Para o ataque químico foi utilizado uma

solução à base de HF e HNO3 (Kroll), as amostras tiveram sua superfície imersas por

17s a 20s e então lavadas em água corrente e secas com jato de ar quente fazendo-se

uma inclinação de 45° nas amostras para essa secagem.

3.2.5 Aquisição de imagens

Após os ataques químicos as amostras foram observadas em microscópios óptico

e eletrônico de varredura. Para a aquisição e captura de imagens em microscopia óptica

foi utilizado um microscópio ótico Leica modelo DM IRM e para a aquisição e captura

de imagens em microscopia eletrônica foi utilizado um microscópio eletrônico de

varredura (MEV) LEO modelo 1450-VP. Ambos os equipamentos encontram-se

instalados e disponibilizados na EEL/USP.

3.2.6 Medidas de Dureza

As medidas de microdureza Vickers foram realizadas para caracterização do

material como recebido e nitretado, de maneira a identificar a dureza da superfície para

as diferentes temperaturas e tempos de tratamento e o respectivo aumento em cada

condição. Sendo assim, foi utilizado um microdurômetro Micromet 2004 da Buehler

aplicando- se uma carga de 1kgf durante 30s.

38

4 RESULTADOS E DISCUSSÃO

4.1 Difratometria de Raios X

4.1.1 Amostra como recebida e amostras tratadas termoquimicamente

Através da técnica de Difratometria de raios X foi possível identificar as fases

formadas e seus respectivos planos preferenciais.

Figura 10- Difratograma da amostra de titânio como recebido

20 40 60 80 100

0

200

400

600

800

Ti

(00

4)

(20

1)(1

12

)(2

00

)(10

3)

(11

0)

(10

2)

(10

1)

(00

2)

(10

0)

Inte

nsid

ad

e [cps]

2[°]

Amostra como recebida

A Figura 10 apresenta o difratograma para a amostra como recebida. Pode-se

verificar que este apresentou estrutura cristalina do tipo hexagonal compacta (HC),

característica da fase α (LI et al, 2014; ZHECHEVA et al, 2004). Os picos de maior

intensidade representados na figura acima, fora verificados em 2θ=38,51° apresentando

intensidade de I=618,63 cps e 2θ= 39,98° com I=789,32 cps, sendo correspondentes aos

planos (002) e (101) da fase α respectivamente, com a= 2.9216 e c=4,7079, de acordo

com os resultados obtidos por Li et al. (2014).

Para as amostras nitretadas pôde-se observar algumas características comuns, os

picos apresentam deslocamento para ângulos mais baixos indicando que os parâmetros

de rede a e c apresentaram aumento (ZHECHEVA et al., 2007) e os picos

39

característicos da fase α vão deixando de existir com o aumento da temperatura e tempo

de tratamento como também observado por Li et al. (2014).

Figura 11- Difratograma da amostra tratada termoquimicamente por 3h a 750°C

A Figura 11 apresenta o Difratograma para a amostra tratada a 750°C por 3h

podendo-se identificar a fase Ti2N, com estrutura tetragonal e a fase α com estrutura

hexagonal compacta. Os picos de maior intensidade foram obtidos pela fase α em

2θ=38,52°, I=805,08 cps e 2θ=70,65°, I=454,25 cps referentes aos planos (002) e (103)

respectivamente. O pico de maior intensidade da fase Ti2N, foi encontrado para o plano

(111) em 2θ=39,42, I=153,73 cps (LI et al., 2014)

40

Figura 12- Difratograma da amostra tratada termoquimicamente a 750°C por 6h

20 40 60 80 100

0

100

200

300

400

500

(10

4)

(00

4)

(21

2)

(20

2)

(10

3)

(11

2)

(30

1)

(00

2)(1

02

)(2

11

)

(21

0)

(10

1)(1

11

)(0

02

)

(20

0)

Ti2N

Ti

Inte

nsid

ad

e [cp

s]

2[°]

Nitretada 750°C 6h

A Figura 12 mostra o Difratograma para a amostra tratada a 750°C por 6h

podendo-se identificar a fase Ti2N, com estrutura tetragonal e a fase α com estrutura

hexagonal compacta. Os picos de maior intensidade também foram obtidos pela fase α

em 2θ=38,27°, I=458,50 cps e 2θ=40,29°, I=334,52 cps referentes aos planos (002) e

(101) respectivamente. O pico de maior intensidade da fase Ti2N, foi encontrado para o

plano (111) em 2θ=39,34, I=276,27 cps, sendo que este apresentou aumento na sua

intensidade com o aumento do tempo de tratamento. (LI et al., 2014)

41


20 40 60 80 100

0

100

200

300

400

500

600Ti

2N

Ti

(10

4)

(00

4)

(40

0)(2

12

)(2

02

)(1

03

)

(31

1)(3

01

)(0

02

)(10

2)

(21

1)

(10

1)

(11

1)

(00

2)

(20

0)In

ten

sid

ad

e [cp

s]

2[°]

Nitretada 750°C 9h


podendo-se identificar a somente as fases Ti-α e a fase Ti2N com estrutura tetragonal e a

fase α com estrutura hexagonal compacta. Os picos de maior intensidade também foram

obtidos em 2θ=38,33°, I=585,11 cps, fase α e 2θ=39,41°, I=436,90 cps, fase Ti2N

referentes aos planos (002) e (111) respectivamente. Foi possível observar que para as

três condições de tratamento sob essa temperatura não houve a formação de fase TiN,

levando a crer que essa fase se forma secundariamente e que apresenta uma temperatura

mínima para que sua formação ocorra, sendo assim, podemos concluir que ela é uma

camada mais externa do que a composta por Ti2N, se formando sobre a fase Ti2N.

Podemos notar também que, como esperado com o aumento do tempo de tratamento, os

picos de Tiα vão decrescendo em suas intensidades e os picos de Ti2N vão tendo sua

intensidade crescente. (LI et al., 2014; KOYUNCU et al., 2009)

42


20 40 60 80 100

0

200

400

600

800

1000

(10

4)

(33

0)

(00

4)

(21

2)

(31

1)(20

2)

(10

3)

(31

1)

(30

1)(2

20

)(00

2)

(10

2)

(22

0)

(21

1)

(20

0)

(10

1)

(11

1)

(00

2)

(11

1)

TiN

Ti2N

Ti

Inte

nsid

ad

e [cp

s]

2[°]

Nitretada 850°C 3h


podendo-se identificar as fase Ti2N, com estrutura tetragonal, fase α com estrutura

hexagonal compacta e a fase TiN, com estrutura cúbica. O pico de maior intensidade da

fase α foi obtido em 2θ=38,08°, I=425,98 cps, pertencente ao plano (002), sendo

possível notar que o pico sofreu redução de intensidade e deslocamento para a esquerda,

quando comparado ao mesmo tempo de tratamento mas para temperatura inferior

(750°C). Para a fase Ti2N, o pico de maior intensidade foi encontrado em 2θ=39,41°,

I=945,30 cps referente ao planos (111), evidenciando o aumento da intensidade dos

picos dessa fase para essa temperatura para o mesmo tempo de tratamento (3h). Para

essa temperatura já se pode notar a formação da fase TiN, mesmo para um tempo

relativamente curto de tratamento, sendo o pico de maior intensidade dessa fase

encontrado para o plano (111) em 2θ=36,96°, I=236,90 cps (LI et al., 2014;

KOYUNCU et al., 2009)

43


20 40 60 80 100

0

200

400

600

800

1000

TiN

Ti2N

Ti

(222)

(004)

(400)

(212)(

321)

(202)

(103)

(331)(3

01)

(110)(

220)

(002)

(220)

(102)

(211)

(200)(210)(1

01)

(111)

(002)

(111)

(200)

(101)

Inte

nsid

ad

e [cp

s]

2[°]

Nitretada 850°C 6h


podendo-se identificar as fase Ti2N, com estrutura tetragonal, fase α com estrutura

hexagonal compacta e a fase TiN, com estrutura cúbica. Os picos de maior intensidade

foram obtidos pela fase Ti2N em 2θ=39,34°, I=875,16 cps 2θ=61,10°, I=469,71 cps

pertencentes aos planos (111) e (002) respectivamente. Para a fase α, o pico de maior

intensidade foi encontrado em 2θ=37,82°, I=279,01 cps, referente ao plano (002), e para

a fase TiN o pico de maior intensidade foi obtido em 2θ=36,91°, I=122,15 cps, referente

ao plano (111), comparando-se ao mesmo tempo de tratamento, foi possível notar

aumento na intensidade do pico referente a fase Ti2N e redução na fase Tiα, além disso

houve deslocamento dos picos para ângulos mais baixos. (LI et al., 2014; KOYUNCU

et al., 2009)

44

Figura 16- Difratograma referente a amostra tratada termoquimicamente a 850°C por 9h

20 40 60 80 100

0

200

400

600

800

1000

1200

(222)

TiN

Ti2N

Ti

(222)

(004)

(400)(2

12)(

321)

(202)

(103)

(331)

(301)(2

20)

(002)

(220)

(102)

(211)(2

00)

(101)

(111)

(002)(1

11)

(101)

Inte

nsid

ad

e [cp

s]

2[°]

Nitretada 850°C 6h


podendo-se identificar a presença de três fases, Ti2N, com estrutura tetragonal, fase α

com estrutura hexagonal compacta e fase TiN com estrutura cúbica. Os picos de maior

intensidade foram obtidos em 2θ=39,34°, I=1052,71 cps e 2θ=61,10°, I=503,7 cps,

sendo eles pertencentes a fase Ti2N e referentes aos planos (111) e (002)

respectivamente. A fase Tiα se apresenta com picos de intensidade bem reduzida em

comparação a amostra tratada a 750°C para o mesmo tempo de tratamento com pico de

máxima intensidade em 2θ=205,38 cps, I= 205,38 cps, referente ao plano (101). Em

contrapartida a fase TiN, que antes não foi identificada para essa condição de

tratamento, se faz presente com picos mais intensos do que a fase α, sendo o de maior

intensidade encontrado em 2θ=36,82°, I=237,10 cps, pertencente ao plano (111). (LI et

al., 2014)

Foi possível observar que para as três condições de tratamento sob essa

temperatura houve a formação de fase TiN sendo possível identificar que essa

temperatura, independente do tempo de tratamento, já é suficiente para a formação

dessa fase que se forma secundariamente. Além disso, notamos novamente que há

Nitretada 850°C 9h

45

deslocamento dos picos para a esquerda. Podemos notar também que, como esperado,

os picos de Tiα vão decrescendo em suas intensidades e os picos de Ti2N vão tendo sua

intensidade crescente. (LI et al., 2014; KOYUNCU et al., 2009)


20 40 60 80 100

0

200

400

600

800

1000

1200

(112)

(202)

(101)

(222)

TiN

Ti2N

Ti

(222)(2

12)(

321)

(311)

(103)

(331)

(220)

(002)

(220)

(102)

(200)

(111)

(111)

(101)

Inte

nsid

ad

e [cp

s]

2[°]

Nitretada 950°C 3h

A Figura 17 mostra os Difratograma para a amostra tratada a 950°C por 3h

podendo-se identificar as três fases esperadas, Ti2N, com estrutura tetragonal, Ti-α com

estrutura hexagonal compacta e TiN, com estrutura cúbica. O pico de maior intensidade

foi obtido pela fase Ti2N em 2θ=61,07°, I=434,49 cps, pertencente ao plano (002), para

a fase TiN, o pico de maior intensidade foi encontrado em 2θ=36,82°, I=406,18 cps

referente ao planos (111) e para a fase Ti-α, esta apresentou seus picos com menor

intensidade do que para as temperaturas menores (850°C e 750°C) para o mesmo tempo

de tratamento, sendo o pico de maior intensidade desta fase encontrado em 2θ=39,75,

I=123,49 cps referente ao plano (101). Foi notado o deslocamento dos picos para

ângulos mais baixos, por exemplo o pico referente ao plano (002) da fase Ti2N, de 61,

13° para 60,03°, na temperatura de 850°C por 9h. (LI et al., 2014; KOYUNCU et al.,

2009)

46


20 40 60 80 100

-100

0

100

200

300

400

500

600

700

800

TiN

Ti2N

Ti

(222)

(222)

(212)(

321)

(112)

(311)(2

02)

(103)

(112)(

311)

(301)

(220)

(002)

(102)

(220)

(211)

(200)

(101)

(111)

(002)

(111)

(101)

Inte

nsid

ad

e [cp

s]

2[°]

NItretada 950°C 6h


podendo-se identificar também as fase três fases esperadas, Ti2N, com estrutura

tetragonal, Ti-α com estrutura hexagonal compacta e TiN, com estrutura cúbica. O pico

de maior intensidade foi obtido pela fase Ti2N, sendo que este apresentou maior

intensidade do que para a mesma temperatura mas tempo menor de tratamento (3h) e

para o mesmo tempo de tratamento e temperatura inferior (850°C e 750°C), em

2θ=60,96°, I=704,81 cps, pertencente ao plano (002), para a fase TiN, o pico de maior

intensidade foi encontrado em 2θ=36,89°, I=345,43 cps referente ao planos (111) e para

a fase Ti-α, esta apresentou seus picos com menor intensidade do que para as

temperaturas menores (850°C e 750°C) para o mesmo tempo de tratamento , sendo o

pico de maior intensidade desta fase encontrado em 2θ=39,70°, I=175,31 cps referente

ao plano (101). Novamente foi notado o deslocamento dos picos para ângulos mais

baixos, como no caso do plano (002) da fase Ti2N (61,03° 950°C 3h para 60,96°), plano

(101) da fase (39,75° para 39,70°). (LI et al., 2014; KOYUNCU et al., 2009)

47


20 40 60 80 100

-20

0

20

40

60

80

100

120

140

160

180

(400)(2

22)

(222)

(212)(

321)

(311)

(202)

(103)

(112)(

311)

(220)

(002)(

221)

(200)

(111)

(111)

Inte

nsid

ad

e [cp

s]

2[°]

Nitretada 950°C 9h

Com relação as amostras anteriores para temperaturas menores de tratamento

sob o mesmo tempo (9h), a amostra tratada a 950°C cujo Difratograma está

representado na Figura 19, se mostrou somente com as fases Ti2N e TiN, sendo que a

fase Tiα não foi identificada, indicando que ela não esteve presente na superfície da

amostra analisada nem a fase Tiβ como se era esperado devido a temperatura de

tratamento. A fase TiN foi a que apresentou os picos de maior intensidade, sendo o mais

intenso deles obtido em 2θ=36, 82°, I=158,97 cps, referente ao plano (111). A fase Ti2N

apresentou picos de menor intensidade em comparação ao TiN, sendo o maior deles

obtido em 2θ=72,97°, I=107,26 cps, referente ao plano (202). (LI et al., 2014;

KOYUNCU et al., 2009)

Foi possível identificar que para essa condição de tratamento (950°C), mesmo

para menores condições de tratamento a fase TiN já se apresentou com picos de

intensidades mais elevadas, porém comparativamente as demais temperaturas de

tratamento, as intensidades dos picos apresentaram diminuição de intensidade. Isso

pode ser explicado pelo fator temperatura que segundo estudos realizados por Bleicher

et al.(2000) influencia na intensidade dos picos, já que afeta o fenômeno da difração

uma vez que pode expandir a célula unitária gerando efeitos como deslocamento dos

Ti2N TiN

48

picos, diminuição da intensidade e aumento do background (radiação de fundo), além

disso pode-se levar em conta também o fator estrutura já para a temperatura de

tratamento utilizada já se poderia identificar a formação da fase β do titânio com

estrutura cúbica de corpo centrado (CCC). (BLEICHER et al., 2000; ZHECHEVA et

al., 2004)

Além disso, notou-se em todas as amostras que com o aumento do tempo e

temperatura de tratamento, houve deslocamento dos picos para a esquerda indicando

que os parâmetros a e c principalmente do Tiα sofreram aumento, devido isso

possivelmente ao nitrogênio intersticial, de acordo com os estudos realizados por

Zhecheva et al. (2007).

Conforme os estudos realizados por Koyuncu et al.(2009) para a ligas Ti-6Al-

4V para nitretação a plasma, as fases identificadas através da difratometria de raios X

estão representadas nas Figura 20.

Figura 20- Difratogramas da liga Ti-6Al-4V nitretada a plasma a) não tratada; b) tratada a 700°C; c)

tratada a 800°C; d) tratada a 900°C; e) tratada a 1000°C

Fonte: KOYUNCU et al.(2009)

4.2 Medidas de Rugosidade média Ra

Por se tratar de um processo relacionado a superfície do material, a nitretação

pode afetar a rugosidade superficial da peça tratada sendo importante levar em conta

49

esse fator uma vez que a aplicação desse material esteja relacionado ao desgaste por

contato entre peças, adesão de filmes finos, lubrificação e atrito. Sendo assim a medição

da rugosidade funciona de forma a se identificar o quanto uma camada formada com

mais horas de tratamento é viável levando-se em conta o aumento dessa rugosidade. As

Tabelas 4 e 5 com os valores longitudinais e transversais referentes a amostra como

recebida

Tabela 4- Tabela referente aos valores médios de rugosidade para a amostra como recebida

Titânio puro Média

(μm)

Longitudinal 1.6625

Transversal 0.51 Tabela 5- Tabela referente aos valores médios de rugosidade para as diferentes condições de tempo e

temperatura para o tratamento.

Titânio Nitretado Média

(m)

750°

3h Longitudinal 1.925

Transversal 0.2225


Transversal 0.1725


Transversal 0.7175

850°


Transversal 0.97


Transversal 1.1975


Transversal 1.1275

950°


Transversal 1.015


Transversal 1.29


Transversal 1.075

Comparativamente aos trabalhos realizados em condições a plasma para Ti

comercialmente puro, pode-se obter uma rugosidade inicial do titânio de 0,076μm para

uma superfície inicialmente polida. Esses valores destoam dos encontrados

experimentalmente, porém deve-se levar em conta que as amostras como recebida e

posteriormente nitretada apresentavam em suas superfícies marcas do processo de

conformação a que foram submetidas (usinagem), sendo assim já era esperado que a

50

rugosidade obtida fosse maior do que a encontrada na literatura. Da mesma forma, as

medidas obtidas na orientação transversal estão mais sujeitas a erros devido ao

acabamento superficial das amostras. (KAPEZINSKI et al., 2003)

Ainda sim, diante das medidas coletadas, foi possível identificar uma tendência

já esperada de aumento de rugosidade em função do tempo e da temperatura, sendo

possível relacionar essas informações através de curvas apresentadas nas Fig. 21 e 22,

para os valores longitudinais.

Figura 21- Curvas relacionando as rugosidades relativas e as temperaturas de tratamentos para as

amostras

Com as análises da Fig. 21 foi possível identificar que, para os três tempos de

tratamento o aumento da temperatura leva ao aumento da rugosidade, sendo que as

amostras tratadas por 3 e 9h tiveram comportamentos semelhantes, apresentando a

curva referente a 9h valores mais elevados de rugosidade como se era esperado de

acordo com estudos prévios realizados por Fouquet el al. (2003).

51

Figura 22- Curvas relacionando as rugosidades relativas e os tempos de tratamentos para as amostras

A Fig. 22 ilustra o comportamento das amostras tratadas como função do tempo

de tratamento. A medida que o tempo de tratamento aumentou, a rugosidade tornou-se

mais elevada, sendo que os valores para o tratamento a 950°C foram os maiores

indicando que para maiores temperaturas o aumento na rugosidade se torna mais

pronunciado. Em ambas as curvas, se observam que as amostras tratadas a 850°C não

tiveram o mesmo padrão de variação que as demais, possivelmente, aos já mencionados

defeitos de conformação mecânica presentes na superfície que dificultaram as medições.

A rugosidade aumenta mais com a temperatura em que o tratamento é realizado do que

com o tempo de tratamento. (FOUQUET et al., 2003)

Comparativamente ao estudo realizado por Fouquet et al. (2003) sobre nitretação

a plasma em uma liga Ti-6Al-4V para uma faixa de temperatura variando de 500 a

900°C por 240 minutos, os valores de rugosidade encontrados para as amostras

nitretadas foram superiores aos obtidos pelo estudo em questão (Figura 23), porém foi

já perceptível o aumento da rugosidade com aumento da temperatura de tratamento.

52

Figura 23- Evolução com a temperatura da microdureza (triângulos invertidos) e rugosidade (círculos) de

amostras tratadas por 240 minutos em uma mistura N2-H2 50-50% sob 10 Pa para uma liga Ti-6Al-4V

Fonte: FOUQUET et al, 2003

4.3 Caracterização Metalográfica

Através das imagens obtidas por microscopia óptica e eletrônica de varredura

pode-se identificar a morfologia das microestruturas das amostras como recebida e

tratadas termoquimicamente, além da camada formada, sendo ainda possível medir sua

espessura e identificar os tamanhos de grão. De acordo com o esperado baseado nos

estudos realizados previamente, a difusão do nitrogênio através do Ti-cp em direção ao

substrato resulta na formação de uma camada composta por nitretos de titânio Ti2N e

TiN (CL) seguido por uma camada difusional (DZ) que consiste numa solução

intersticial de nitrogênio no titânio α ou β dependendo da temperatura de tratamento. (LI

et al.,2014; ZHECHEVA et al., 2007)

A Figura 24 se refere a amostra como recebida, nela podemos identificar uma

microestrutura uniforme, fina do tipo equiaxial com tamanho médio de grão de 12,94μm

apresentando somente a fase α de acordo com os resultados obtidos pela difratometria

de Raios X.

53

Figura 24- Imagem obtida por microscopia óptica para a amostra como recebida com aumento de 200x

Para a amostra tratada termoquimicamente a 750°C por 3 horas representada

pela Figura 25 foi possível notar aumento do tamanho médio de grão em relação ao

titânio como recebido sendo identificado após essas condições de tratamento, um

tamanho médio de grão de 15,03μm. Os grãos mantiveram a forma equiaxial,

identificando-se somente a fase α (hc), em acordo com Zhecheva et al (2007), que notou

uma tendência de ocorrer crescimento de grão com o aumento da temperatura e do

tempo de tratamento. Dessa forma esse aumento é esperado para as demais amostras.

Com relação à camada nitretada, através das imagens obtidas por microscopia

eletrônica e apresentadas na Figura 26, foi possível identificar uma camada média de

1,1945μm, não sendo possível diferenciar a camada difusional da camada composta.

Para a nitretação a gás para temperaturas variando de 650°C a 1000°C é esperado obter

uma camada (CL) de 2 a 15μm. (CZERWINSKI, 2012). De acordo o estudo realizado

por Koyuncu et al. (2009) para nitretação a plasma para ligas de titânio a 700°C por 2h

a camada obtida foi inferior a 1μm e para 4h a camada apresentou espessura de 1 a 2μm.

Através da Difratometria de Raios X concluímos que a camada formada é composta

somente pela fase Ti2N.

54

Figura 25- Imagens dos grãos da amostra tratada a 750°c por 3h, obtidas por microscopia (a) eletrônica

de varredura (b) óptica aumento 200x

Figura 26- Imagens da camada nitretada da amostra tratada a 750°c por 3h, obtidas por microscopia (a)

eletrônica de varredura (b) óptica aumento 500x

Para a amostra tratada termoquimicamente a 750°C por 6 horas (Fig. 27) foi

possível notar aumento do tamanho médio de grão em relação tanto ao titânio como

recebido quando a amostra tratada por menor tempo, sendo identificado após essas

condições de tratamento um tamanho médio de grão de 22.07μm, sendo que os grãos

mantiveram a forma equiaxial, identificando-se somente a fase α (hc), em conformidade

com o trabalho de Zhecheva et al (2007).

Com relação a camada nitretada (Figura 28), através das imagens obtidas por

microscopia eletrônica, foi possível identificar foi possível notar um aumento na

espessura da camada média, apresentando nessas condições a espessura de 1,3215μm,

não sendo possível diferenciar com precisão a camada difusional da camada composta.

a b

a b

a b

55

Como já mencionado, para a nitretação a gás para temperaturas variando de 650°C a

1000°C é esperado obter uma camada (CL) de 2 a 15μm. (CZERWINSKI, 2012).

De acordo com o estudo realizado por Koyuncu et al. (2009) para nitretação a

plasma para ligas de titânio a 700°C por 4h a camada obtida apresentou espessura de 1 a

2μm e para 7h a camada apresentou espessura de 1,5 a 2,5μm. Neste caso, o

difratograma de raios X indicou que a camada nitretada possui somente a fase Ti2N.

Figura 27- Imagem obtida por microscopia óptica da amostra tratada a 750°C por 6h, onde é possível

ver os grãos pertencentes ao substrato e a camada nitretada na borda da amostra aumento de 100x



Com base na Fig. 29, para a amostra tratada termoquimicamente a 750°C por 9h, foi

possível notar aumento do tamanho médio de grão em relação ao titânio como recebido

a b

56

e nas amostras tratadas por 3h e 6h, sendo esse tamanho médio para o tratamento por 9h

de 24,69μm, sendo que os grãos mantiveram a forma equiaxial em uma matriz contendo

somente a fase α (hc).

Com relação à camada nitretada apresentada na Fig. 30, através das imagens

obtidas por microscopia eletrônica, foi possível notar um aumento na espessura média

com relação as amostras analisadas sob 3 e 6h de tratamento, apresentando na condição

de 9h a espessura de 2,329 μm. Não sendo possível diferenciar com precisão a camada

difusional da camada composta. Como já mencionado, para a nitretação a gás para

temperaturas variando de 650°C a 1000°C é esperado obter uma camada (CL) de 2 a

15μm (CZERWINSKI, 2012).

De acordo com o estudo realizado por Koyuncu et al. (2009) para nitretação a

plasma para ligas de titânio a 700°C por 7h a camada obtida apresentou espessura de 1,5

a 2,5μm e para 10h a camada apresentou espessura de 2 a 3μm, estando também dentro

do resultado esperado mesmo em se tratando de um processo que resulta em uma

camada mais uniforme e espessa. (CZERWINSKI, 2012)

Novamente neste caso também através do difratograma da amostra pudemos

inferir que a camada nitretada possui somente a fase Ti2N.

Sendo assim, pode-se concluir que para essa temperatura de tratamento, a

difusividade do nitrogênio no titânio não foi muito eficiente uma vez que a camada

difusional teve uma espessura que praticamente não foi possível visualizar nem por

meio de microscopia eletrônica, além disso a camada apresentou somente um dos

nitretos esperados, provavelmente interferindo na dureza esperada para a mesma.

57

Figura 29- Imagem obtida por microscopia óptica para a amostra tratada a 750°C por 9h, onde é possível

ver os grãos pertencentes ao substrato e a camada nitretada na borda da amostra aumento de 200x

Figura 30-- Imagens da camada nitretada da amostra tratada a 750°c por 9h, obtidas por microscopia (a)


Para a amostra tratada termoquimicamente a 850°C por 3h, apresentada na Fig.

31, foi possível notar aumento do tamanho médio de grão em relação ao titânio como

recebido e nas amostras tratadas a 750°C por 3 e 6h, mas não por 9h, sendo esse

tamanho médio para o tratamento a 850°C por 3h de 23,197μm, sendo que os grãos

mantiveram a forma equiaxial, e foi possível identificar somente a fase α (hc)

Com relação a camada nitretada, através das imagens obtidas por microscopia

eletrônica (Figura 32), foi possível notar que a camada composta apresentou falhas,

provenientes talvez da ineficiência na sua limpeza e preparação inicial dificultando a

Camada Nitretada

Substrato

a b

58

difusão pela superfície em algumas áreas ou talvez devido ao ataque da superfície com a

solução Kroll, resultando em uma espessura média de 1,0355μm, inferior aos valores

obtidos para o tratamento a 750°C e abaixo dos valores encontrados tanto por Li et al.

(2014) de 2,4±0,3μm para o tratamento a 850°C por 4h e por Kouyncu et al (2009) para

as condições de 800°C por 2h de tratamento, que apresentou, aproximadamente, 3μm de

espessura e para 4h de 3 a 4μm. Para essa condição foi possível identificar a camada

difusional, apresentando esta valor médio de 9,23μm, bem abaixo do esperado tanto

para Li e seus colaboradores (2014) quanto Kouyncu et al. (2009) que obtiveram

valores de DZ de 40,8±3,5μm e 55,42 a 59,1μm, respectivamente.

Neste caso, através do Difratograma de raios X da amostra, a camada nitretada

possui agora as fases Ti2N e TiN como observado por (ZHECHEVA et al., 2007).

Figura 31- Imagem dos grãos da amostra tratada a 850°c por 3h, obtidas por microscopia eletrônica de

varredura

60



Para a amostra tratada termoquimicamente a 850°C por 6h representada pela

Figura 33, foi possível notar aumento do tamanho médio de grão em relação ao titânio

como recebido, nas amostras tratadas a 750°C por 3, 6h e 9h, e na amostra tratada a

850°C por 3h, obtendo esse tamanho médio para o tratamento a 850°C por 6h de

25,88μm, sendo que os grãos mantiveram a forma equiaxial, e foi possível identificar

somente a fase α (hc)


eletrônica(Figura 34), foi possível notar que a camada composta se apresentou mais

homogênea do que para o mesmo tratamento por 3h, comprovando a justificativa dada

para o caso anterior, resultando em uma espessura média de 1,97μm, valor esse

superior ao mesmo tempo de tratamento só que a temperatura inferior (750°C). Este

valor está abaixo do esperado se comparado os estudos de Li et al. (2014) pois está

inclusive abaixo do valores do tratamento por 2h, e com os valores obtidos por Koyuncu

et al. (2009) entre 3 a 7μm. Para essa condição também foi possível identificar

razoavelmente a camada difusional, apresentando esta um valor médio de 13,84μm,

bem abaixo do esperado conforme os estudos realizados por Li e seus colaboradores

(2014) e Kouyncu et al. (2009) que obtiveram valores de DZ de 60,8±9,8μm e 59,1 a

67,5μm, respectivamente, para condições semelhantes de tratamento.

Neste caso através do difratograma da amostra pudemos inferir novamente que a

camada nitretada possui agora as fases Ti2N e TiN, como esperado.(ZHECHEVA et al.,

2007)

a b

61

Figura 33- Imagem da amostra tratada a 850°c por 6h, dos grãos obtidas por microscopia eletrônica de

varredura

Figura 34- Imagens da camada nitretada obtidas por microscopia (a) eletrônica de varredura (b) óptica

aumento 500x

Na amostra tratadas termoquimicamente a 850°C por 9h Figura 35, foi possível

notar aumento do tamanho médio de grão em relação ao titânio como recebido, nas

amostras tratadas a 750°C por 3, 6h e 9h, e nas amostras tratadas a 850°C por 3 e 6h,

sendo esse tamanho médio para o tratamento a 850°C por 9h de 26,39μm, sendo que os

grãos mantiveram a forma equiaxial numa matriz α (hc).


eletrônica (Figura 36), foi possível notar que a camada composta se apresentou mais

homogênea do que para o mesmo tratamento por 3h, e mais espessa do que para a

mesma temperatura por 6h resultando em uma espessura média de 2,521μm, valor esse

superior ao mesmo tempo de tratamento só que a temperatura inferior (750°C) mas

inferior ao encontrado nos estudos de Li et al. (2014), 6,2±0,3μm para 8h de tratamento.

a b

62

Para essa condição também foi possível identificar razoavelmente a camada difusional,

apresentando esta valor médio de 19,09μm com espessura inferior também a encontrada

por Li et al. (2014), 60,3±9,2μm. Para essa temperatura de tratamento pode-se concluir

que para os mesmos tempos de tratamento das amostras a 750°C os valores obtidos para

tamanho médio de grão e espessura média de camada foram superiores, e a camada

difusional se tornou mais significativa, indicando melhor efetividade no processo de

difusão para essa temperatura do que para a temperatura anterior.

Figura 35- Imagens da amostra tratada a 850°C por 9h dos grãos obtidas por microscopia (a) eletrônica

de varredura (b) óptica aumento 100x mostrando também a camada nitretada

a b

63

Figura 36- Imagem da camada nitretada obtida por microscopia eletrônica de varredura da amostra

tratada termicamente a 850°C por 9h

No caso das amostras tratadas termoquimicamente a 950°C por 3h (Figura 37)

foi possível notar alteração na forma dos grão e a estrutura anteriormente equiaxial deu

lugar a uma estrutura predominantemente lamelar, tipicamente conhecida como

Widmanstätten, dessa forma podendo identificar que ocorreu a transformação de fase de

α(hc) para β(ccc) já que esse tipo de estrutura se apresenta quando a fase α que

preferencialmente nucleia nos contornos da fase β, forma uma camada contínua ao

longo dos contornos que devido ao resfriamento a partir do campo β fazendo com que

as lamelas de fase α comecem a crescer no interior dos grãos da fase β sendo impedidas

somente quando as colônias formadas por grãos de diferentes orientações se encontram

.(KOYUCU et al., 2009)

Através da difratometria podemos constatar que a camada formada é composta

por Ti2N e TiN.

Sendo assim, verificou-se um acentuado crescimento do tamanho de grão, com

relação tanto a amostra como recebida quanto aos tratamentos a 750°C e 850°C

apresentando então lamelas com comprimento médio de 130,4μm e largura de 3,68μm e

colônias com comprimento e largura de 128,1μm e 54,53μm.


eletrônica (Figura 38), foi possível notar que a camada composta se mostrou mais

espessa do que para as temperaturas anteriormente analisadas, com espessura média de

3,81μm, resultados estes inferiores aos obtidos por Li e seus colaboradores (2014) e

64

Koyuncu et al. (2009), valores estes superiores a 7μm. Para essa condição também foi

possível identificar a camada difusional, apresentando esta valor médio de 31,82μm,

também abaixo do esperado que deveria ser em torno de 75μm, esta camada difusional

apresenta uma estrutura diferente da região do substrato por se tratar de uma camada de

nitretos. Por fim podemos identificar também que a microestrutura formada na amostra

para essa temperatura é menos homogênea do que para as formadas abaixo da

temperatura de transição α-β, já que as colônias apresentam bastante variação de

tamanho umas das outras. (ZHECHEVA et al., 2007)

Figura 37- Imagem das lamelas obtida por microscopia eletrônica de varredura para a amostra tratada a

950°C por 3h

Figura 38- Imagens da amostra tratada a 950°C por 3h obtidas por microscopia (a) eletrônica de

varredura mostrando a camada nitretada e zona difusional (b) óptica mostrando a microestrutura formada,

a camada nitretada e zona difusional aumento 100x

Como notado na amostra anterior também tratada a 950°C, houve a formação da

estrutura lamelar, porém nesse caso como pode ser visto na Figura 39, a forma das

a

b

65

lamelas foi mais homogênea na relação comprimento largura, sendo assim, as lamelas

apresentaram comprimento médio de 60,04μm e largura de 5,04μm, identificando que

as lamelas se tornaram mais espessas pois houve mais tempo de tratamento, e colônias

com comprimento e largura de 59,04μm e 30,20μm, respectivamente


eletrônica (Figura 40), foi possível notar que a camada composta se mostrou mais

espessa do que para as temperaturas anteriormente analisadas, e comparativamente ao

mesmo tempo de tratamento para as demais temperaturas, apresentando espessura

média de 4,993μm, abaixo dos valores obtidos por Koyuncu et al.(2009) para 900°C

para 4 e 7h de tratamento sendo esses valores entre 9 e 11μm. Para essa condição

também foi possível identificar a camada difusional, apresentando esta valor médio de

40,90μm, esse valor também está abaixo dos esperados (entre 88,35 e 146,15μm),

porém é superior aos obtidos pelos demais tempos e temperaturas de tratamento

analisados.(KOYUNCU et al.,2009)

Figura 39- Imagens das lamelas da amostra tratada a 950°C por 6h, obtidas por microscopia (a) eletrônica

de varredura (b) óptica aumento 100x

a b

66

Figura 40- Imagem da camada nitretada e zona difusional obtida por microscopia eletrônica de varredura

para a amostra tratada a 950°C por 6h

De acordo com a Figura 41 e como observado nas amostras anteriores também

tratadas a 950°C, houve a formação da estrutura lamelar. As lamelas apresentaram

comprimento médio de 63,91μm e largura de 3,41μm e colônias com comprimento e

largura de 143,315μm e 76,61μm, respectivamente, indicando que houve crescimento

no tamanho médio das colônias com o aumento no tempo de tratamento.


eletrônica (Figura 42), foi possível notar que a camada composta apesar de se mostrar

mais espessa do que para as temperaturas anteriormente analisadas, e comparativamente

ao mesmo tempo de tratamento, esta apresentou diversas trincas e adesão ruim ao

substrato com possível descolamento da camada da amostra, se tornando inexistente em

algumas regiões. Isso pode ser atribuído a uma elevada dureza que essa camada

apresentou e, consequente, surgimento de altas tensões térmicas residuais, devido a

contração térmica desigual durante o resfriamento, apresentando espessura média de

6,56μm, ainda inferior aos valores obtidos por Koyuncu et al. (2009), de 10 a 14μm.

Para essa condição também foi possível identificar a camada difusional, apresentando

esta valor médio de 43,315μm que apesar de ser o maior valor obtido para as amostras

tratadas no presente trabalho, ainda sim chega a ser 3 vezes menor do que o esperado

(146,15 a 214,7μm). (LI et al.,2014; KOYUNCU et al.,2009)

67

De acordo com Zhecheva et al (2007) existe uma tendência de ocorrer

crescimento de grão com o aumento da temperatura e do tempo de tratamento, a

nitretação quando realizada a temperaturas abaixo da transformação α β gera uma

microestrutura homogênea, perdendo a homogeneidade com o aumento da temperatura

acima da transformação, sendo isso resultado da transformação de fase que ocorre

durante a nitretação, isso foi notado nas amostras analisadas, principalmente quando

comparamos os tamanhos das lamelas e colônias ao longo da amostra.

Figura 41- Imagem das lamelas obtida por microscopia eletrônica de varredura para a amostra tratada a

950°C por 3h

Figura 42- Imagens da amostra tratada a 950°C por 9h obtidas por microscopia (a) eletrônica de

varredura mostrando a camada nitretada e zona difusional (b) óptica mostrando a microestrutura formada,

a camada nitretada e zona difusional aumento 100x

Com base nos resultados, as Fig. 43 e 44 apresentam as espessuras de camadas

como função do tempo e temperatura.

a b

68

Figura 43- Curva relacionando a variação da espessura da camada nitretada em função do tempo de

tratamento

Através dessas curvas podemos notar que na temperatura de 950°C a espessura

variou de maneira mais linear do que para as demais temperaturas sendo possível

inclusive prever comportamentos intermediários, devido a sua inclinação mais

acentuada em relação as demais, podemos considerar que a taxa de variação da

espessura de camada seja maior para essa temperatura. Para 750°C a espessura variou

mais rapidamente para tempos maiores, ao contrário do que ocorreu para 850°C. Sendo

assim, a temperatura de 750°C pode ser considerada pouco eficiente se obter camadas

mais espessas a tempos mais curtos de tratamento.

Figura 44- Curva relacionando a variação da espessura da camada nitretada em função da temperatura de

tratamento

Para as três temperaturas houve variações semelhantes em função do tempo,

notando que para os tempos de 3 e 9h o aumento de espessura se deu de maneira mais

69

branda nas temperaturas de 750 e 850°C, aumentando bruscamente para temperaturas

maiores. No caso dos tratamentos de 6h as variações de espessura se dão de forma mais

acentuada em todas as temperaturas, indicando que o aumento de espessura de camada

para 6h de tratamento se dá de maneira mais eficiente do que nos demais tempos de

tratamento, sendo assim esse tempo de tratamento é mais indicado para as temperaturas

de 750 e 850°C, em contrapartida devido à inclinação mais acentuada da curva referente

à 9h de tratamento para altas temperaturas, esse seria o tempo mais indicado para a

temperatura de 950°C a fim de se obter uma camada mais espessa.

4.4 Medidas de Dureza

Os valores médios de microdureza obtidos para as amostras como recebida e

tratadas termoquimicamente estão representados nas Tabelas 6 e 7:

Tabela 6- Medida de Dureza Vickers para o Ti-cp

Ti como recebido

Dureza (HV)

291.38

Tabela 7- Medidas de Dureza Vickers para as amostras nitretadas

Ti nitretado

Temperatura (°C) Tempo

(h) Dureza

(HV)

750

3 386.4

6 429.27

9 525.3

950

3 1842.41

6 1971.03

9 2110.61

Através da tabela acima é possível notar o aumento da dureza com o aumento do

tempo e temperatura de tratamento, é possível notar também que o aumento se tornou

mais pronunciado a partir da temperatura de 850°C sendo isso explicado pelas fases

formadas identificadas pela difratometria de Raios X, sendo que a partir dessa

850

3 949.67

6 1167.58

9 1414.13

70

temperatura há formação da fase TiN, sendo possível inferir que a camada composta

apresenta maior dureza do que a fase Ti2N.

Comparado aos resultados obtidos na literatura, a amostra como recebida

apresentou dureza superior a esperada para o titânio ( aproximadamente 250 HV). Isso

pode ser explicado pelo processo de conformação inicial que a peça sofreu resultando

em uma superfície com maior dureza devido ao encruamento gerado pela interação de

discordâncias que tem sua movimentação dificultada pela estrutura cristalina, por

barreiras como contornos de grão ( DIETER, 1981).

Quanto aos resultados obtidos pelas amostras nitretadas, a formação dos nitretos

na superfície leva a um aumento significativo na dureza, sendo que pelos resultados

obtidos por Li et al. (2014) estão dentro do esperado, considerando sua dureza da

amostra como recebida inferior (253,5±5,4), sendo que para a temperatura de 850°C por

4h eles obtiveram um valor de 977,4±36,8 HV, próximo ao valor obtido de 949,67 HV

para 3h, e para um tempo mais longo, 8h obtiveram 1083,7±46,4 HV, também próximo

ao valor obtido para 9h de 1414,13 HV.

Sabendo-se que para ligas de titânio tratadas a 950°C por tempos de 1 a 5h, a

dureza máxima obtida foi em torno de 2000HV para a amostra tratada por 5h, os

resultados obtidos estão dentro do esperado já que a liga em questão apresentou dureza

como recebida superior ao caso deste trabalho, e foi notado um aumento da dureza com

o aumento do tempo de tratamento. (ZHECHEVA et al., 2007)

Dessa forma, foi possível elaborar as curvas ilustrando o comportamento demonstrado

pelas amostras nitretada e apresentadas nas Figuras 45 e 46:

Figura 45- Relação entre dureza e tempo de tratamento para as amostras nitretadas

71

Observando as curvas, com o aumento do tempo de tratamento, a dureza da

camada superficial aumentou, para todas as temperaturas de tratamento, devendo-se isso

as novas fases formadas na superfície do material, e a medida que a fase α foi dando

lugar a Ti2N e TiN essa dureza foi aumentando significativamente. É possível notar que

a inclinação da curva referente a temperatura de 950°C é semelhante a de 850°C e a da

temperatura de 750°C é menos inclinada para tempos mais curtos, já que nessa

temperatura predomina a fase α, como pode ser identificado através do difratograma.

(LI et al., 2014; ZHECHEVA et al.,2007)

Figura 46- Relação entre dureza e temperatura para as amostras nitretadas

Analisando as curvas apresentadas nas Figuras 45 e 46, observa-se que o

aumento da dureza para temperaturas maiores independentemente do tempo de

tratamento foi mais intenso para a temperatura de 850°C, cerca de 48,91% (35,95% para

750°C e 14,56% para 950°C) , notando-se também que para o menor tempo de

tratamento (3h) as variações foram maiores de uma temperatura para a outra

(aproximadamente houve aumento de 4,76 vezes de 750°C para 950°C), porém esse

tempo de tratamento resultou em menores valores de dureza quando comparado as

demais temperaturas. Com relação ao tempo de 9h de tratamento o aumento foi o menor

(4,0179 vezes), indicando que esse tempo (9h) não é o mais eficiente para se promover

o aumento da dureza, apesar de resultar em maiores valores de dureza, sendo possível

aliar maiores valores de dureza e maior eficiência com 6h de tratamento, sendo o

aumento registrado de 4,59 vezes.

72

5 CONCLUSÃO

Através dos resultados obtidos pelas diversas técnicas utilizadas e

correlacionando-as, podemos tirar algumas conclusões sobre a influência do tempo e

temperatura de processo nos parâmetros analisados.

No que diz respeito aos compostos formados em relação à temperatura de

tratamento, pudemos observar com base nos difratogramas de Raios X que para a

temperatura mais baixa analisada, 750°C, não houve a formação da fase TiN e a fase α

do titânio se fez bastante presente. Para a temperatura de 850°C já foi possível

identificar a formação da fase TiN, a diminuição da presença da fase α e o aumento da

fase Ti2N. Para a temperatura de 950°C as fases TiN e Ti2N foram dominantes

chegando a desaparecer a fase α para o tempo mais longo de tratamento.

Quanto à espessura da camada formada, para a temperatura mais baixa de

tratamento, a camada composta apresentou espessura menor que as demais (1,1945 a

2,329μm) e a camada difusional foi difícil de ser identificada, possivelmente devido a

uma espessura pouco significativa. Para a temperatura de 850°C a camada se apresentou

com espessura superior a temperatura anteriormente mencionada variando de 1,0355 a

2,521μm, a camada difusional pode ser identificada variando de 9,23 a 19,09μm. Para a

temperatura mais elevada analisada as espessuras obtidas foram as maiores (3,81 a

6,56μm) e as camadas difusionais foram as mais espessas (31,82 a 43,315μm),

indicando que o aumento na temperatura resulta em camadas mais espessas e a

penetração do nitrogênio ocorre de forma mais intensa.

Sobre a dureza, temos que os valores maiores foram obtidos para a maior

temperatura de tratamento (1842,41 a 2110,61HV) sendo que à medida que as

temperaturas foram diminuindo a dureza também foi, sendo as encontradas a 750°C

pouco maiores do que as da amostra como recebida (386,4 a 525,3HV).

A rugosidade uma vez que está relacionada à camada formada, aumentou com o

aumento da temperatura e consequentemente aumento da espessura de camada formada

sendo que apresentou os menores valores a 750°C (1,925μm longitudinal e 0,225μm

transversal) e os maiores valores a 950°C (3,2425μm longitudinal e 1,075μm

transversal).

Os grãos apresentaram crescimento com o aumento da temperatura de

tratamento sendo os menores tamanhos médios obtidos a 750°C por 3h de tratamento

73

(15,03μm), para as temperaturas abaixo da transformação α-β a microestrutrura obtida

foi do tipo equiaxial. Para a temperatura de 950°C a estrutura foi do tipo lamelar, sendo

pouco homogênea, com os maiores tamanhos foram com 9h de tratamento, com

colônias de 143,315μm de comprimento e 76,61μm de largura em média.

74

6 REFERÊNCIAS

ASM INTERNATIONAL. Practical Nitriding and Ferritic Nitrocarborizing –

Chapter 1: An Introduction to Nitriding, 2003, p. 1-13.

BAUER, J., R., O. Propriedades Mecânicas do Titânio Comercialmente puro e da

Liga Ti-6Al-4V Fundidos em Diferentes ambientes. 2007. 62p. Tese de Doutorado

em Odontologia – Faculdade de Odontologia - Universidade de São Paulo, São Paulo,

2007.

BLEICHER, L., SASAKI, J., M. Introdução a Difração de Raios X em Cristais.

2000. 20p. Universidade Federal do Ceará, Ceará, 2000.

CHIAVERINI, V. Tecnologia Mecânica – Processos de Fabricação e Tratamento. V. 2,

2. ed. São Paulo: McGraw – Hill, 1986. P. 214 – 215, p. 247.

CZERWINSKSI, F. Thermochemical Treatment of Metals. Heat Treatment –

Conventional and Novel Applications, p. 73 – 112, 2012.

DIETER, G. E. Metalurgia Mecânica. 2. ed. Rio de Janeiro: Guanabara Dois, 1981. p.

385-418.

FOUQUET, V., PICHON, L., DROUET, M., STRABONI, A. Plasma assisted

nitridation of Ti-6Al-4V. Applied Surface Science, v.221, p.248-258, 2004.

Li, H., Cui, Z., Li, Z., Zhu, S., & Yang, X. Surface modification by gas nitriding for

improving cavitation erosion resistance of CP-Ti. Applied Surface Science, 2014, p.

298, 164-170.

KAPEZINSKI, M., P., GIL, C., KINAST, E., J., SANTOS, C., A. Surface

Modification of Titanium by Plasma Nitriding. Materials Research, v. 6, no. 2, p. 265

– 271, 2003.

KOYUNCU, E., KAHRAMAN, F., KARANDENIZ, Ö. Investigation of Surface

properties of high temperature nitride titanium alloys. Journal of Achievements in

Materials and Manufacturing Engineering, 2009, v. 32, p. 434 – 441, 2009.

75

POHRELYUK, I., YASKIV, O., FEDIRKO, V. Forming Carbonitride Coatings on

Titanium by Thermochemical Treatment whith C-N-O-Containing Media. JOM –

Titanium’s Expanding Market, p. 32 – 37, 2007.

REALUM SOLUÇÕES EM TITÂNIO, Disponível em: <

http://www.realum.com.br/titanio_3.php > Acesso em: 12 de junho 2016

SHIBATA, H., OGAWA, T., HORI, C. The effect of gas nitriding on fatigue

behaviour in titanium alloys. Scientific Direct, Fatigue, 1994, v. 16, p. 370 – 376,

1994.

SOUZA, G., B. Estudo de Propriedades Mecânicas e Tribológicas de Titânio

Nitretado por Plasma. 2001. 128p. Dissertação de Mestrado em Ciências e Engenharia

de Materiais – Universidade Federal do Paraná, Curitiba, 2001.

TOTAL MATERIA ARTICLE, Nitriding of Titanium and Titanium Alloys, 2009.

Disponível em: < http://www.totalmateria.com/page.aspx?I

D=CheckArticle&site=ktn&NM=225 > Acesso em 12 de junho 2016.

YOSHIDA, M., ICHIKI, R., UTSUMI, N. Surface Hardening of Titanium Using Gas

Nitriding. International Journal of Precision Engineering and Manufacturing, v. 14, no.

6, pp. 971 – 976, 2013.

ZHECHEVA, A., MALINOV, S., SHA, W. Studying and Modeling Surface Gas

Nitriding for Titanium Alloys. JOM – Titanium’s Expanding Market, p. 38 – 40, 2007

ZHECHEVA, A.; SHA, W.; MALINOV, S.; LONG, A. Enhancing the

microstructure and properties of titanium alloys through nitriding and other

surface engineering methods. Surfacers and coatings technology, V. 200, P. 2192-

2207, 2005.

bruna karolina greghi fiel

Documents