Download - 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
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
Fonte: CZERWINKSI, 2012
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
Fonte: CZERWINKSI, 2012
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
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
Figura 13- Difratograma da amostra tratada termoquimicamente a 750°C por 9h
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
A Figura 13 mostra o Difratograma para a amostra tratada a 750°C por 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
Figura 14- Difratograma da amostra tratada termoquimicamente a 850°C por 3h
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
A Figura 14 mostra o Difratograma para a amostra tratada a 850°C por 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
Figura 15- Difratograma da amostra tratada termoquimicamente a 850°C por 6h
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
A Figura 15 mostra o Difratograma para a amostra tratada a 850°C por 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
A Figura 16 mostra o Difratograma para a amostra tratada a 850°C por 9h
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)
Figura 17- Difratograma da amostra tratada termoquimicamente a 950°C por 3h
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
Figura 18- Difratograma da amostra tratada termoquimicamente a 950°C por 6h
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
A Figura 18 mostra o Difratograma para a amostra tratada a 950°C por 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
Figura 19- Difratograma da amostra tratada termoquimicamente a 950°C por 9h
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
6h Longitudinal 1.89
Transversal 0.1725
9h Longitudinal 2.115
Transversal 0.7175
850°
3h Longitudinal 2.01
Transversal 0.97
6h Longitudinal 2.43
Transversal 1.1975
9h Longitudinal 2.1675
Transversal 1.1275
950°
3h Longitudinal 3.06
Transversal 1.015
6h Longitudinal 2.55
Transversal 1.29
9h Longitudinal 3.2425
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
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
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)
eletrônica de varredura (b) óptica aumento 500x
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
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
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)
Com relação a camada nitretada, através das imagens obtidas por microscopia
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).
Com relação a camada nitretada, através das imagens obtidas por microscopia
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.
Com relação a camada nitretada, através das imagens obtidas por microscopia
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
Com relação a camada nitretada, através das imagens obtidas por microscopia
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.
Com relação a camada nitretada, através das imagens obtidas por microscopia
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.