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O objetivo do trabalho é analisar os mecanismos que se

destacaram na fratura sob diferentes condições de

tratamento. As condições estudadas foram: Sinterizada (sem

tratamento posterior a sinterização), Temperada e Revenida,

Boretada, Normalizada, Temperada e Revenida com

superfície jateada e Boretada + Revestimento de nitreto de

titânio (TiN). Neste trabalho foram realizados ensaios de

resistência à ruptura transversal (TRS) em aços rápidos (HSS)

AISI M2 produzidos por metalurgia do pó (MP) e com

diferentes condições de tratamentos térmicos aplicadas. As

amostras foram produzidas com o pó do aço rápido AISI M2

atomizado à água, compactado uniaxialmente em matriz

flutuante de duplo efeito e sinterizadas em forno à vácuo.

Foram feitas 15 amostras por condição de forma a obter um

controle estatístico da variação da porosidade das amostras.

Ensaios TRS foram realizados levando os corpos de prova ao

rompimento de forma abrupta, sem características de

deformação plástica, o que caracterizou as fraturas como

frágil. Análises metalográficas e de fractografias no

microscópio eletrônico de varredura foram realizadas.

Orientador: Prof. Dr. Júlio César Giubilei Milan

Joinville, 2016

DISSERTAÇÃO DE MESTRADO

RESISTÊNCIA À RUPTURA TRANSVERSAL

DE AÇOS RÁPIDOS AISI M2 PRODUZIDOS

POR METALURGIA DO PÓ E SUJEITOS A

DIFERENTES CONDIÇÕES DE

TRATAMENTOS

ANO 2016

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UNIVERSIDADE DO ESTADO DE SANTA CATARINA – UDESC CENTRO DE CIÊNCIAS TECNOLÓGICAS – CCT

PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS

MATEUS LEAL ARCEGO

JOINVILLE, 2016

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MATEUS LEAL ARCEGO

RESISTÊNCIA À RUPTURA TRANSVERSAL DE AÇOS RÁPIDOS AISI M2 PRODUZIDOS POR METALURGIA DO PÓ

E SUJEITOS A DIFERENTES CONDIÇÕES DE TRATAMENTOS

Dissertação apresentada ao programa de Pós-graduação em Ciência e Engenharia de Materiais da Universidade do Estado de Santa Catarina, como requisito parcial para obtenção do grau de Mestre em Ciência e Engenharia de Materiais. Orientador: Júlio César Giubilei Milan

JOINVILLE 2015

A668r Arcego, Mateus Leal Resistência à ruptura transversal de aços rádos AISI m2 produzidos por metalurgia

do pó e sujeitos a diferentes condições de tratamentos / Mateus Leal Arcego . – 2016. 122 p. : il. ; 21 cm

Orientador: Júlio César Giubilei Milan Bibliografia: p. 111-122 Dissertação (mestrado) – Universidade do Estado Santa Catarina, Centro de

Ciências Tecnológicas, Programa de Pós-Graduação em Ciência e Engenharia de Materiais, Joinville, 2016.

1. Resistência à ruptura transversal. 2. Tratamentos térmicos. 3. Fractografia. 4.

Metalurgia pó. I. Milan, Júlio César Giubilei. II. Universidade do Estado Santa Catarina. Programa de Pós-Graduação em Ciência e Engenharia de Materiais. III. Título.

CDD 620.11 – 23.ed

AGRADECIMENTOS

Agradeço em primeiro lugar à Deus, pela capacitação, saúde e determinação para este trabalho.

Aos Antepassados, pois nós pudemos nascer graças aos nossos pais. E eles também nasceram graças aos seus respectivos pais. Com isto, podemos compreender que a nossa existência se deve a um grande número de pais e mães que viveram no passado. A vocês, pioneiros queridos, que desbravaram parte do caminho por onde hoje trilho meu caminho, a minha Gratidão.

Aos meus pais, os pilares da minha vida, que me conceberam ao mundo e me deram as melhores condições de vida que puderam, educação, estudo e muito amor. Minha eterna gratidão à vocês.

À minha namorada, Marilene Rossignoli Jasinevicius, que sempre esteve ao meu lado nessa caminhada, incentivando e apoiando. Um amor sem escalas.

Aos meus grandes amigos e ex-colegas de faculdade, André Eduardo Bublitz, Fábio Augusto Costa e a esposa Sabrina Victorio Costa, Christiane Schroeder Blenke e Thiago Ruan Rosa, que mesmo após o fim do curso continuam presentes em minha vida, tanto nos momentos de descontração quanto nos momentos de estudo, ajudando sempre que possível.

Aos meus grandes amigos César Augusto Lux, Leandro Schroeder Schwabe, Jéssica Koslowski Lux e Thamara Rodrigues, pelos inúmeros momentos de descontração, alegria e cumplicidade. Sem dúvida um dos pilares da minha vida se deve a amizade de todos vocês.

À Universidade do Estado de Santa Catarina

(UDESC), pela infraestrutura oferecida. À CAPES, pela bolsa de estudos. Ao professor Júlio César Giubilei Milan, pela

orientação, por compartilhar o conhecimento e pelo apoio nos momentos de dúvida.

Ao professor César Edil da Costa, pela co-orientação durante o curso de mestrado.

Aos professores do Programa de Pós-Graduação em Ciência e Engenharia de Materiais, por auxiliar e ampliar o campo de conhecimento na área.

Às empresas Bodycote Brasimet e Docol Metais Sanitários, pelos serviços prestados e materiais cedidos para que esta pesquisa fosse realizada com êxito.

Aos doutorandos, mestrandos e alunos de iniciação científica do grupo de Metalurgia do Pó e Engenharia de Superfícies, que em diversos momentos auxiliaram para que as dúvidas fossem sanadas e ajudaram na realização de experimentos. Em especial para os doutorandos: Anael Preman Krelling, Elisangela Aparecida dos Santos de Almeida, Ivandro Bonetti e Alexandre Galiotto.

Ao colega e operador do microscópio eletrônico de varredura Alex Ludero, pela disponibilidade e empenho em todas as análises envolvendo a utilização do microscópio.

Aos colegas e amigos de pós-graduação Guilherme Espindola e Guilherme de Faveri, que inúmeras vezes auxiliaram na realização de experimentos e em esclarecimento de dúvidas. Obrigado pelos cafés da tarde e momentos de descontração durante o curso.

“Uma mente necessita

de livros da mesma forma que uma espada necessita de uma pedra de amolar para que se mantenha afiada.”

Tyrion Lannister –

personagem fictício do livro A song of Ice and Fire – A Game of Thrones de George R.R. Marti

RESUMO

Arcego, Mateus Leal. Resistência à ruptura transversal de aços rápidos AISI M2 produzidos por metalurgia do pó e sujeitos a diferentes condições de tratamentos. 2015. 119 p. Dissertação (Mestrado em Ciência e Engenharia de Materiais – Área: Metais) – Universidade do Estado de Santa Catarina. Programa de Pós-Graduação e Ciência e Engenharia de Materiais, Joinville, 2015. O objetivo do trabalho é analisar os mecanismos que se destacaram na fratura sob diferentes condições de tratamento. As condições estudadas foram: Sinterizada (sem tratamento posterior a sinterização), Temperada e Revenida, Boretada, Normalizada, Temperada e Revenida com superfície jateada e Boretada + Revestimento de nitreto de titânio (TiN). Neste trabalho foram realizados ensaios de resistência à ruptura transversal (TRS) em aços rápidos (HSS) AISI M2 produzidos por metalurgia do pó (MP) e com diferentes condições de tratamentos térmicos aplicadas. As amostras foram produzidas com o pó do aço rápido AISI M2 atomizado à água, compactado uniaxialmente em matriz flutuante de duplo efeito e sinterizadas em forno à vácuo. Foram feitas 15 amostras por condição de forma a obter um controle estatístico da variação da porosidade das amostras. Ensaios TRS foram realizados levando os corpos de prova ao rompimento de forma abrupta, sem características de deformação plástica, o que caracterizou as fraturas como frágil. Em uma análise levando em conta a TRS, a dureza e a porosidade, evidenciou-se que a TRS

e a dureza não são diretamente proporcionais, porém a TRS é sensível a porosidade, sendo que para variações de 3% na porosidade a TRS pode variar em até 20%. Observando as fractografias, notou-se que as amostras Boretadas, possuem mecanismos de preenchimento de poros através do crescimento da camada de boretos, o que é um fator positivo em relação a TRS. Outro mecanismo observado nas amostras boretadas, é o fato de ocorrer 2 modos de fratura na camada de boretos, o modo I, modo de abertura normal de trinca, e o modo II, modo deslizante de cisalhamento. Esse fato pode ser explicado pela diferença entre os módulos de Elasticidade entre as fases FeB e Fe2B da camada boretada, alterando o comportamento da curva de tensão-deformação, causando uma grande concentração de tensão na região e favorecendo a ocorrência deste efeito. Porosidades do tipo interligadas foram observadas na matriz de todas as condições analisadas. Palavras-chave: Resistência à ruptura transversal, tratamentos térmicos, fractografia, metalurgia do pó

ABSTRACT

Arcego, Mateus Leal. Transverse rupture strength on high speed steel AISI M2 produced by powder metallurgy and subject to a different treatments conditions. 2015. 119 p. Master Thesis (Master’s Degree on Materials Science and Engineering – Area: Metals) – Santa Catarina State University. Post Graduation Program in Science and Materials Engineering, Joinville, 2015. In this work, transverse rupture strength (TRS) tests were carried out in high speed steel (HSS) AISI M2 produced by powder metallurgy (PM) and with different conditions of heat treatment applied. The aim of this work is to analyze the mechanisms that have excelled in fracture under different treatment conditions. The conditions studied were: as-Sintered (without treatment after sintering); Quench and Tempered; Borided; Normalized, Quench and Tempered with shoot peening on surface; Boriding + Coating Nitride of titanium (TiN). Samples were produced with the AISI M2 high speed steel powder atomized in water, by cold uniaxial pressing and sintered in vacuum furnace. 15 samples per condition were adopted in order to obtain a statistical control of the variation of the porosity in the samples. TRS tests were carried out leading the abruptly rupture of the specimens, without plastic deformation characteristics, which were characterized fractures as brittle. An analysis taking into account the TRS, hardness and porosity, showed that the TRS and hardness are not directly proportional, but the TRS is extremely sensitive to porosity, of which 3% variations in

the porosity, TRS can vary by up to 20%. By observing the fractography, it was noted that the boride samples have pore filling mechanisms by growth of borides layer, which is a positive factor in the TRS relationship. Another mechanism observed in the borided samples is the fact that occur 2 fracture modes in the borides layer, mode I, the normal opening mode, and Mode II, sliding mode of shear. This fact can be explained by discontinuity in Young's modulus between FeB and Fe2B phases, which drastically changes the behavior of the stress-strain curve, generating a large concentration of tension in the region, favoring such an effect. Interconnected porosity was observed in the matrix of all analyzed conditions. In the samples Fractography, was observed that the majority of cracks starts in the pores. Keywords: Transverse rupture strength, heat treatment, fractography, powder metallurgy

LISTA DE ILUSTRAÇÕES

Figura 1 - Comparação entre os métodos de fabricação com relação ao Impacto Ambiental ............... 27

Figura 2 - Carbonetos extraídos do aço M2 revenido 3 vezes a 550 °C ............................................. 31

Figura 3 - Efeito da temperatura de austenitização no aço M2 temperado ........................................ 33

Figura 4 - Mecanismos de endurecimento no revenido dos aços rápidos ........................................... 36

Figura 5 - Efeito da temperatura e do tempo de revenido na dureza de um aço M2 .............................. 37

Figura 6 - Sequência de tratamentos térmicos em aços rápidos .......................................................... 37

Figura 7 - Diagrama Fe-B .............................................. 42 Figura 8 - Micrografias de microscopia ótica (a), (b) e

eletrônica (c), (d) de um aço M2 boretado com diferentes temperaturas e tempos. ............... 43

Figura 9 - Esquema do processo de boretação com pó 44 Figura 10 - Modos de Fratura: (a) modo I, (b) modo II, (c)

modo III ......................................................... 50 Figura 11 - Tenacidade à fratura de um aço rápido M2

em função da dureza de têmpera para diferentes temperaturas de austenitização ... 51

Figura 12 - Morfologia de fratura de um aço M2 temperado .................................................... 53

Figura 13 - Morfologia de fratura de um aço M2 temperado e com duplo revenido ................. 53

Figura 14 - Fluxograma do trabalho realizado ............... 60 Figura 15 - Ciclo de Sinterização utilizado..................... 61 Figura 16 - Dimensões das amostras de acordo com

padrões da MPIF 41 ..................................... 62

Figura 17 – Ciclo de tratamento de têmpera e revenido 64 Figura 18 – (a) Recipiente utilizado para o tratamento

termoquímico de boretação ; (b) Esquema do posicionamento de amostras dentro do recipiente ..................................................... 65

Figura 19 - Ciclo de boretação ...................................... 66 Figura 20 - Desenho esquemático do equipamento de

ensaio de resistência a ruptura transversal .. 71 Figura 21 - Célula de carga acoplada a máquina

universal de ensaios .................................... 71 Figura 22 - Carbonetos do pó do AISI M2..................... 77 Figura 23 - Substrato da amostra boretada + TiN ......... 78 Figura 24 - Substrato da amostra boretada .................. 78 Figura 25 - Substrato da amostra temperada e revenida

+ jateamento ................................................ 79 Figura 26 - Substrato da amostra normalizada ............. 79 Figura 27 - Substrato da amostra como-sinterizada ..... 80 Figura 28 - Substrato da amostra temperada e revenida

..................................................................... 80 Figura 29 - Camada de TiN/boretos, evidenciando a

interface FeB/Fe2B, BSE 1000x ................... 82 Figura 30 - Camada TiN/boretos, evidenciando a

interface FeB/Fe2B, BSE 2000x ................... 82 Figura 31 - Espessura da camada de boretos .............. 83 Figura 32 - Medidas de carbonetos no substrato da

amostra boretada ......................................... 83 Figura 33 - Medidas de carbonetos na camada boretada

..................................................................... 84 Figura 34 - Medidas dos carbonetos no substrato da

amostra Como-Sinterizada .......................... 84 Figura 35 - Comportamento de dureza da camada

boretada ....................................................... 87 Figura 36 - Valores médios de densidade e resistência à

ruptura transversal para cada condição – média 15 amostras ....................................... 88

Figura 37 - Densidade e TRS - média 5 amostras ........ 90 Figura 38 - Relação entre TRS x HV x Densidade ........ 92 Figura 39 – Fractografia obtida em microscópio

eletrônico de varredura da amostra com recobrimento TiN - TRS=1310,8 MPa e ρrelativa = 87,4% ........................................................ 94

Figura 40 - Fractografia em microscópio eletrônico da amostra boretada - TRS=1355,1 MPa e ρrelativa = 85% -superfície da amostra ....................... 95

Figura 41 - Fractografia no MEV da amostra Temperada e revenida com jateamento - TRS=1963,67 MPa e ρrelativa = 89,4% - substrato ................ 95

Figura 42 - Fractografia em microscópio eletrônico da amostra Normalizada – TRS=1611,53 MPa e ρrelativa=84,5% - substrato da amostra ........... 96

Figura 43 - Fractografia em microscópio eletrônico da amostra como-Sinterizada - TRS=1787,86 MPa e ρrelativa=86,0% - substrato da amostra 96

Figura 44 - Fractografia em microscópio eletrônico da amostra Temperada e Revenida - TRS=1780,81 MPa e ρrelativa=86,9% - superfície da amostra ................................... 97

Figura 45 - Formação preferencial de trincas ................ 98 Figura 46 - Crescimento das fases de boretos na

amostra boretada .......................................... 99 Figura 47 - Recobrimento TiN sobre a camada boretada

.................................................................... 100 Figura 48 - Fragmentação de carbonetos, amostra

Temperada e Revenida .............................. 101 Figura 49 - Fragmentação de carboneto, amostra TiN 101 Figura 50 - Fragmentação de carbonetos, amostra

Normalizada................................................ 102 Figura 51 - Fragmentação de carbonetos, amostra como-

sinterizada .................................................. 102

Figura 52 - Fractografia do substrato da amostra

boretada que obteve baixa sinterização ..... 103 Figura 53 - Fractografia da camada boretada da amostra

que obteve baixa sinterização .................... 104 Figura 54 - Fractografia da camada boretada da amostra

que obteve baixa sinterização .................... 104 Figura 55 - Fractografia da amostra de Bor + TiN,

mostrando modos de fratura na camada boretada ..................................................... 106

Figura 56 - Fractografia da amostra Bor + TiN, destacando os modos de fratura encontrados na camada boretada .................................. 106

Figura 57 - Fractografia da amostra boretada, mostrando os modos de fratura. (a) 500x SE e (b) 2000x SE .............................................................. 107

LISTA DE TABELAS

Tabela 1 - Composições químicas de Aços rápidos ...... 26

Tabela 2 - Composições e características dos carbonetos eutéticos ..................................... 29

Tabela 3 - Resultados de tenacidade à fratura de um aço M2 temperado com diferentes temperaturas de austenitização e com duplo revenido a 565 °C. ................................................................. 52

Tabela 4 - Composição Química do Aço rápido AISI M2 ...................................................................... 59

Tabela 5 - Composição química e densidade teórica do aço rápido AISI M2 ....................................... 69

Tabela 6 - Densidade Relativa de cada condição ......... 75

Tabela 7 - Densidade máxima obtida de uma amostra para cada condição ...................................... 76

Tabela 8 - Valores de dureza para cada condição em HV ...................................................................... 86

SUMÁRIO

1 INTRODUÇÃO .................................................... 21

2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA .............................. 25

2.1 AÇOS RÁPIDOS M2 ........................................... 25

2.2 TRATAMENTOS TÉRMICOS EM AÇOS M2 ...... 31

2.2.1 Austenitização ..................................................... 32

2.2.2 Têmpera .............................................................. 34

2.2.3 Revenimento ....................................................... 35

2.2.4 Boretação ............................................................ 38

2.3 REVESTIMENTOS ............................................. 45

2.4 MECÂNICA DA FRATURA .................................. 48

2.5 RESISTÊNCIA À RUPTURA TRANSVERSAL .... 54

3 METODOLOGIA EXPERIMENTAL .................... 59

3.1 MATERIAIS ......................................................... 59

3.2 COMPACTAÇÃO E SINTERIZAÇÃO.................. 60

3.3 CONDIÇÕES DE CADA CONJUNTO DE

AMOSTRAS ........................................................ 62

3.3.1 Têmpera e Revenido........................................... 63

3.3.2 Boretação ............................................................ 64

3.3.3 Normalização ...................................................... 66

3.3.4 Jateamento e Deposição de Filme ...................... 67

3.4 ANÁLISE ESTATÍSTICA DE QUANTIDADE DE

AMOSTRAS ........................................................ 67

3.5 DENSIDADE ....................................................... 69

3.6 RESISTÊNCIA À RUPTURA TRANSVERSAL

(TRS) .................................................................. 70

3.7 CARACTERIZAÇÃO DAS AMOSTRAS ............. 72

3.7.1 Dureza ................................................................ 72

4 RESULTADOS E DISCUSSÕES ....................... 75

4.1 DENSIDADE ...................................................... 75

4.2 METALOGRAFIAS ............................................. 77

4.3 MICRODUREZA ................................................. 85

4.4 RESISTÊNCIA À RUPTURA TRANSVERSAL

(TRS) .................................................................. 87

4.5 ANÁLISE DE FRATURAS .................................. 93

5 CONCLUSÕES ................................................ 109

6 SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS .... ......................................................................... 111

REFERÊNCIAS .......................................................... 113

21

1 INTRODUÇÃO

Com a crescente demanda da indústria por novos

componentes, com elevado desempenho e vida útil estendida, inúmeras pesquisas são realizadas com o intuito de encontrar novos materiais capazes de suprir essa necessidade, ou até mesmo de melhorar os componentes já utilizados.

A utilização da Metalurgia do pó é destacada por Cremonezi, et al. (2009) principalmente pelo aproveitamento de matéria prima que pode atingir até 95%, onde este aproveitamento reflete-se no custo de fabricação permitindo que o produto seja economicamente vantajoso frente aos obtidos por outros processos. A metalurgia do pó propicia ótimas tolerâncias dimensionais, além de acabamento superficial. Também permite a fabricação de altos volumes de peça permitindo a fabricação destas peças com formas complexas com bom desempenho em aplicações críticas de longa duração.

Para diversos produtos industriais, a aplicação de aços produzidos por metalurgia do pó, Aços MP (do inglês Powder Metallurgy Steels) é uma abordagem promissora. Elevada resistência mecânica, resistência ao desgaste e a possibilidade de fabricação próxima da forma final da peça, leva a aumentar a importância dos aços MP no setor automotivo e de manufatura de ferramentas (M'SAOUBI, CZOTSCHER , et al., 2014; SELVAKUMAR, MOHAN RAJ e NARAYANASAMY, 2012).

As propriedades mecânicas dos aços MP, os quais permitem obter elevado desempenho funcional dos componentes, é baseada na combinação de carbonetos inseridos em uma matriz dura, o que por exemplo, afeta

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consideravelmente a usinabilidade do material (NURTHEN, HAUER e BERGMAN, 2008).

A solidificação rápida dos pós atomizados, elimina a segregação e produz uma microestrutura muito fina com uma distribuição homogênea dos carbonetos. (ARNHOLD ET. AL., 1989).

Segundo Hoyle (1964), o desenvolvimento dos aços rápidos tiveram início na segunda metade do século XIX, mais precisamente no ano de 1886, com os aços especiais introduzidos por Robert Mushet. Taylor e White no ano de 1898, apresentaram tratamentos de austenitização com elevadas temperaturas, muito próximas da temperatura de fusão do material, de forma a aumentar a estabilidade térmica do componente.

Em diversas aplicações de aços rápidos MP, as propriedades do material apenas compactado e sinterizado não é suficiente e se faz necessário a utilização de operações secundárias, tratamentos térmicos, operações de acabamento e conformação mecânica (METAL POWDER INDUSTRIES FEDERATION, 1988). Os Tratamentos superficiais, como boretação e niobização permitem atender uma gama maior de requisitos de peças, como por exemplo, uma maior dureza na superfície em combinação com uma boa tenacidade. (OLIVEIRA, BENASSI e CASTELETTI, 2006)

Dentre todas as propriedades mecânicas, a propriedade de resistência a tração e dureza tem sido as mais extensamente estudadas na literatura. A tenacidade à fratura é uma propriedade importante no desempenho dos aços MP submetidos a cargas de impacto (WU, SHU, et al., 2014). A tenacidade à fratura tem sido usada como parâmetro na prevenção de falhas catastróficas para materiais estruturais nas últimas décadas. Para materiais com grande massa, a tenacidade à fratura pode ser facilmente avaliada pelo fator de intensidade de tensão

23

seguindo os procedimentos das normas ASTM E399 e E1820 (WANG, YU e HUANG, 2014).

Com o objetivo de aumentar a vida útil de ferramentas, operações secundarias de revestimentos de superfície para melhorar a resistência ao desgaste do componente são utilizados. As propriedades mecânicas e químicas do material de revestimento, tal como o método de deposição, espessura, e a razão de composição são os fatores que influenciam no desempenho do revestimento (SIOW, GHANI, et al., 2013).

Como os resultados obtidos nos ensaios de tenacidade à fratura não fazem distinção para os aços rápidos que são obtidos por diferentes técnicas de processamento, tornou-se comum na metalurgia do pó, utilizar ensaios estáticos de flexão a 3 pontos, pelo fato de sua capacidade em detectar pequenas alterações no material. O ensaio de resistência a ruptura transversal (TRS) é relativamente fácil e economicamente viável, e possibilita um controle de qualidade do processo através de avaliações estatísticas. (BEISS, WAHLING e DUDA, 1985)

O ensaio de resistência à ruptura transversal define a probabilidade de nucleação de trinca em concentradores de tensão que são inerentes ao material e ao processo através do qual foi produzido.

Este trabalho tem por objetivo analisar a fratura do aços rápido AISI M2 produzido por metalurgia do pó e com diferentes condições de tratamento. As condições são: Sinterizada (sem tratamentos posteriores a sinterização), Temperada e Revenida, Temperada e Revenida com superfície jateada, Boretada, Normalizada e Boretada + revestimento de Nitreto de Titânio (TiN). Ensaios de resistência à ruptura transversal (TRS) são realizados levando ao rompimento das amostras. As análises de

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fractografias são realizadas em microscópio eletrônico de varredura (MEV).

Os objetivos específicos do trabalho de pesquisa consistem em:

Estabelecer uma comparação, em relação a resistência à ruptura transversal entre os aços rápidos AISI M2 produzidos por metalurgia do pó e submetidos a diferentes condições de tratamentos, levando em consideração sua microestrutura e suas propriedades mecânicas;

Avaliar o efeito da deposição de um filme cerâmico sobre o material tratado termoquimicamente, e verificar qual a sua influência sobre a propagação da trinca após ensaio de resistência a ruptura transversal;

Avaliar a fractografia das amostras e identificar quais foram os principais mecanismos de fratura e sua influência nas propriedades mecânicas do material; Justifica-se assim o trabalho.

25

2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA

Neste capítulo faz-se uma revisão da literatura a respeito dos aços rápidos M2 obtidos por metalurgia do pó, o efeito do tratamento termoquímico de Boretação, do tratamento térmico de têmpera e revenido, e do revestimento de TiN sobre o aços M2 tratado termoquimicamente, além da influência dessas condições na fratura do material.

2.1 AÇOS RÁPIDOS M2

No início do século XX, definiu-se o primeiro aço

rápido com padrões modernos, sua composição continha 18% tungstênio, 4% cromo e 1 % vanádio, com aproximadamente 0,7% carbono. Atualmente este aço é conhecido como T1, de acordo com as especificações da AISI (American Iron and Steel Institute). Por volta de 1950, foi substituído por um aço M2 (tungstênio-molibdênio),

onde 1

3 do tungstênio do aço T1 foi substituído por cerca

de 5% de molibdênio com o aumento das quantidades de carbono para 0,85% e de vanádio para 2% (HOYLE, 1964). A Tabela 1 mostra a composição química do aço T1 e do aço M2 em função dos elementos de liga contido em porcentagem em peso (KIRK, 1982).

Os aços rápidos são classificados pela AISI de acordo com sua composição, distinguidos em dois grupos básicos, os aços predominantemente ao tungstênio (W) - grupo T - e os aços ao molibdênio (Mo) - grupo M. (ASM INTERNATIONAL, 1993). Os aços do grupo M são menos propensos a distorções durante os tratamentos térmicos, possuem maior tenacidade além de maior resistência à

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abrasão do que os do grupo T. Porém, são mais propensos a descarbonetação (ODÉRIZ, 1998).

Tabela 1 - Composições químicas de Aços rápidos

Nomenclatura AISI

C (%p)

Cr (%p)

Mo (%p)

Co (%p)

V (%p)

W (%p)

M1 0,80 4,0 8,5 - 1,0 1,5

M2 0,85 4,0 5,0 - 2,0 6,0

T1 0,75 4,0 - - 1,0 18,0 Fonte: Adaptado de (KIRK, 1982)

A sinterização de aços rápidos tem sido extensivamente estudada na metalurgia do pó. A mais promissora vantagem da metalurgia do pó é devido a redução de custo quando comparada a um processo de produção de forjamento. Assim, devido a sua complexidade de composição, a prática de sinterização é extremamente sensível aos seus parâmetros. O processo de densificação, desenvolvimento de microestrutura e controle de composição são os maiores desafios do processo. Além disso a “janela de sinterização” (região de temperatura na qual um ponto ideal da sinterização é atingido) é muito estreita, cerca de 3 °C para o aço rápido M2 e não mais do que 10°C para outras classes. Uma atmosfera tal como o hidrogênio fornece uma proteção contra a oxidação, além de fornecer um controle de composição, especialmente para o Carbono (LIU, LOH , et al., 2000; BOLTON e GANT, 1997; URRUTIBEASKOA e URCOLA, 1993).

Tratando sobre o impacto ambiental de aços rápidos produzidos por metalurgia do pó, Cremonezi et al. (2009) apresenta um gráfico em barras do impacto ambiental em função de cada parâmetro prejudicial ao meio ambiente na Figura 1, comparando o processo de

27

Metalurgia do pó (PM) com o processo de fabricação convencional (forjado). É possível observar nesta imagem, que em relação ao meio ambiente, a utilização de materiais produzidos por metalurgia do pó é vantajosa comparada aos materiais produzidos convencionalmente.

Figura 1 - Comparação entre os métodos de fabricação com relação ao Impacto Ambiental

Fonte: (CREMONEZI, KLEIN, et al., 2009)

Cremonezi et al., (2009) destaca que a microestrutura dos aços rápidos é constituída por carbonetos primários (formados durante a solidificação), e carbonetos secundários (que precipitam durante o revenimento num processo de envelhecimento secundário). Os carbonetos primários tem como principal função a resistência à abrasão. Os carbonetos secundários não alteram os carbonetos primários mesmo sob as altas temperaturas e tensões cisalhantes de usinagem.

28

A maioria dos carbonetos não pode ser modificada através de tratamentos térmicos posteriores, dessa forma é desejável que estes carbonetos sejam homogeneamente distribuídos e com o menor tamanho possível. A tecnologia da metalurgia do pó consegue cumprir essa exigência, superando a tecnologia convencional que deixa a desejar neste quesito. A técnica de metalurgia do pó proporciona a obtenção de carbonetos com tamanhos menores que 10 µm, enquanto que a fundição convencional apresenta carbonetos da ordem de 50 µm. Essa diferença no refino da microestrutura melhora qualitativamente as propriedades mecânicas e tribológicas (CREMONEZI, et al., 2009).

A formação dos carbonetos no aço rápido M2, tem início na solidificação do metal fundido, onde a temperatura de fusão deste aço é próxima de 1625 °C (HOYLE, 1988). A microestrutura do aço rápido bruto (do inglês, as-cast), ou seja, sem operações secundárias de tratamentos, consiste em uma matriz e carbonetos eutéticos heterogeneamente distribuídos nas regiões interdendríticas (ZHOU, FANG, et al., 2010). No aço rápido M2 pode ocorrer a formação de 3 eutéticos:

𝛾 +M2C, 𝛾+M6C e 𝛾+MC, no qual sua participação na composição do carboneto depende da taxa de solidificação e da composição química base (BOCALLINI, CORRÊA e GOLDENSTEIN, 1999).

Na Tabela 2 pode-se observar as composições químicas e características destes carbonetos eutéticos.

As composições químicas dos carbonetos MC e M2C, variam fortemente com a velocidade de solidificação e com a composição química base. O carboneto M2C é favorecido por elevados teores de vanádio (V), carbono (C) e altas velocidades de resfriamento, o que faz com que seja formado fora das condições de equilíbrio, e dessa

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forma o M2C dissolve todos os principais elementos de liga constituintes do aço M2 (SILVA, 2001).

Tabela 2 - Composições e características dos carbonetos eutéticos

Tipo Estrutura

Cristalina

Dureza

(HV)

%Fe %W %Mo %Cr %V %C

MC CFC 3000 1,7-3,5

10-24

8,5-16

3-7 50-60

~14

M2C HC 2000 3-7,5

25-50

21-36

5-7 8-15

~5,6

M6C CFC 1500 30-35

29-38

20-25

3-4,8

2-4,5

~2,5

Fonte: (BOCCALINI e GOLDENSTEIN, 2001)

Gongqui, Peidao e Shouze (1992) afirmam que os carbonetos do tipo M6C e MC são carbonetos estáveis, enquanto que o carboneto M2C, que é prodominante na estrutura de aços do grupo M, na maioria dos casos é uma fase instável que se dissocia em elevadas temperaturas, existindo um equilíbrio entre os carbonetos segundo a reação:

M2C + 𝛾 Fe M6C + MC

Dessa forma, os carbonetos de M2C são decompostos em carbonetos do tipo MC e M6C após austenitização.

Os carbonetos secundários (que possuem dimensões menores que 100 nm e precipitam durante revenimento) do tipo MC e M2C promovem o efeito do endurecimento secundário por precipitação, o que faz com que a dureza da matriz do aço rápido possa atingir valores próximos a 1000 HV (dureza Vickers),

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ultrapassando por exemplo, a dureza de uma estrutura de martensita pura, que atinge valores de até 900 HV. Os carbonetos primários (que possuem de 1 a 10 µm de diâmetro e são formados durante a solidificação do aço rápido), do tipo M6C e MC, são geralmente mais duros que a matriz (com valores de dureza na faixa de 1500 a 2800 HV), contribuindo positivamente na resistência ao desgaste (BERGMAN, HEDENQVIST e HOGMARK, 1997).

Os carbonetos de M2C são carbonetos que contém molibdênio e tungstênio, enquanto que os carbonetos de MC são ricos em vanádio, com pequenas quantidades de tungstênio, molibdênio, cromo e ferro (GONGQI, PEIDAO e SHOUZE, 1992).

No estudo realizado por Serna (2008), o autor investigou os carbonetos secundários do M2 através da extração seletiva de carbonetos utilizando técnicas de dissolução eletrolítica e química. A Figura 2 apresenta a microestrutura dos carbonetos extraídos de uma amostra de aço rápido M2 obtida por metalurgia do pó que foi revenida 3 vezes na temperatura de 550 °C. A imagem foi obtida por microscópio eletrônico de varredura com elétrons retroespalhados.

No caso de aços produzidos via metalurgia do pó, os eutéticos MC e M2C precipitam devido aos altos teores de carbono e vanádio além das altas taxas de resfriamento. O volume da fração total de carbonetos eutéticos não é sensível ao tamanho da partícula, ou seja, a taxa de resfriamento, mas o volume da fração de carboneto MC aumenta com o decréscimo do tamanho da partícula às custas do carboneto M2C (BOCCALINI e GOLDENSTEIN, 2001)

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Figura 2 - Carbonetos extraídos do aço M2 revenido 3 vezes a 550 °C

Fonte: (SERNA, 2008)

Os carbonetos do tipo M6C são propensos a causar

trincas, pois tendem a coalescer e obter formas mais agudas se comparados aos carbonetos MC, o que resulta em uma menor propriedade de tenacidade à fratura nos aços rápidos (HWANG, LEE e LEE, 1998).

Dessa forma pode-se dizer que os aços rápidos são caracterizados por possuírem dureza elevada e excelente resistência ao desgaste e oxidação através da adição dos elementos formadores de carbonetos, que são o vanádio, tungstênio, molibdênio e cromo para formarem carbonetos de MC, M2C, M6C. 2.2 TRATAMENTOS TÉRMICOS EM AÇOS M2

A microestrutura do M2 pode ser substancialmente

modificada pelo tratamento térmico de forma a otimizar a relação entre a dureza e a tenacidade à fratura. Essa

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relação é significativamente afetada pela fração em volume de austenita retida e pelos carbonetos eutéticos não dissolvidos, assim como a distância média entre esses carbonetos. Devido ao endurecimento secundário sobre diferentes condições de revenimento, aços rápidos tendo a mesma dureza porém microestruturas diferentes consequentemente terão diferentes tenacidades a fratura, por isso é necessário uma otimização de tratamentos térmicos para aços rápidos (NOVAC, NOVAC e BEJINARU, 2010).

2.2.1 Austenitização

A Austenitização é um processo crítico em relação

aos controle de aquecimento em aços ferramentas. Uma temperatura excessivamente alta de austenitização ou longos períodos em alta temperatura podem resultar em distorção, crescimento de grão anormal, perda de ductilidade e baixa resistência. Isso é de extrema importância quando se trata de aços rápidos, os quais são frequentemente austenitizados a temperaturas próximas aquelas as quais a fusão se inicia. No entanto, se o calor for insuficiente, pode resultar em baixa dureza e baixa resistência ao desgaste do material (ASM INTERNATIONAL, 1991; HOYLE, 1964).

O efeito da temperatura de austenitização sobre a dureza do aço M2 na têmpera é mostrado na Figura 3. Pode-se observar que abaixo de 1175 °C o M2 não consegue atingir completamente sua maior dureza na têmpera, devido a insuficiente dissolução de carbonetos. Em aproximadamente 1230 °C, a dureza do material passa a decrescer por conta da saturação da austenita com o carbono e elementos de liga no aço temperado.

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Figura 3 - Efeito da temperatura de austenitização no aço M2 temperado

Fonte: Adaptado de (ASM INTERNATIONAL, 1991)

Dobrzanski (2001) mostra que a temperatura de austenitização de aços rápidos é geralmente 50 °C abaixo da temperatura Solidus e tem grande importância nos tratamentos térmicos. A utilização de elevada temperatura faz com que se obtenha a dissolução parcial dos carbonetos e a saturação da austenita com o carbono e elementos de liga. A parcial dissolução dos carbonetos M6C durante a austenitização em contraste com o carboneto MC, resulta em uma certa quantidade de vanádio entrando em solução sólida na matriz e consequentemente sofrendo um endurecimento secundário durante o revenimento. Longos períodos de austenitização também causam efeitos similares aos de excesso de temperatura, resultando assim em maior quantidade de carbonetos dissolvidos, austenita retida e aumento no tamanho de grão.

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Dobrzanski (2001) afirma ainda que, para se obter sucesso no endurecimento de aços rápidos, deve-se fazer a seleção de tempo e temperatura de austenitização adequadamente. O tempo necessário para dissolver a proporção desejada de carbonetos fica geralmente na faixa de 80 a 150 segundos, e este tempo não é afetado pelo tamanho da amostra ou de sua massa. Porém, o tempo de aquecimento até a temperatura de austenitização é afetado pelo tamanho das ferramentas e pelo tipo e volume do forno.

2.2.2 Têmpera

A têmpera consiste em um rápido resfriamento

após a austenitização, transformando a austenita em uma estrutura martensítica com elevada dureza. A composição do material irá definir o modo de têmpera do material, ou seja, o quão rapidamente ele deverá ser resfriado. Aços rápidos podem ser temperados ao ar, ao óleo ou em banho de sais. A estrutura dos aços rápidos temperados consiste de martensita e aproximadamente 20% de austenita retida, a qual é mole, instável a baixas temperaturas e se transforma em martensita frágil durante uma operação envolvendo aquecimento. A transformação de austenita em martensita causa aproximadamente um aumento de 4% no volume, ocasionando uma distorção na peça. Dentro destes 20% ainda se encontram carbonetos que não foram dissolvidos durante a austenitização. Após a têmpera, aços rápidos geralmente possuem elevadas tensões residuais, e para evitar trincas e fissuras, é indicado que seja feito o revenimento na sequência do processo (GILL, SINGH, et al., 2012 ; ASM INTERNATIONAL, 1991; DOBRZANSKI, 2001).

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2.2.3 Revenimento

O revenimento é a última etapa do tratamento de

endurecimento dos aços rápidos. O revenido tem por objetivo principal aliviar as tensões da martensita e melhorar a tenacidade do material. Durante o revenimento dos aços rápidos ocorre um fenômeno conhecido como endurecimento secundário, onde ocorre um aumento de dureza movido pela transformação da austenita retida em martensita e pela separação dos carbonetos na matriz que sofreu transformação. (DOBRZANSKI, 2001)

Nos aços rápidos com teores de vanádio acima de 1%, acontece uma precipitação de carbonetos MC, ricos em vanádio (VC), facilitando o endurecimento secundário. O endurecimento secundário pode ser explicado com base em 2 mecanismos apresentados de forma gráfica na Figura 4. Pode-se observar que o primeiro mecanismo, de decomposição da martensita, indicado na legenda com o número 1, promove um decréscimo contínuo na dureza, ao passo que o segundo mecanismo, de precipitação de carbonetos, tem um comportamento senoidal, indicado na legenda com o número 2. A indicação com o número 3 é resultante de ambas as curvas, resultando no endurecimento secundário. (HOYLE, 1988 apud SCHLATTER, 2012).

Como pode ser observado na Figura 5, para um aço rápido M2 austenitizado a 1220 °C, a dureza do aço rápido é diretamente afetada pela temperatura e tempo de revenimento. Pode-se observar nas curvas da Figura 5 que o endurecimento secundário ocorre em temperaturas na faixa de 370 °C até aproximadamente 600°C, e que esse endurecimento depende do tempo que permanece nesta temperatura.

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Figura 4 - Mecanismos de endurecimento no revenido dos aços rápidos

Fonte: Adaptado de (HOYLE, 1988 apud SCHLATTER, 2012).

Duplos revenimentos ou múltiplos revenimentos

são geralmente aplicados em aços rápidos. Durante o primeiro revenimento, ocorre a recuperação e recristalização da martensita, enquanto que a austenita retida é transformada em martensita não revenida. Após o segundo revenimento a estrutura consiste quase completamente de martensita revenida e carbonetos. Revenimentos triplos são utilizados em aços rápidos para casos onde há teores muito altos de elementos de liga. As propriedades de corte e mecânicas são fortemente influenciadas pela temperatura de revenido (DOBRZANSKI, 2001).

Na Figura 6 é mostrado a sequência de tratamentos térmicos convencionais aos quais são submetidos os aços rápidos.

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Figura 5 - Efeito da temperatura e do tempo de revenido na dureza de um aço M2

Fonte: (ASM INTERNATIONAL, 1991)

Figura 6 - Sequência de tratamentos térmicos em aços rápidos

Fonte: Adaptado de (PIPPEL, WOLTERSDORF, et al., 1999)

As temperaturas de revenido recomendados para peças produzidas por metalurgia do pó variam de 150 a 200°C. Revenimento acima de 200°C, resulta em melhores propriedades de tenacidade e de fadiga na parte endurecida, em detrimento da resistência à tração e resistência ao impacto. Contudo, o forno teria que ser

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especialmente adaptado para conter o grande volume de fumaça gerado pela volatilização do óleo de arrefecimento. O revenimento é também utilizado para reduzir os efeitos da austenita retida, que pode ocorrer em ligas de aço quando resfriada rapidamente. Esse constituinte demonstrou influenciar parâmetros dimensionais e a dureza do material. (FERGUSON, 1991)

Aços ferramenta produzidos por metalurgia do pó têm duas vantagens principais: carbonetos finamente distribuídos de forma uniforme e não possuir macrosegregações. Estas características proporcionam uma resposta mais rápida as condições de endurecimento, gerando um endurecimento em uma maior profundidade em relação a superfície. Após tempera e revenido, os aços MP, apresentam melhor tenacidade que os aços rápidos produzidos convencionalmente (fundidos e forjados). (ASM INTERNATIONAL, 1991)

2.2.4 Boretação

A Boretação é uma técnica de tratamento

termoquímico utilizada em diversos materiais de engenharia, onde os átomos de boro são difundidos na superfície da peça para formar boretos com o metal base (OLIVEIRA, BENASSI e CASTELETTI, 2006; CAMPOS, OSEGUERA, et al., 2003 ; CHEN, YU, et al., 2008). Os átomos de boro, devido ao seu tamanho relativamente pequeno e sua alta mobilidade, podem difundir no substrato. No ferro, os átomos de boro dissolvem de forma intersticial, mas podem reagir com o ferro e formar uma camada de boretos. Difundem com facilidade em ligas de ferro, formando os compostos intermetálicos FeB e Fe2B,

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não-óxidos e boretos cerâmicos (BINDAL e ÜÇISIK, 1999).

A Boretação oferece uma alternativa aos processos de endurecimento de superfícies convencionais, como cementação, nitretração e carbonitretação, isso é devido a elevada dureza dos boretos, atingindo valores na faixa de 1500 a 2000 HV para boretos de ferro. Além de possuir excelente resistência ao desgaste, a oxidação e a corrosão (ATIK, YUNKER e MERIÇ , 2003 ; CAMPOS, OSEGUERA, et al., 2003 ; JAIN e SUNDARARAJAN, 2002). O processo envolve aquecimentos do material na faixa de 700 a 1000°C, com tempos preferíveis na faixa de 1 até 12h, em contato com um pó sólido boretante (composto de boretação), meios pastosos, líquidos ou gasosos (ASM INTERNATIONAL, 1991).

A fase FeB é adjacente a superfície da peça e a fase Fe2B fica abaixo desta. As diferenças de volume específico e coeficiente de expansão térmica entre os boretos e o substrato, são menores para a fase Fe2B, o que a torna mais desejável para aplicações industriais que o FeB. A forte ligação covalente dos boretos é responsável pelos elevados valores de ponto de fusão, módulo de elasticidade e dureza. Boretos geralmente tem elevada energia livre de formação, o que lhes confere excelente estabilidade química e térmica (ASM INTERNATIONAL, 1991).

É de grande importância estabelecer os parâmetros de processo que afetam a cinética de boretação de forma a obter a espessura e a dureza desejadas da camada. O objetivo dos tratamentos de superfícies dos aços rápidos utilizados como ferramentas de corte é elevar o desempenho em processos de usinagem, aumentar a vida da ferramenta e alterar os mecanismos que promovem suas falhas em condições normais de cortes (CAMPOS, FARAH, et al., 2008).

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(KUBASCHEWSKI, 1982) apresenta o diagrama ferro-boro na Figura 7, mostrando que a difusão do boro no ferro forma boretos ferrosos, como é o caso do FeB, com aproximadamente 16 %p B, e do Fe2B, com aproximadamente 8,83 %p B.

A fase Fe2B é monofásica, com estrutura cristalina tetragonal de corpo centrado, com 12 átomos por célula unitária e densidade aproximada de 7,43 g/cm³. Já a fase FeB possui uma densidade de 6,75 g/cm³ e estrutura cristalina ortorrômbica de 4 átomos de Fe e o mesmo número de átomos de boro por célula unitária (ASM INTERNATIONAL, 1991). Abaixo da camada composta (FeB e Fe2B) a zona de difusão dificilmente existe devido ao fato do boro ter muito baixa solubilidade no ferro. (BÉJAR e MORENO, 2006)

A formação desses boretos depende da temperatura, composição da liga, tempo de tratamento e potencial de boro na vizinhança da superfície (CAMPOS, FARAH, et al., 2008). A camada de boretos, pode variar de 3 a 141 µm. O crescimento da camada de boretos é dominado pela difusão do boro através da fase Fe2B. (OZBEK e BINDAL, 2011).

A Figura 8 mostra imagens de microscopia ótica, de um aço M2 boretado durante 2 horas com temperatura de 850 °C (a), durante 4 horas com temperatura de 950 °C (b), e de microscopia eletrônica, boretado durante 1 hora na temperatura de 950 °C (c) e durante 4 horas na temperatura de 950 °C (d).

Geralmente a formação de uma monofase (Fe2B) com a morfologia de dente de serra é mais desejável que uma camada dupla com as fases FeB e Fe2B. A fase FeB rica em boro (contendo aproximadamente 16,23%p B) não é desejável pois o FeB é mais frágil que a fase Fe2B (que contém aproximadamente 8,83%p B). Além disso, como o FeB e o Fe2B possuem coeficientes de expansão

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térmica substancialmente diferentes (α (FeB) = 23 x 10-6/°C, α (Fe2B) = 7,85 x 10-6/°C), a formação de trincas é geralmente observada na interface de FeB/Fe2B da camada de fase dupla (JAIN e SUNDARARAJAN, 2002).

A boretação pode ser realizada por meio sólido líquido ou gasoso. A boretação por via sólida é a mais utilizada e pode ser feita com pó ou pasta. A mais amplamente utilizada é a boretação com pó, devido ao fácil manuseio, segurança e baixo custo, uma vez que não necessita de equipamentos sofisticados. Na boretação com pó, as peças a serem tratadas são colocadas em caixas de aço com alta resistência à deformação a quente, com 3 a 5mm de espessura. As superfícies a serem boretadas são cobertas com aproximadamente 10 a 20mm de pó boretante, responsável pelo fornecimento de boro. As substâncias mais comuns que produzem boro são os carbonetos de boro (B4C), ferroboro e o boro amorfo. Os diluentes são o carboneto de silício (SiC) e a alumina (Al2O3), e eles não participam das reações. (CHIAVERINI, 2008)

Existem marcas comerciais de pós para boretação, como as várias classes de Ekabor®, que estão disponíveis no mercado. O recipiente é vedado para que os gases da reação no tratamento permaneçam no forno e não saiam para atmosfera. (CHIAVERINI, 2008 ; ASM INTERNATIONAL, 1991). A Figura 9 apresenta esquematicamente o processo de boretação com pó.

Em ligas de ferro, o teor de alguns elementos como C, Cr e Ni, tem uma ótima influência na camada de boretos. Com o aumento da quantidade de carbono, a espessura da camada diminui e sua dureza aumenta. (GLUKHOV, 1968) Como o carbono não é dissolvido significantemente nas camadas de boreto (FeB e Fe2B), forma uma zona polifásica rica em carbonetos e borocarbonetos (Fe3C, Cr23C6, Fe7C3 e Fe3(B,C)) entre a

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subcamada Fe2B e a matriz. Isso pode explicar o fato da camada de boreto, em aços com alto teor de carbono, serem tão frágeis e com ligações fracas a base de metal (BADINI, GIANOGLIO e PRADELLI, 1987 ; BÉJAR e MORENO, 2006). Figura 7 - Diagrama Fe-B

Fonte: Adaptado de (KUBASCHEWSKI, 1982)

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Figura 8 - Micrografias de microscopia ótica (a), (b) e eletrônica (c), (d) de um aço M2 boretado com diferentes temperaturas e tempos.

Fonte: (OZBEK e BINDAL, 2011)

Um efeito do Cr, é aumentar a quantidade da fase de FeB na camada de boreto (GLUKHOV, 1968). Outros efeitos são de aumentar a dureza e a fragilidade da camada e de produzir uma camada que não é muito compacta na parte externa (BADINI, GIANOGLIO e PRADELLI, 1987 ; GLUKHOV, 1968). No caso do Ni, aumentando sua quantidade, a camada composta se torna mais fina e regularmente distribuída (BADINI, GIANOGLIO e PRADELLI, 1987).

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Figura 9 - Esquema do processo de boretação com pó

Fonte: Adaptado de (ASM INTERNATIONAL, 1991)

Em aços MP, a porosidade é um fator dominante nas propriedades do material. A porosidade e os elementos de liga do substrato são os fatores que mais influenciam nos resultados de boretação. (DOROFEEV e SELEVTSOVA, 2001)

Dorofeev e Selevtsova (2001) estudaram os efeitos da porosidade na boretação e concluiu que esse efeito intensifica o processo de boretação. Estes estudos mostraram que em amostras porosas a espessura da

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camada boretada foi maior em relação às amostras de maior densidade, obtidas por conformação a quente e seguidas de boretação. Também observou que o aumento na densidade leva a um aumento na quantidade de fase FeB, e que, acima de 20% de porosidade a espessura da camada sólida de boretos diminui. Desta forma, é recomendado que a porosidade não exceda em 20% do volume da amostra. Os autores também mostraram através de suas pesquisas, que um aumento do teor de carbono em aços MP, resulta em um decréscimo na espessura da camada boretada de amostras porosas.

Baglyuk, Pyatachuk e Mamonova (2014) estudaram a estrutura e as propriedades de camadas de boretos em função da porosidade em aços MP. Os resultados mostraram que a espessura, a morfologia e a microestrutura da camada de boretos depende substancialmente da densidade dos compactados e da temperatura de boretação.

2.3 REVESTIMENTOS

Para aumentar a dureza superficial e a resistência

ao desgaste, os nitretos refratários estão entre os mais estudados. Os nitretos são compostos formados pelo nitrogênio junto com elementos de menor eletronegatividade que ele. Esses materiais combinam elevada dureza com alta estabilidade mecânica e térmica. Sua importância tem crescido pelo seu uso promissor como ferramentas de corte, circuitos eletrônicos e isolantes elétricos e semicondutores. (CARVALHO, 2001)

Weiss (1995) esclarece que, a adesão do filme ao substrato depende da relação entre as estruturas cristalinas envolvidas na interface, da microestrutura na região e das ligações através da região interfacial. Podem

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haver diferentes ligações interfaciais: Van der Walls, ligação mecânica, ligação química ou uma combinação destas. Os mecanismos de ancoragem mecânica, ligação física e ligação química definem a adesão do conjunto filme substrato de qualquer sistema.

Ao considerar uma interface ideal, com cristais sem defeitos e superfícies polidas, a adesão entre duas fases sólidas pode ser atribuída a Energia química, devido a combinação de ligações ao longo da interface e a Energia geométrica, devido a estrutura de discordâncias através da interface. (SWALIN, 1972)

O TiN possui uma extensa aplicação em diversos campos tecnológicos devido a boa combinação de suas propriedades físicas e químicas. As principais características que o diferenciam são, a alta temperatura de fusão (2927ºC), ligação covalente, baixa taxa de oxidação e massa específica. As propriedades do TiN dependem diretamente da estequiometria (razão entre o Ti e o N) e do teor de impurezas. (MOSBAH, CALKA e WEXLER, 2006)

O TiN possui alta resistência a ataques químicos, sendo inerte a bases, ácidos e solventes, além de elevada resistência à corrosão. Possui estrutura cristalina CFC (cúbica de face centrada) com parâmetro de rede de 0,43nm. (GUO, X., 2005)

A deposição física de vapor (PVD - do inglês, Physical vapor deposition) é um dos processos de revestimentos mais comumente utilizados, junto ao processo de deposição química de vapor (CVD – do inglês, Chemical Vapor Deposition). O processo de PVD, o qual é conduzido em uma câmara à vácuo, pode ser realizado de diversas formas. O processo baseia-se em precipitação auxiliada por plasma de TiN ou TiC sobre aço ferramenta. Processos de CVD podem depositar revestimentos com boa adesão entre o revestimento e o

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substrato, porém operam em elevadas temperaturas, na faixa de 750 a 1000 °C. Já os processos de PVD podem ser realizados em temperaturas menores, na faixa de 180 a 500 °C, sendo mais apropriadas para os recobrimentos de ferramentas de aços rápidos do que a faixa de temperaturas para o processo CVD (ASM INTERNATIONAL, 1994 ; WENDL, 1990 ; PENG, MIAO, et al., 2003).

Fissuras no revestimento frequentemente precedem danos nos revestimentos de PVD e CVD. Assim, a habilidade do revestimento para acomodar deformação em tração ou compressão sem nuclear trincas e propagá-las é primordial (HOGMARK, JACOBSON e LARSSON , 2000). O revestimento TiN, tem boa aderência como revestimento em aços rápidos. (VELASCO, GORDO, et al., 2001).

Chang, Jao, et al. (2007) apresentam valores de microdureza (HV0,025) de um aço rápido M2 com e sem recobrimento de TiN. Amostras do aço M2 sem recobrimento de TiN atingem valores de 630 HV, enquanto que amostras do aço M2 com recobrimento de TiN alcançam valores de 1893 HV

Peng, Miao, et al. (2003) afirmam que revestimentos de TiN tem elevada dureza, resistência à corrosão e desgaste adesivo.

Tavsanoglu, Jeandin, et al. (2012) estudaram o efeito da adição de filmes finos sobre diferentes substratos quando a espessura do filme excede aproximadamente 500 nm. Foram realizados 3 diferentes deposições de multicamadas sobre diversas condições de superfícies. Os substratos utilizados para a adição das multicamadas foram o AISI M2 e o AISI 430, sendo que este último recebeu o tratamento de boretação previamente a deposição dos filmes. Os resultados revelaram mudanças graduais na dureza, módulo de

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Young e composição química entre as diferentes camadas. Os autores concluem que a aplicação de múltiplas camadas com gradiente funcional é uma solução adequada para a deposição de revestimentos cerâmicos com camadas relativamente espessas, com boa adesão, e boretadas em diferentes tipos de substratos.

2.4 MECÂNICA DA FRATURA

Segundo Dieter Junior (1961) a fratura consiste na

fragmentação de um sólido em duas ou mais partes, em decorrência da atuação de tensões. Pode-se dividir a fratura em 3 etapas: início da trinca, propagação da trinca e fratura. A fratura pode ser dúctil ou frágil, dependendo da quantidade de deformação plástica que está envolvida. No caso de alta quantidade de deformação plástica, a fratura é dita dúctil. Nos metais, a fratura frágil é caracterizada pela rápida propagação da trinca, com pouca ou praticamente nenhuma deformação plástica. Com a diminuição da temperatura, aumentos na taxa de deformação e condições de tensões triaxiais (proporcionada por entalhes), a possibilidade de ocorrência de fratura frágil aumenta. A fratura frágil ocorre sem aviso prévio e com consequências ruins para a peça, sendo assim, este tipo de fratura deve ser evitada.

Para que ocorra a propagação da trinca, é necessário que a tensão na sua ponta seja maior que a tensão coesiva teórica do material. Porém, com as atuais tecnologias ainda não é possível medir a tensão na ponta com grande precisão. O critério de Griffith, é geralmente utilizado para prever a propagação da trinca. (DIETER JUNIOR, 1961)

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A mecânica da fratura é uma ciência que se propõe a estudar a fratura e o comportamento mecânico dos materiais na presença de trincas que estabelece condições críticas para crescimento de uma trinca, relacionando a resistência de uma estrutura com a forma, o tamanho, e a localização da trinca e o quão aguda é sua forma (PERES, 2009 ; ARAUJO FILHO, 2006).

Roylance (2001) mostra que a literatura trata de 3 modos de fratura, chamados de modo I, modo II e modo III. A Figura 10 apresenta esses modos de fratura, sendo a figura (a) o modo I, a figura (b) modo II e a figura (c) modo III. O modo I é denominado de modo de abertura normal, onde a tensão de tração é normal às faces da trinca. O modo II e o modo III são modos deslizantes de cisalhamento, onde a tensão é normal à aresta que avança e paralela ao avanço da aresta, respectivamente. HERTZBERG (1996) afirma que o modo I de fratura é o mais comum envolvendo fratura de componentes em materiais de engenharia.

A tenacidade de aços rápidos é uma propriedade de importância prática considerável e geralmente implica alguma medida da habilidade do aço em absorver cargas de impacto sem uma deformação plástica macroscópica significante. Uma ferramenta de corte, a qual necessita manter uma ótima precisão dimensional, frequentemente sobre condições de trabalho de corte intermitente envolvendo repetidas cargas de impacto, não pode permitir nenhuma deformação plástica (JOHNSON, 1977).

A tenacidade à fratura tem sido usada como um índice crucial na prevenção de falhas catastróficas para materiais estruturais nas últimas décadas. Para a maior parte dos materiais, a tenacidade à fratura pode ser facilmente avaliada pelo fator de intensidade de tensão

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seguindo os procedimentos das normas ASTM E399 e E1820 (WANG, YU e HUANG, 2014).

Figura 10 - Modos de Fratura: (a) modo I, (b) modo II, (c) modo III

Fonte: (ROYLANCE, 2001)

Na Figura 11 são mostrados valores de tenacidade à fratura em função da dureza de têmpera de um aço rápido M2 para 3 diferentes temperaturas de austenitização, 1095 °C, 1150°C e 1220°C. O ensaio realizado foi do tipo Charpy. É claramente notável a queda nos valores de tenacidade à fratura (KIC) conforme a temperatura de austenitização aumenta, e consequentemente a dureza do material.

Através de estudos realizados sobre o aço rápido M2, Johnson (1977) concluiu que até valores próximos de 50 HRC de dureza, a tenacidade à fratura do aço M2 é uma função que depende unicamente do nível de dureza. Para valores maiores que 50 HRC de dureza, a tenacidade à fratura do aço M2 passa a ser dependente da dureza e da temperatura de austenitização.

Estudos realizados por Chongmin, Johnson e Hosford (1982) em um aço rápido M2 temperado e com

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duplo revenimento, revelaram também a queda da tenacidade à fratura (KIC) conforme aumenta-se a dureza e a temperatura de austenitização do material. Os resultados são apresentados na Tabela 3. Figura 11 - Tenacidade à fratura de um aço rápido M2 em função da dureza de têmpera para diferentes temperaturas de austenitização

Fonte: Adaptado de (JOHNSON, 1977)

52

Com seus estudos, os autores puderam concluir que a tenacidade à fratura é melhorada com o aumento do tamanho de grão, que a temperatura do revenimento não tem influência na tenacidade à fratura do aço rápido M2, contanto que a dureza final de têmpera seja constante. Garantem também que a propagação de trinca no aço M2 é do tipo transgranular, ou seja, através dos grãos, e que uma quantidade alta de austenita retida aumenta a tenacidade à fratura do material (CHONGMIN, JOHNSON e HOSFORD, 1982).

Chongmin, Johnson e Hosford (1982) apresentam a fratura de um aço rápido M2 temperado (Figura 12) e de um aço rápido M2 temperado e com duplo revenimento (Figura 13), ambos austenitizados a temperatura de 1230 °C. As imagens revelam que não há muita diferença entre as morfologias e que em ambas as condições a fratura é transgranular, o que é vantajoso se comparado a fratura do tipo intergranular, quando se trata da propagação da trinca.

Tabela 3 - Resultados de tenacidade à fratura de um aço M2 temperado com diferentes temperaturas de austenitização e com duplo revenido a 565 °C.

Temperatura de Austenitização

(°C)

Dureza (HRC)

Tenacidade à fratura, KIC (MPa.m1/2)

980 52,9 22,9

1040 56,0 24,0

1095 58,4 22,7

1150 61,7 22,0

1205 63,4 18,1

1230 63,8 16,0

1245 65,3 17,1 Fonte: Adaptado de (CHONGMIN, JOHNSON e HOSFORD, 1982)

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Figura 12 - Morfologia de fratura de um aço M2 temperado

Fonte: (CHONGMIN, JOHNSON e HOSFORD, 1982)

Figura 13 - Morfologia de fratura de um aço M2 temperado e com duplo revenido

Fonte: (CHONGMIN, JOHNSON e HOSFORD, 1982)

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2.5 RESISTÊNCIA À RUPTURA TRANSVERSAL

A resistência a flexão e a tenacidade à fratura são

completamente diferentes no conceito de mecânica dos sólidos. A resistência a ruptura transversal, TRS (do inglês Transverse Rupture Strength) é uma propriedade estática de tensão enquanto a tenacidade à fratura é uma medida da resistência do material a propagação da trinca (FANG, 2005).

Os resultados obtidos para tenacidade à fratura não fazem distinção para os aços rápidos que são obtidos por diferentes técnicas de processamento, assim tornou-se comum avaliar a tenacidade destes materiais utilizando ensaios estáticos de flexão a 3 pontos, pelo fato de sua capacidade em detectar pequenas alterações no material. O ensaio de avaliação de resistência a ruptura transversal é relativamente fácil e economicamente viável, além de possibilitar um controle de qualidade do processo através de avaliações estatísticas. (BEISS, WAHLING e DUDA, 1985 ; CHUNSHENG, DANZER e FISCHER, 2002). Esse método é utilizado para medir a resistência de amostras sinterizadas, incluindo aquelas que sofreram tratamentos posteriores. A resistência a ruptura transversal não é um valor de projeto. Para diversos materiais sinterizados, a TRS é aproximadamente o dobro da resistência à tração (ASTM B528-12, 2014).

Araujo Filho (2006) explica que, um valor elevado de TRS, significa que o material terá uma maior resistência a choques que decorrem de cargas resultantes de processos de usinagem, assim como à propagação de trincas. Ao ser submetido a cargas, a concentração de tensão local do material ocorre nas proximidades dos carbonetos. E como citado pelos autores Novac, Novac e

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Bejinaru (2010), aços rápidos podem apresentar os mesmos valores de dureza, porém diferentes microestruturas, e resultados distintos de TRS podem ser obtidos, o que faz com que a avaliação da TRS seja um aspecto de grande importância. A tensão de ruptura transversal (TRS) é muito sensível aos níveis de porosidade. Quando os níveis de porosidade são altos, a TRS é inconsistente e fraca. É visto como uma medida de tenacidade para aplicações de engenharia e metalurgia. Quando os níveis de porosidade são significantes, a correlação entre TRS e tenacidade a fratura é coerente.

No estudo realizado por Wu, Shu, et al. (2014), os autores mostram que a tenacidade de aços produzidos por metalurgia do pó é ruim devido a alta porosidade. Essa tenacidade insatisfatória limita muitas aplicações dos aços MP. Neste estudo os autores concluíram que a adição de Mo e Cr podem simultaneamente aumentar a TRS, propriedade de fadiga, dureza e resistência a tração do aço Fe-4Ni-0,5C. Além do que, a adição de Cr não prejudica a tenacidade ao impacto, apesar da resistência mecânica ter sido aumentada. Além disso as microestruturas dos aços MP afeta suficientemente a tenacidade ao impacto e o comportamento da fratura ao impacto. A ferrita fornece mais resistência as cargas de impacto do que a martensita rica em Ni, seguida pela bainita e perlita.

A avaliação da tenacidade de filmes finos, especialmente para revestimentos duros, é ainda muito difícil e problemático devido as pequenas dimensões da amostra e da falta de procedimentos de testes com boa confiabilidade. Diversas técnicas tem sido propostas para medir a tenacidade a fratura de filmes finos, tal como flexão, tração, flambagem e testes de penetração. Esses testes podem ser divididos em 2 categorias: métodos baseados em energia e métodos baseados em tensão. Os

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métodos baseados em tensão são comumente aplicados em avaliações de tenacidade a fratura de filmes finos, na qual a tenacidade é obtida do fator de intensidade de tensão seguindo as normas convencionais da ASTM. O desafio dos métodos baseados em tensão encontra-se em desenvolver aparatos de teste confiáveis para as amostras com filmes finos, que consiste em pré-trincas atomicamente agudas, medidor de tensão em escala micrométrica e sistema de atuação. Existem alguns estudos sobre medir a tenacidade a fratura em filmes finos utilizando técnicas baseadas em energia. Para revestimentos duros, o ensaio de penetração é a ferramenta mais comum e simples para determinar a tenacidade a fratura (WANG, YU e HUANG, 2014).

Bolton e Gant (1997) estudaram o efeito da adição de carbonetos de titânio e de nióbio com lubrificante próprio na forma de sulfato de manganês, de forma a avaliar diversas propriedades mecânicas, como tenacidade a fratura, resistência ao desgaste e resistência à ruptura transversal. O material utilizado foi o aço rápido M3/2 produzido por metalurgia do pó. A adição de MnS, TiC e NbC tem um efeito prejudicial na resistência à ruptura transversal. A redução da TRS causada pela adição de TiC foi mais evidente que na adição de NbC. A adição do MnS obteve um destaque negativo na TRS, principalmente devido a facilidade de iniciação de trincas nas proximidades dos particulados adicionados. A maior redução de TRS ocorreu para adições simultâneas de MnS tanto com TiC quanto com NbC, especialmente quando a adição de MnS foi de 25% do volume do material.

Shelton e Wronski (1983) demonstraram que adições combinadas de TiC, WC e MO2C tem um efeito altamente prejudicial na tenacidade a fratura do aço rápido M2. Adicionando separadamente carbonetos de

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TiC ou de VC, há um efeito muito pequeno sobre os aços rápidos M3/2.

Yilmaz e Varol (2010) estudaram o efeito do processo de boretação sobre o pó a base de ferro ASC 100.29. Os autores realizaram ensaios de resistência a ruptura transversal e obtiveram valores variando na faixa de 433-492 MPa.

Araujo Filho (2006) realizou estudos sobre o aço rápido M3/2 obtido por diferentes processos de fabricação e submetidos a um mesmo tratamento térmico, avaliando as propriedades mecânicas de resistência à ruptura transversal e dureza. O autor conclui que os aços rápidos M3/2 produzidos por metalurgia do pó com e sem adição de carbono na forma de grafite sinterizados a vácuo, levam uma ligeira vantagem na TRS em relação ao aço rápido convencional (1325 ± 413MPa para o aço convencional, 1777 ± 159MPa para o M3/2 sinterizado à vácuo e 1581 ± 144MPa para o M3/2 sinterizado à vácuo com adição de 0,3%C). Os aços rápidos MP apresentaram uma dureza mais uniforme e uma menor distorção após o tratamento térmico de endurecimento em relação aos aços produzidos convencionalmente.

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59

3 METODOLOGIA EXPERIMENTAL

Neste capítulo são apresentados os materiais,

equipamentos, métodos e parâmetros utilizados no presente trabalho. Os tratamentos térmicos e termoquímicos, e os ensaios mecânicos, foram todos realizados nos laboratórios do Centro de Ciências Tecnológicas (CCT) da Universidade do Estado de Santa Catarina (UDESC). A deposição de filmes foi realizada na empresa Bodycote Brasimet.

A Figura 14 apresenta um fluxograma do trabalho realizado. 3.1 MATERIAIS

O material utilizado neste trabalho, foi o aço rápido

AISI M2 produzido por metalurgia do pó. A composição do material é fornecido pela Höganas Brasil Ltda e pode ser vista na Tabela 4.

Tabela 4 - Composição Química do aço rápido AISI M2

C Cr Co Mn Mo Si V W

AISI M2

(%p)

0,75~0,85

3,75~4,5

1,0 0,2~0,4

4,5~5,5

0,45 1,6~2,2

6,2~6,8

Fonte: Höganas Brasil Ltda.

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Figura 14 - Fluxograma do trabalho realizado

Fonte: Produção do próprio Autor.

3.2 COMPACTAÇÃO E SINTERIZAÇÃO

Utilizando o pó de aço M2 atomizado a água,

confeccionou-se as amostras em prensa manual pelo processo de compactação uniaxial a frio com matriz

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flutuante de duplo efeito. No interior da matriz foi usado estearato de zinco como lubrificante e a pressão de compactação utilizada foi de 700 MPa.

Para a sinterização das amostras foi utilizado um forno tubular com atmosfera à vácuo na temperatura de 1270°C durante o tempo de 1 hora. A taxa de aquecimento inicial foi de 5°C/min até atingir a temperatura de 1000 °C, para então ser reduzida para 2°C/min até alcançar os 1270°C. O ciclo de sinterização pode ser visto graficamente na Figura 15.

Figura 15 - Ciclo de Sinterização utilizado

Fonte: Produção do próprio Autor.

Os corpos de prova confeccionados obtiveram tamanho padrão de acordo com a norma MPIF STANDARD 41 (1991), que estabelece que os corpos de prova devem possuir as medidas de 31,7mm para o comprimento, 12,7mm de largura e 6,35 ± 0,13mm de espessura conforme mostra a Figura 16.

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Figura 16 - Dimensões das amostras de acordo com padrões da MPIF 41

Fonte: Adaptado de (MPIF STANDARD 41, 1991)

3.3 CONDIÇÕES DE CADA CONJUNTO DE

AMOSTRAS

O material foi avaliado em 6 condições distintas, sendo essas: têmpera e revenido; boretação; normalização; têmpera e revenido com jateamento superficial; boretação com jateamento superficial e revestimento de TiN; e apenas sinterizada (sem nenhum tratamento).

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3.3.1 Têmpera e Revenido

Para os tratamentos de têmpera e revenimento,

utilizou-se o forno do tipo mufla sem atmosfera protetora. No tratamento de têmpera, onde utilizou-se um

granulado de proteção, com o objetivo de evitar a descarbonetação das amostras, foi feito um aquecimento até a temperatura de 800 °C, mantendo neste patamar durante o tempo de 10 minutos para a austenitização do materiais. Na sequência fez-se outro aquecimento até a temperatura de 1200 °C e permanecendo neste patamar por 3 minutos, com o objetivo de dissolver os melhor carbonetos na matriz. A taxa de ambos os aquecimentos foi de 10°C/min. O resfriamento foi realizado em óleo a temperatura ambiente. O ciclo de aquecimento utilizado foi baseado na literatura (FERNANDES, 2006).

Foi realizado um duplo revenimento, onde utilizou-se a mesma temperatura e mesmo tempo para ambos, sendo a temperatura de 560 °C (onde ocorre o endurecimento secundário – ASM INTERNATIONAL (1991) ) e o tempo de 2 horas (cada). O resfriamento do primeiro revenido foi realizado dentro do forno até a temperatura atingir 60 °C. O resfriamento do segundo revenido foi realizado dentro do forno até atingir temperaturas próximas dos 60 °C para então serem retiradas e seguirem o resfriamento ao ar até temperatura ambiente. As condições de têmpera e revenido podem ser observadas em gráfico esquemático na Figura 17.

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Figura 17 – Ciclo de tratamento de têmpera e revenido

Fonte: Produção do próprio Autor.

3.3.2 Boretação

O tratamento termoquímico de boretação foi

realizado em forno do tipo mufla sem atmosfera controlada. Foi utilizado um recipiente de aço inoxidável conforme é mostrado na Figura 18. O pó para boretação utilizado foi a mistura comercial Ekabor®, onde o recipiente foi preenchido com aproximadamente 15mm de pó abaixo e acima das amostras. O recipiente foi fechado com uma tampa de aço inoxidável confeccionada para este propósito. Sobre a tampa foi ainda colocado areia de sílica para evitar a fuga de gases durante a boretação. Pode ser observado esquematicamente na Erro! Fonte e referência não encontrada. como foram acomodadas as amostras em meio ao pó de Ekabor® e a areia de sílica no recipiente para boretação.

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Para o ciclo de boretação, utilizou-se os parâmetros da literatura (KRELLING, 2012), em que as amostras são aquecidas até a temperatura de 1000°C e mantidas neste patamar durante 2 horas. O resfriamento foi realizado ao ar, porém dentro do recipiente, até a temperatura ambiente, para evitar o excessivo crescimento de grão.

Figura 18 – (a) Recipiente utilizado para o tratamento termoquímico de boretação ; (b) Esquema do posicionamento de amostras dentro do recipiente (a) (b)

Fonte: Produção do próprio Autor.

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Figura 19 - Ciclo de boretação

Fonte: Produção do próprio Autor.

3.3.3 Normalização

Esse tratamento foi realizado com os mesmos

parâmetros do tratamento de boretação, visando avaliar o comportamento da matriz do material sem o efeito do agente boretante, o Ekabor®. Ou seja, avaliar o efeito da exposição do material a temperatura de 1000°C e tempo de 2 horas do ciclo de boretação. Dessa forma foi possível avaliar qual a influência da camada boretada nas propriedades do material. Foi utilizado o mesmo recipiente utilizado na boretação, mostrado na Figura 18, com granulado de proteção para evitar a descarbonetação do material. A temperatura utilizada foi de 1000 ºC em patamar durante 2 horas. O resfriamento foi feito ao ar até temperatura ambiente. O ciclo foi mostrado na Figura 19.

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3.3.4 Jateamento e Deposição de Filme

Previamente a deposição de filme, foi feito um

jateamento com microesferas de vidro, com o objetivo de remoção de contaminantes da superfície. Além de resultar em um acabamento superficial sem a remoção significativa de material e com rugosidade homogênea. O vidro por ser virtualmente inerte, não reage quimicamente com os materiais tratados. Possui densidade e tenacidade à fratura ideais para impedir a incrustação na superfície, devido à suavidade da forma esférica. (MICROESFERA LTDA, 2011). O jateamento foi realizado nas amostras com tratamento de têmpera e revenido e nas amostras boretadas.

Na sequência ao jateamento, as amostras boretadas foram recobertas com o filme de TiN através do processo PVD. Para esta deposição utilizou-se temperatura de deposição de 550 °C, com o cátodo de titânio sob atmosfera de nitrogênio. Segundo a Bodycote Brasimet, empresa onde foram realizados os jateamentos e as deposições dos filmes, as etapas de deposição tiveram uma duração total de 6 horas. Para a deposição do filme as amostras foram colocadas em um forno à vácuo, onde foi realizado o aquecimento e então a limpeza da superfície das amostras, para na sequência ser feito a deposição do filme.

3.4 ANÁLISE ESTATÍSTICA DE AMOSTRAS

Para a determinação da quantidade de amostras

necessárias para se obter um resultado consistente, foi utilizado uma estimativa de uma média de uma população com desvio padrão conhecido. (TRIOLA, 2010)

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O cálculo é baseado no desvio padrão, margem de erro, e intervalo de confiabilidade. É importante destacar o significado de cada um destes parâmetros para melhor entendimento do resultado obtido. O desvio padrão mede a dispersão de um conjunto de dados em relação à média, enquanto a margem de erro quantifica os erros de amostragem aleatórios e indica a precisão da estimativa a que está sujeita a análise. O intervalo de confiabilidade é uma amplitude de valores, que possui a probabilidade de conter o valor de um parâmetro populacional desconhecido. Quando um intervalo de confiança é simétrico ou de dois lados, a margem de erro é metade da largura do intervalo de confiança.

Com base em uma primeira bateria de ensaios com 6 condições diferentes, as amostras na condição como-Sinterizadas obtiveram a menor margem de erros de resultados, com valores na faixa de 150 MPa. Na condição de amostras Normalizadas, foi obtido o menor valor de desvio padrão, no valor de 85 MPa. Visando obter resultados mais consistentes, o valor adotado para o desvio padrão foi de 80 MPa e a margem de erro de 50 MPa. Utilizando uma confiabilidade de 95% e intervalo simétrico (dois lados), o cálculo estima que 13 amostras são suficientes para se obter um resultado confiável para as condições avaliadas. Sendo assim, optou-se por utilizar 15 amostras para cada condição de ensaio.

As condições das amostras foram selecionadas de forma a comparar diversas condições de uso deste material quando solicitados para a resistência à ruptura transversal. As 6 condições escolhidas são, têmpera e revenimento, boretação, têmpera e revenido com jateamento, boretação com jateamento e revestimento de nitreto de titânio (TiN), normalizadas e como-sinterizada (sem tratamento posterior). Foram então confeccionadas

69

90 amostras, compactadas e sinterizadas sob os mesmos parâmetros, sendo 15 para condição citada.

3.5 DENSIDADE

A densidade geométrica foi calculada para as

amostras compactadas, sinterizadas e com tratamentos posteriores, através das relações de massa e volume. Para a determinação da massa utilizou-se uma balança analítica digital com precisão de 3 casas decimais.

A Tabela 5 apresenta a densidade teórica do material calculada com base na composição química certificada pela Höganas Brasil Ltda.

Tabela 5 - Composição química e densidade teórica do aço rápido AISI M2

Elemento Densidade (g/cm³) % em massa média C 2,25 0,80 Cr 7,10 4,13 Co 8,90 1,00 Mn 7,40 0,30 Mo 10,22 5,00 Si 2,33 0,45 V 6,10 1,90 W 19,30 6,50 Fe 7,87 79,93

Densidade Teórica 8,60 Fonte: Produção do próprio Autor.

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Após a obtenção da densidade geométrica das amostras, foi possível calcular a densidade relativa para cada condição. A densidade relativa representa o nível de densificação atingido, ou seja, o nível que o material atingiu de densidade em relação a densidade teórica. Significa dizer que um material que atinge densidade relativa de 100%, eliminou toda a porosidade existente em seu interior. Esse cálculo é possível através da Equação 1.

𝜌𝑟𝑒𝑙𝑎𝑡𝑖𝑣𝑎 = 𝜌𝑜𝑏𝑡𝑖𝑑𝑎

𝜌𝑡𝑒ó𝑟𝑖𝑐𝑎 𝑥 100% (Equação 1)

3.6 RESISTÊNCIA À RUPTURA TRANSVERSAL (TRS)

O ensaio de resistência à ruptura transversal, foi realizado seguindo as normas MPIF STANDARD 41 (1991) e ASTM B528-12 (2014). O ensaio consiste em fixar a amostra em suporte com 2 apoios com uma distância entre de 25,4 ± 0,02 mm entre eles. A terceira haste realiza a aplicação de carga na direção central dos dois apoios de suporte. A Figura 20 mostra o desenho esquemático do equipamento utilizado. Foi utilizado uma máquina de ensaio universal EMIC com capacidade máxima de carga de 300 kN, onde adaptou-se a célula de carga para realização do ensaio dentro dos padrões. Foi utilizada velocidade de aplicação da carga de 2,5 mm/min. A aplicação da carga foi feita até a ruptura da amostra. A Figura 21 mostra em detalhe a célula de carga adaptada, e a seta indica aonde se encontra a amostra no equipamento.

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Figura 20 - Desenho esquemático do equipamento de ensaio de resistência a ruptura transversal

Fonte: Adaptado de (ASTM B528-12, 2014)

A determinação da resistência à ruptura transversal

foi calculada de acordo com a Equação 2 (ASTM B528-12, 2014).

TRS= 3.P.L

2.t2.w (Equação 2)

Onde: TRS – Resistência à ruptura Transversal, em MPa; P – Carga aplicada até ruptura da amostra, em N; L – distância entre as hastes de apoio, em mm; t – largura da amostra, em mm; w – espessura da amostra, em mm;

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Figura 21 - Célula de carga acoplada a máquina universal de ensaios

Fonte: Produção do próprio Autor.

3.7 CARACTERIZAÇÃO DAS AMOSTRAS

Para a caracterização das amostras, visando

analisar níveis de porosidade, disposição e tamanho dos carbonetos, foi utilizado um microscópio eletrônico de varredura (MEV). Para a análise da microestrutura no microscópio eletrônico, previamente ao processo de lixamento foi feito uma deposição de uma camada de níquel através do processo eletrolítico, com o objetivo de retenção de borda para obter uma melhor visualização das superfícies dos materiais.

3.7.1 Dureza

Medidas de microdureza Vickers com carga de 25g

foram realizadas na seção transversal das amostras. A carga de 25g foi selecionada de forma a medir

Amostra

73

coerentemente as camadas de boretos, com tempos de indentação de 10 segundos cada. Foram realizadas 8 medidas em cada condição de amostra, realizando-se 16 nas amostras boretadas, sendo 8 para a camada e 8 para o substrato. Os testes foram realizados em um microdurômetro Shimadzu HMV – 2T.

74

75

4 RESULTADOS E DISCUSSÕES

4.1 DENSIDADE

A densidade do material compactado variou entre

6,29 g/cm³ e 6,47 g/cm³, com uma densidade média de 6,38 g/cm³. Já a densidade do material sinterizado variou de 6,35 g/cm³ a 7,66 g/cm³. A densidade média ficou em 6,99 g/cm³, cerca de 9% de aumento em relação ao material apenas compactado.

As amostras tratadas (temperada e revenida, boretada, temperada e revenida + jateamento, boretada + revestimento TiN e normalizada) não apresentaram variações significativas em relação as amostras sinterizadas.

A Tabela 6 apresenta os valores de densidade relativa para cada condição. Os valores das condições são a média das 15 amostras de cada condição analisada.

Tabela 6 - Densidade Relativa de cada condição

Condição Densidade Obtida média [g/cm³]

Densidade Relativa [%]

Sinterizada 6,91 ± 0,34 80,31 ± 4,01 Temperada e

revenida 6,95 ± 0,31 80,78 ± 3,56

Normalizada 6,81 ± 0,42 79,15 ± 4,93 Boretada 6,89 ± 0,38 80,08 ± 4,47 Jateada 7,46 ± 0,26 86,70 ± 3,06

TiN 6,96 ± 0,44 80,89 ± 5,20 Fonte: Produção do próprio Autor.

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É possível observar que os valores de densidade obtidos permaneceram na faixa de 80 ± 2,71 % em relação a densidade teórica.

Analisando pontualmente os melhores valores obtidos para cada condição, tem-se a Tabela 7. É possível observar que os valores chegam a ser quase 10% maiores que a média das 15 amostras (apresentadas na Tabela 6). Essa grande variação de porosidade encontrada nas amostras é um fator que deve ser analisado com cuidado se tratando de propriedades mecânicas.

Tabela 7 - Densidade máxima obtida de uma amostra para cada condição

Condição Densidade Máxima Obtida [g/cm³]

Densidade Relativa [%]

Sinterizada 7,41 86,12 Temperada e

revenida 7,48 86,94

Normalizada 7,46 86,70 Boretada 7,44 86,47 Jateada 7,69 89,38

TiN 7,66 89,03 Fonte: Produção do próprio Autor.

Os valores de densidade média obtidos para as 15

amostras, ficaram um pouco abaixo dos valores encontrados na literatura (FERNANDES, 2006; FRANCO, 2014; ARAUJO FILHO, 2006).

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4.2 METALOGRAFIAS

Nesta seção é apresentada uma análise da microestrutura das amostras em cada condição estudada.

A Figura 22 apresenta uma micrografia do pó do aço M2. Pode-se observar nitidamente os carbonetos homogeneamente dispersos nas partículas do pó. Nota-se ainda que tamanho dos carbonetos é menor que 1 µm. A forma irregular da partícula de pó é característica do processo de atomização a água, pelo qual foi produzido.

Figura 22 - Carbonetos do pó do AISI M2

Fonte: Produção do próprio Autor.

Nas Figura 23 a Figura 28, são apresentadas as microestruturas do substrato das amostras em cada condição. Pode-se observar que a distribuição de carbonetos foi homogênea em todas as condições.

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Figura 23 - Substrato da amostra boretada + TiN

Fonte: Produção do próprio Autor.

Figura 24 - Substrato da amostra boretada

Fonte: Produção do próprio Autor.

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Figura 25 - Substrato da amostra temperada e revenida + jateamento

Fonte: Produção do próprio Autor.

Figura 26 - Substrato da amostra normalizada

Fonte: Produção do próprio Autor.

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Figura 27 - Substrato da amostra como-sinterizada

Fonte: Produção do próprio Autor.

Figura 28 - Substrato da amostra temperada e revenida

Fonte: Produção do próprio Autor.

A Figura 29 e a Figura 30, mostram as camadas de

nitreto de titânio e de boretos destacando a interface

81

FeB/Fe2B na camada boretada. É possível observar através destas imagens, que a forma e a dimensão dos carbonetos é similar na camada de boretos e no substrato das amostras. A região mais escura observada na camada boretada, com formato de dente de serra, é o FeB, formado devido a maior disponibilidade de átomos de boro próximo a superfície. Na região mais clara da camada boretada, está o Fe2B, formada devido a menor concentração de átomos de boro. Essa fase é mais desejável na camada de boretação, devido a sua menor fragilidade e seu menor coeficiente de expansão térmica. Na interface FeB/Fe2B observa-se microtrincas, indicadas na imagem por setas, provenientes de tensões de tração residual na vizinhança da interface entre FeB e Fe2B, que sobre um carregamento, pode resultar em fratura e fragmentação da camada.

Na Figura 31 é possível observar que a espessura da camada de boretos atingiu cerca de 51 µm, sendo que aproximadamente 20 µm são de FeB e o restante de Fe2B. A espessura do recobrimento de TiN atingiu cerca de 2,45 µm.

Medições das dimensões dos carbonetos foram realizadas nas amostras boretada e sinterizada e são apresentadas da Figura 32 a Figura 34. É possível observar que não houveram mudanças entre os carbonetos que se apresentaram na camada de boretos, no substrato da amostra boretada e na amostra como-sinterizada. Com isto, pode-se dizer que o ciclo térmico a que foram sujeitos as amostras durante os tratamentos posteriores a sinterização, não alterou as dimensões dos carbonetos.

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Figura 33 - Medidas de carbonetos na camada boretada

Fonte: Produção do próprio Autor

Figura 34 - Medidas dos carbonetos no substrato da amostra Como-Sinterizada

Fonte: Produção do próprio Autor.

Níquel

Camada Boretada

85

4.3 MICRODUREZA

A Tabela 8 apresenta os valores de dureza obtidos

para cada condição. Foram selecionadas 2 amostras para cada condição, sendo uma a de maior valor de densidade e a outra com menor valor de densidade obtidas. As identificações A e B após o nome de cada amostra, são relativas as amostras menos porosas e mais porosas, respectivamente.

A dureza do filme de TiN informada pela empresa Bodycote Brasimet é de 2500 HV0,025. As amostras boretadas apresentaram os maiores valores de dureza, como era esperado, enquanto os menores valores foram obtidos para as amostras como-sinterizadas, sem nenhum tratamento posterior.

Ao selecionar as amostras mais porosas e menos porosas de cada condição para analisar a densidade relativa em conjunto com a dureza obtida, observa-se que a porosidade não influi de forma padrão para todos os casos, ou seja, amostras com maior nível de porosidade possuem maior dureza que amostras com menor nível de porosidade.

A Figura 35 apresenta o comportamento da dureza conforme vai se distanciando da borda. É possível observar na zona de transição da camada/substrato (aproximadamente 51 µm) uma queda de aproximadamente 1000 HV0,025, destacando o alto ganho de dureza superficial com a adição da camada de boretos, mantendo uma matriz mais dúctil.

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Tabela 8 - Valores de microdureza para cada condição (HV0,025)

MICRODUREZA VICKERS Amostra Densidade Relativa

(%) Média (HV0,025)

Normalizada A 84,53 1097,6 Normalizada B 76,16 813,2 Temp. e Rev. A 86,98 1023,7 Temp. e Rev. B 77,67 760,4

Camada Boretada A

86,51 2094,9

Boretada A 86,51 723,1 Camada

Boretada B 74,53 2113,8

Boretada B 74,53 1024,4 Jateada A 89,42 784,0 Jateada B 82,33 950,7

Sinterizada A 86,05 633,8 Sinterizada B 75,70 636,7 Matriz TiN A 87,44 791,4 Matriz TiN B 76,51 879,3

Fonte: Produção do próprio Autor.

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Figura 35 - Comportamento de dureza da camada boretada

Fonte: Produção do próprio Autor.

4.4 RESISTÊNCIA À RUPTURA TRANSVERSAL (TRS)

A Figura 36 apresenta os resultados da resistência

à ruptura transversal média para cada condição em estudo. Os resultados apresentaram os maiores valores para as amostras temperadas e revenidas com tratamento de jateamento. É importante ressaltar que, a condição de amostras temperadas e revenidas com jateamento obteve o conjunto com os menores valores de desvio padrão para densidade relativa, o que fez com que sua média da TRS fosse significantemente maior que das outras condições. As amostras boretadas, normalizadas e boretadas com recobrimento TiN, obtiveram os menores valores de TRS. Uma análise de variância mostrou diferenças estatisticamente significativas nos resultados de TRS, ou

0200400600800

10001200140016001800200022002400260028003000

0 5 10 15 20 25 30 35 40 45 50 55 60 65 70 75 80

Mic

roha

rdne

ss (H

V,2

5g)

Distância da superfície (µm)

88

seja, as diferenças amostrais não são decorrentes do acaso. Figura 36 - Valores médios de densidade e resistência à ruptura transversal para cada condição – média 15 amostras

Fonte: Produção do próprio Autor.

Observou-se uma grande variação de densidade das amostras após a sinterização, que conduz a uma investigação minuciosa a respeito do efeito da porosidade sobre as propriedades do material. Conforme os autores WU, SHU, et al., (2014) afirmaram, as aplicações da metalurgia do pó possuem normalmente entre 5 e 15% de porosidade. A literatura (DOROFEEV e SELEVTSOVA,

6,96 (g/cm³)

6,91(g/cm³)

7,46(g/cm³)

6,81 (g/cm³)

6,95(g/cm³)

6,89(g/cm³)

0,00

500,00

1000,00

1500,00

2000,00

2500,00

TRS

(MP

a)

Bor + Jat + TiN Sint. TeR + Jat Norm Temp. e Rev. Bor

89

2001) também afirma que, para a boretação acima de 20% de porosidade a espessura da camada sólida de boretos diminui.

Para que se possa comparar eficazmente todas as condições, visando analisar o efeito dos tratamentos térmicos na TRS, é necessário uma análise mais detalhada sobre estes resultados de TRS. Reduzindo a quantidade de amostras de forma a obter um menor desvio padrão para as densidades, obtém-se valores mais confiáveis da resistência à ruptura transversal, e assim levando em consideração apenas o efeito dos tratamentos térmicos. Estabeleceu-se então a quantidade de 5 amostras por condição e densidade na faixa de 7,30 ± 0,0158 g/cm³, obtendo-se assim uma densidade relativa de 85 ± 0,183 %.

Dessa forma é possível estabelecer uma comparação dos valores de TRS, levando em consideração apenas o efeito dos tratamentos realizados e descartando o efeito dessa variação de porosidades, uma vez que a TRS é muito sensível aos níveis da mesma. Essa análise pode ser observada na Figura 37.

Através da Figura 37, pode-se observar que as amostras com melhor desempenho foram as amostras nas condições de como-Sinterizadas e Temperadas e Revenidas. As amostras com os piores desempenhos foram as amostras com camada de boretos e com recobrimento de TiN.

Relacionando os valores de dureza, as amostras boretadas e com recobrimento TiN obtiveram um ganho de aproximadamente 240% de dureza em relação as amostras sem tratamento (Sinterizadas) e 140% de dureza se comparadas aos outros tratamentos térmicos (Normalização e Têmpera e Revenido). A resistência à ruptura transversal das amostras com camada superficial (boretadas e boretadas + TiN) sofrem uma queda de até

90

30% em relação as amostras da condição como-Sinterizadas, que no caso obtiveram o melhor desempenho no ensaio TRS - média de 5 amostras.

Figura 37 - Densidade e TRS - média 5 amostras

Fonte: Produção do próprio Autor.

A Figura 38 relaciona os resultados obtidos do ensaio de resistência à ruptura transversal, a dureza e a densidade das amostras para cada condição.

Historicamente tem sido citado por engenheiros de aplicação na indústria que, a TRS é inversamente proporcional à dureza, ou seja, a TRS aumenta quando dureza diminui (ALMOND, 1981; BONJOUR, STELLRAM e NYON, 1980). Porém, observando a Figura 38 é possível notar que a dureza e a resistência à ruptura não são diretamente proporcionais. Analisando os resultados das amostras normalizadas e das amostras temperadas e

7,30 g/cm³

7,32 g/cm³

7,30 g/cm³

7,31g/cm³

7,31 g/cm³

7,34g/cm³

0,00

200,00

400,00

600,00

800,00

1000,00

1200,00

1400,00

1600,00

1800,00

2000,00

TRS

[MP

a]

TiN Jat Norm Bor TeR Sint

91

revenidas com jateamento, pode-se observar que, na primeira condição a TRS é maior (1611 MPa) para uma dureza maior (1097,6 HV0,025), e na segunda condição a TRS é maior (1963 MPa) para uma dureza menor (784 HV0,025). Porém ao analisar a influência da porosidade, é notável que sua influência sobre a TRS é acentuada e se destaca como um dos principais fatores sobre a resistência à ruptura transversal. Quanto maior a quantidade de poros, menor a densidade do material, e consequentemente menor a sua resistência à ruptura transversal. A TRS é muito sensível aos níveis de porosidade, os dados mostram que variações na faixa de 3% nos níveis de porosidade, alteram até em 20% os resultados de resistência à ruptura.

92

Figura 38 - Relação entre TRS x HV x Densidade

Fonte: Produção do próprio Autor.

93

4.5 ANÁLISE DE FRATURAS

Os ensaios de resistência à ruptura transversal

resultaram no rompimento dos corpos de prova de forma abrupta e sem características de deformação plástica, caracterizando todas as fraturas como do tipo frágil com a superfície irregular. O que está coerente com os resultados da literatura (FERNANDES, 2006; DIETER JUNIOR, 1961; CHONGMIN, JOHNSON e HOSFORD, 1982), uma vez que é um material com elevada dureza e grande concentração de precipitados.

Da Figura 39 a Figura 44, são apresentadas as fractografias das amostras em cada condição.

Porosidades são classificadas de duas formas, porosidades isoladas e interligadas. Porosidades isoladas resultam em deformações mais homogêneas, enquanto que a porosidade interligada provoca um aumento na localização de tensão em regiões sinterizadas relativamente menores entre as partículas. Assim, a porosidade interligada é mais prejudicial que a porosidade isolada e reduz a ductilidade macroscópica do material (CHAWLA e DENG, 2004).

No substrato, em todas as condições, existem porosidades interligadas, as quais facilitam a propagação das trincas.

Nas amostras com camadas de boretos (Figura 39 e Figura 40), é possível observar uma forma de fratura diferente, sem relevos, mais lisa e com praticamente nenhuma porosidade.

94

Figura 39 – Fractografia obtida em microscópio eletrônico de varredura da amostra com recobrimento TiN - TRS=1310,8 MPa e ρrelativa = 87,4%

Fonte: Produção do próprio Autor.

TiN Feb/Fe2B Substrato M2

95

Figura 40 - Fractografia em microscópio eletrônico da amostra boretada - TRS=1355,1 MPa e ρrelativa = 85% -superfície da amostra

Fonte: Produção do próprio Autor.

Figura 41 - Fractografia no MEV da amostra Temperada e revenida com jateamento - TRS=1963,67 MPa e ρrelativa = 89,4% - substrato

Fonte: Produção do próprio Autor.

FeB/Fe2B

Substrato

M2

96

Figura 42 - Fractografia em microscópio eletrônico da amostra Normalizada – TRS=1611,53 MPa e ρrelativa=84,5% - substrato da amostra

Fonte: Produção do próprio Autor.

Figura 43 - Fractografia em microscópio eletrônico da amostra como-Sinterizada - TRS=1787,86 MPa e ρrelativa=86,0% - substrato da amostra

Fonte: Produção do próprio Autor.

97

Figura 44 - Fractografia em microscópio eletrônico da amostra Temperada e Revenida - TRS=1780,81 MPa e ρrelativa=86,9% - superfície da amostra

Fonte: Produção do próprio Autor.

A teoria de Griffith’s explica que a trinca irá se propagar quando o decréscimo na energia elástica de deformação for igual ou maior que a energia necessária para criar uma nova superfície de fratura (DIETER JUNIOR, 1961). Quando uma ou mais trincas se encontram durante sua propagação, as mesmas não se deparam com nenhuma resistência, dessa forma não é necessário nenhuma energia extra para criar outra trinca, o que aumenta sua velocidade de propagação, levando o material a ruptura mais rapidamente.

A Figura 45, mostra a camada boretada, onde pode-se observar claramente que as trincas tem origem nos poros. Esse fato é predominante na TRS e explica o porquê a alta quantidade de poros no material resulta em menores valores de resistência à ruptura transversal. Esse fator destaca a importância de um controle rigoroso

100

Figura 47 - Recobrimento TiN sobre a camada boretada

Fonte: Produção do próprio Autor.

Nas Figura 48 a Figura 51, são evidenciadas a fragmentação dos carbonetos em diferentes condições avaliadas. Apesar de fragmentados estes carbonetos permaneceram fortemente ligados a matriz. Característica que é desejável nos aços rápidos, uma vez que, um mau ancoramento dos carbonetos faz com que estes sejam arrancados facilmente do material. Em uma ferramenta de corte, poderia resultar em um desgaste prematuro.

Cavidades

101

Figura 48 - Fragmentação de carbonetos, amostra Temperada e Revenida

Fonte: Produção do próprio Autor.

Figura 49 - Fragmentação de carboneto, amostra TiN

Fonte: Produção do próprio Autor.

102

Figura 50 - Fragmentação de carbonetos, amostra Normalizada

Fonte: Produção do próprio Autor.

Figura 51 - Fragmentação de carbonetos, amostra como-sinterizada

Fonte: Produção do próprio Autor.

103

Da Figura 52 a Figura 54, são apresentadas fractografias de uma amostra boretada que obteve densificação de apenas 0,66% na sinterização. É possível observar que a compactação e a sinterização desta amostra não foram adequadas, não formando a matriz, nem mesmo a camada de boretos de forma contínua. Isto pode ser confirmado por não haver uma junção entre as partículas da camada de boretos.

A amostra boretada com densificação de 0,66% sofreu rompimento na pré-carga do ensaio e consequentemente sua resposta a resistência à ruptura foi baixa, não ultrapassando 50 MPa.

Observando a Figura 53, nota-se que a camada boretada apresentou muitos poros, resultando em uma má formação da camada. A Figura 54 mostra que o crescimento da camada de boretos não obteve uma direção linear de crescimento, o que prejudicou o desenvolvimento contínuo da camada.

Figura 52 - Fractografia do substrato da amostra boretada que obteve baixa sinterização

Fonte: Produção do próprio Autor.

104

Figura 53 - Fractografia da camada boretada da amostra que obteve baixa sinterização

Fonte: Produção do próprio Autor.

Figura 54 - Fractografia da camada boretada da amostra que obteve baixa sinterização

Fonte: Produção do próprio Autor.

Camada Boretada Matriz

105

A fractografia da camada boretada é mostrada na

Figura 55. Na seção 2.4 sobre mecânica da fratura, destacou-se que na literatura são encontrados 3 modos diferentes de fratura, o modo I, II e III, sendo o modo I o modo normal de abertura da trinca e o modo II e III modos deslizantes de cisalhamento. Observando a Figura 55, pode-se notar que na camada de boretos ocorreram 2 modos diferentes de fratura. Esses modos de fratura são destacados na Figura 56. Analisando o módulo de Elasticidade de cada fase, tem-se 600 GPa para o TiN (ODORCZYK, 2011), 590 GPa para o FeB, 285 GPa para o Fe2B e 210 GPa para o substrato de M2 (ASM INTERNATIONAL, 1991). Essa diferença nos valores do módulo de elasticidade (E), pode ser explicada devido a descontinuidade no módulo de Elasticidade entre as fases FeB e Fe2B. Essa grande variação do módulo de Elasticidade do FeB para o Fe2B, altera o comportamento da curva tensão-deformação de forma abrupta, gerando uma grande concentração de tensão na região. É importante ressaltar que esse fenômeno também ocorreu na amostra boretada sem o revestimento TiN, como pode ser observado na Figura 57.

106

Figura 55 - Fractografia da amostra de Bor + TiN, mostrando modos de fratura na camada boretada

Fonte: Produção do próprio Autor.

Figura 56 - Fractografia da amostra Bor + TiN, destacando os modos de fratura encontrados na camada boretada

Fonte: Produção do próprio Autor.

Modo Normal de Abertura

Modo deslizante de

cisalhamento

TiN

107

Figura 57 - Fractografia da amostra boretada, mostrando os modos de fratura. (a) 500x SE e (b) 2000x SE

Fonte: Produção do próprio Autor.

Modo normal de abertura

de trinca

Modo normal de abertura

de trinca

Modo

cisalhante

108

109

5 CONCLUSÕES

Com os resultados obtidos nesse trabalho, pode-se concluir que:

As espessuras da camada de boretos e do revestimento TiN foram na média de 51 µm e 2,45 µm, respectivamente;

O ciclo térmico após a sinterização não alterou o tamanho dos carbonetos. Podendo assim afirmar que, após sinterização os carbonetos obtiveram boa estabilidade dimensional;

Nos ensaios TRS, as amostras Como-Sinterizada e Temperada e Revenida obtiveram os melhores resultados, para média de 5 amostras, 1757 MPa e 1693 MPa para cada condição respectivamente;

A TRS se mostrou muito sensível aos níveis de porosidade, os dados revelaram que uma variação de 3% na porosidade, pode alterar em até 20% os resultados de resistência à ruptura transversal;

A dureza superficial dos materiais, é muito superior para as amostras com camadas de boretos e com recobrimento de TiN, obtendo na média 2100 HV0,025 e 2500 HV0,025 para cada condição respectivamente, enquanto as outras condições atingiram no máximo a faixa de 1000 HV0,025, com as amostras Temperadas e Revenidas;

Uma análise entre dureza, densidade e TRS, destacou que a dureza e a TRS não são diretamente proporcionais. Uma vez que amostras com mesma dureza, tendo diferentes microestruturas ou níveis de porosidade, obtém resultados de TRS distintos;

110

Os ensaios TRS resultaram no rompimento dos corpos de prova de forma repentina e sem características de deformação plástica, caracterizando todas as fraturas como do tipo frágil;

A porosidade do tipo interligada foi observada na matriz de todas as condições;

A fractografia da camada boretada apresenta uma superfície lisa e praticamente sem porosidades. Enquanto que em todas as outras condições as fraturas são dominadas pela propagação de trincas tendo início preferencialmente nos poros;

Durante o crescimento da camada de boretos, observa-se um preenchimento dos poros. Esse fator é benéfico para a TRS, uma vez que ela é muito sensível aos níveis de porosidade;

Nas análises metalográficas, observou-se na camada boretada a presença das fases FeB e Fe2B. Na interface entre as duas fases, notou-se diversas microtrincas devido a diferenças no coeficiente de expansão térmica das fases. Esse fator é negativo em relação a TRS, uma vez que facilita a propagação de trincas na região, levando o material a fratura mais rapidamente;

Nas fractografias das amostras com camada de boretos, observou-se a ocorrência de 2 diferentes modos de fratura. O modo I, de abertura normal da trinca, e o modo II, de deslizamento cisalhante. O modo II, pode ser explicado com base nos diferentes valores dos módulos de Elasticidade, sendo 590 GPa para o FeB e 285 GPa para o Fe2B. Essa grande diferença de valores, altera o comportamento da curva tensão-deformação gerando uma grande concentração de tensão na região;

111

6 SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS

Estudar a tenacidade à fratura dos aços rápidos AISI M2 produzidos por metalurgia do pó;

Análise de fraturas para o AISI M2 com menores níveis de porosidade e diferentes condições de tratamentos, como niobização e boroniobização;

Adicionar o TiN nas amostras após sinterização e avaliar o seu feito diretamente sobre a TRS;

Trabalhar com diferentes temperaturas de sinterização e avaliar a sua influência sobre a porosidade

112

113

REFERÊNCIAS

ALMOND, E. Deformation characteristics and mechanical properties of hardmetals. Science of hard materials, New York, n. Proceedings of international conference on science of hard materials, p. 517-61, August 1981.

ARAUJO FILHO, O. O. Estudo comparativo de aços rápidos AISI M3:2 produzidos por diferentes processos de fabricação. Universidade de São Paulo. São Paulo, p. 206. 2006. (TESE).

ARNHOLD ET. AL., V. Cutting Tools From P/M High Speed Steels. Powder Metall, v. 21, p. 67-74, 1989.

ASM INTERNATIONAL. Machining processes - Metals Handbook. 9ª. ed. [S.l.]: [s.n.], v. 16, 1989.

ASM INTERNATIONAL. Heat Treating - Metals Handbook. [S.l.]: [s.n.], v. 4, 1991.

ASM INTERNATIONAL. Properties and Selection Irons Steels and High Performance Alloys - Metals Handbook. [S.l.]: [s.n.], v. 1, 1993.

ASM INTERNATIONAL. Surface Engineering - Metals Handbook. [S.l.]: [s.n.], v. 5, 1994.

ASTM B528-12. Standard Test Method for Transverse Rupture Strength of Powder Metallurgy (PM) specimens. ASTM INTERNATIONAL. West Conshohocken, p. 3. 2014.

ASTM E 1820-08A. Standard test method for measurement of fracture toughness. ASTM INTERNATIONAL. West Conshohocken, p. 48. 2009.

114

ASTM E399-90. Standard test method for linear-elastic plane-strain fracture toughness KIC of metallic materials. ASTM INTERNATIONAL. west conshohocken, p. 31. 1997.

ATIK, E.; YUNKER, U.; MERIÇ , C. The effects of conventional heat treatment and boronizing on abrasive wear and corrosion of SAR 1010, SAE 1040, D2 and 304 steels. Tribology International, v. 36, p. 155-161, 2003.

BADINI, C.; GIANOGLIO, C.; PRADELLI, G. The effect of Carbon, Chromium and Nickel on the Hardness of borided layers. Surface and Coatings Technology, v. 30, p. 157-170, 1987.

BAGLYUK, G. A.; PYATACHUK, S. G.; MAMONOVA, A. A. The Structure and properties of Boride coatings depending on the porosity of powder steel preforms. Powder Metallurgy and Metal Ceramics, Kiev, v. 53, Novembro 2014.

BEISS, P.; WAHLING, R.; DUDA, D. Toughness of Vacuum Sintered P/M High Speed Steels. Modern Developments in Powder Metallurgy, v. 15, p. 331-357, 1985.

BÉJAR, M. A.; MORENO, E. Abrasive wear resistance of boronized carbon and low-alloy steels. Journals of Materials Processing Technology, v. 173, p. 352-358, 2006.

BERGMAN, F.; HEDENQVIST, P.; HOGMARK, S. The Influence of Primary Carbides and Test Parameters on abrasive and erosive wear of selected PM high speed steels. Tribology International, v. 30, n. 3, p. 183-191, 1997.

115

BINDAL, C.; ÜÇISIK, A. H. Characterization of borides formed on impurity-controlled chromium-based low alloy steels. Surface and Coatings Technology , v. 122, p. 208-213, May 1999.

BOCALLINI, M. J.; CORRÊA, A. V. O.; GOLDENSTEIN, H. Rare Earth Metals modification of γ-M2C, γ-M6C and γ-MC Eutectics in as cast M2 high speed steel. Materials Science and Technology, v. 15, p. 621-626, June 1999.

BOCCALINI, M. J.; GOLDENSTEIN, H. Solidification of high speed steel. International Materials Review, São Paulo, v. 46, n. 2, 2001.

BOLTON, J. D.; GANT, A. J. Microstructural development and sintering kinetics in ceramic reinforced high speed steel metal matrix composites. Powder Metallurgy, n. 40, 1997.

BONJOUR, C.; STELLRAM, S.; NYON, S. New developments in cemented carbide cutting tools. Wear, p. 83-122, 1980.

CAMPOS, I. et al. Kinetic study of boron diffusion in the paste-boriding process. Materials Science and Engineering A-Structural Materials Properties Microst., v. 352, n. 1-2, p. 261-265, July 2003.

CAMPOS, I. et al. Evaluation of the tool life and fracture toughness of cutting tools boronizes by the paste boriding process. Applied Surface Science, v. 254, p. 2967-2974, 2008.

CARVALHO, N. Characterization of TiN and TiN/(Ti,Al)N multilayers. Low Friction and wear resistant coatings microstructure and mechanical

116

properrties. Groningen University Press. [S.l.], p. 153. 2001.

CHANG, C.-L. et al. Effects of titanium-implanted pre-treatments on the residual stress of TiN coatings on high-speed steel substrates. Surface & Coatings Technology, v. 201, p. 6702-6706, 2007.

CHAWLA, N.; DENG, X. Microstructure and mechanical behavior of porous sintered steels. Materials Science and Engineering A, Tempe, n. 390, p. 98-112, July 2004.

CHEN, X. J. et al. The effect of boron-pack refreshment on the boriding of mild steel by the spark plasma sintering (SPS) process. Surface & Coatings technology , v. 202, p. 2830-2836, 2008.

CHIAVERINI, V. Tratamento térmicos das ligas metálicas. São Paulo: Associação Brasileira de Metalurgia e Materiais, 2008.

CHONGMIN, K.; JOHNSON, A. R.; HOSFORD, F. Fracture Toughness of AISI M2 High-speed steel and corresponding Matrix Tool Steel. Metallurgical Transations A, v. 13A, p. 1595-1605, September 1982. ISSN ISSN.

CHUNSHENG, L.; DANZER, R.; FISCHER, F. D. Fracture statistics of brittle materials: Weibull or normal distribution. The american physical Society, v. 65, 2002.

CREMONEZI, A. et al. A Metalurgia do pó: Alternativa econômica com menor impacto ambiental. 1ª. ed. São

117

Paulo: METALLUM EVENTOS TÉCNICOS E CIENTÍFICOS, v. I, 2009.

DIETER JUNIOR, G. E. Mechanical Metallurgy. 1ª. ed. Tokyo: McGraw-Hill, 1961.

DOBRZANSKI, L. A. Structure and properties of high-speed steels with wear resistant cases or coatings. Journals Of Materials Processing Technology, v. 109, p. 44-51, February 2001.

DOROFEEV, V. Y.; SELEVTSOVA, I. V. Borided hot-worked powder materials based on iron. Part 1. Kinetics of diffusion Boriding for powder materials. Powder Metallurgy and Metal Ceramics, v. 40, n. 1, p. 19-24, 2001.

FANG, Z. Z. Correlation of Transverse rupture strength of WC-Co with hardness. International Journal of Refractory Metals & Hard Materials, Salt Lake City, v. 23, p. 119-127, 2005.

FERGUSON, H. A. Heat Treatment of Powder Metallurgy Steels. Heat Treating, v. 4, n. ASM International, p. 229-236, 1991.

FERNANDES, R. S. Estudo das propriedades mecânicas do aço rápido tipo M2, em função das temperaturas de sinterização e tratamento térmico. Universidade do Estado de Santa Catarina - UDESC. Joinville, p. 79. 2006.

FRANCO, E. Desenvolvimento de Cermets e recobrimentos a base de nióbio para aplicações em ferramentas. Universidade do estado de Santa Catarina - UDESC. Joinville, p. 278. 2014.

118

GILL, S. S. et al. Effect of cryogenic treatment on AISI M2 high speed steel: Metallurgical and Mechanical Characterization. Journal of Materials Engineering and Performance, v. 21, n. 7, p. 1320-1326, Julho 2012.

GLUKHOV, V. P. Boronizing Steel. Cermets Materials and Components, v. 76, n. 4, p. 26-33, February 1968.

GONGQI, S.; PEIDAO, D.; SHOUZE, Z. Effect of vanadium on cast carbide in high speed steel. Materials Science and Technology, Chongqing, v. 8, p. 449-454, 1992.

GUO, X. Synthesis of uniform titanium nitride nanocrystalline powders via a reduction - hydrogenation - dehydrogenation - nitridation route. Journal of the American Ceramic Society, v. 88, p. 249-251, Janeiro 2005.

HERTZBERG, R. W. Deformation and Fracture Mechanics of Engineering Materials. 4ª. ed. Bethlehem: John Wiley & Sons, Inc., 1996.

HOGMARK, S.; JACOBSON, S.; LARSSON , M. Design and evaluation of tribological coatings. Wear, v. 246, p. 20-33, 2000.

HOYLE, G. Recent development in High Speed Steels. INSTITUTE OF METALS, v. 9, n. 33, 1964.

HOYLE, G. High speed steels. London: Butterworth & Co, 1988.

HWANG, K. C.; LEE, H. C.; LEE, S. Effects of alloying elements on microstructure and fracture properties of cast high speed steel rolls: Part I: Microstructural

119

analysis. Materials Science and Engineering A, Lausanne, v. 254, p. 282-295, October 1998.

JAIN, V.; SUNDARARAJAN, G. Influence of the pack thickness of the boronizing mixture on the boriding of steel. Surface & Coatings technology, v. 149, n. 1, p. 21-26, January 2002.

JOHNSON, A. R. Fracture Toughness of AISI M2 and AISI M7 High-Speed Steels. Metallurgical Transactions A, v. 8A, p. 891-897, June 1977.

KIRK, F. A. High-speed and tool steels. Metals Technology, v. 9, p. 198-204, 1982.

KRELLING, A. P. Estudo do comportamento tribológico do aço AISI H13 submetido a tratamento termoquímico de boretação. Universidade do Estado de Santa Catarina. Joinville, p. 88. 2012. (DISSERTAÇÃO).

KUBASCHEWSKI, O. Fe-B, Iron-Boron. Springer-Verlag, v. Iron-binary phase diagrams, p. 15-18, 1982.

LIU, Z. Y. et al. Sintering of Injection Molded M2 high-speed steel. Materials Letters , Singapure, n. 45, p. 32-38, 2000.

METAL POWDER INDUSTRIES FEDERATION. P/M Materials Standards for P/M Structural Parts - MPIF Standard 35. [S.l.]: [s.n.], 1988.

MICROESFERA LTDA. Microesfera - Tecnologia para jateamento. Site da Microesfera Ltda, 2011. Disponivel em:

120

<http://www.microesfera.com.br/?products=microesfera-de-vidro>. Acesso em: 03 Março 2015.

MOSBAH, A.; CALKA, A.; WEXLER, D. Rapid synthesis of titanium nitride powder by electrical discharge assisted mechanical milling. Journal of alloys and compounds, v. 424, p. 279-282, 2006.

MPIF STANDARD 41. MPIF Standard Test Methods. Metal Powder Industries Federation. Princeton. 1991.

M'SAOUBI, R. et al. Machinability of powder metallurgy steels using PcBN inserts. 6th CIRP International Conference on High Performance Cutting, HPC2014, 2014. 83-88.

NOVAC, B.; NOVAC, M. N.; BEJINARU, G. Tool steel properties influenced by heat treatment in vacuum. Metalurgia (Bucharest), v. 62, n. 8, p. 67-72, 2010.

NURTHEN, P.; HAUER, I.; BERGMAN, O. Modified powders ‘point the way to designer alloys'. Advances in Powder Metallurgy & Particulate Materials, August 2008. 24-35.

ODÉRIZ, G. E. Refuerzo de Aceros rápidos por adición de Carburos Complejos de Tantalio y de Niobio. Universidad Politécnica de Madrid. Madrid. 1998.

ODORCZYK, F. UMA ESTRATÉGIA NUMÉRICA PARA ANÁLISE TERMOELÁSTICA. Universidade do Estado de Santa Catarina. Joinville, p. 126. 2011. (DISSERTAÇÃO).

OLIVEIRA, C. K. N.; BENASSI, C. L.; CASTELETTI, L. C. Evaluation of hard coatings obtained on AISI D2 steel by

121

thermo-reactive deposition treatment. Surface & Coatings Technology , v. 201, p. 1880-1885, May 2006.

OZBEK, I.; BINDAL, C. Kinetics of borided AISI M2 high speed steel. VACUUM, Sakarya, v. 86, p. 391-397, August 2011.

PENG, Z. et al. Hard and wear-resistant titanium nitride films for ceramic cutting tools by pulsed high energy density plasma. Surface and Coatings Technology, v. 166, p. 183-188, 2003.

PERES, F. M. Métodos de mecânica da fratura aplicados a polietileno de média densidade destinado à extrusão de tubos. Escola Politécnica da Universidade de São Paulo. São Paulo, p. 186. 2009. (TESE).

PIPPEL, E. et al. Microstructure and nanochemistry of carbide precipitates in high speed steel S 6-5-2-5. Materials Characterization, v. 43, n. 1, p. 41-55, July 1999.

ROYLANCE, D. Introduction to Fracture Mechanics. Massachusetts Institute of Technology. Cambridge, p. 17. 2001.

SCHLATTER, D. Efeito da têmpera e revenido nas propriedades mecânicas e microestruturais de aços rápidos obtidos por processos convencionais e metalurgia do pó. UFSC. Florianópolis, p. 137. 2012. (DISSERTAÇÃO).

SELVAKUMAR, N.; MOHAN RAJ, A.; NARAYANASAMY, R. Experimental investigation on workability and strain hardening behaviour of Fe-C-0,5 Mn sintered

122

composites. Materials and Design, n. 41, p. 349-357, 2012.

SERNA, M. M. Quantificação e Identificação de Carbonetos no aço ferramenta AISI/SAE M2. Universidade de São Paulo. São Paulo, p. 115. 2008. (TESE).

SHELTON, P. W.; WRONSKI, A. S. Cracking in M2 high speed steel. Metal Science, v. 17, p. 533-540, 1983.

SILVA, W. S. D. Estudo da tenacidade à fratura do Aço rápido M2 Fundido, modificado e tratado termicamente. Escola Politécnica da Universidade de São Paulo. São Paulo, p. 138. 2001. (DISSERTAÇÃO).

SIOW, P. C. et al. Characterization of TiCN and TiCN and TiCN/ZrN coatings for cutting tool application. Ceramics International, v. 39, p. 1293-1298, 2013.

SWALIN, R. A. Thermodynamics of solids. 2ª. ed. New York: [s.n.], 1972.

TAVSANOGLU, T. et al. A functionally graded multilayer approach to the synthesis of boron containing ceramic thin films. Solid State Sciences, Istanbul, n. 14, p. 1717-1721, 2012.

TRIOLA, M. F. Essentials of Statistics Using the TI-83/84 Plus Calculator. 3rd. ed. [S.l.]: Pearson, 2010.

URRUTIBEASKOA, I.; URCOLA, J. J. Sintering behavior of grade M water atomised high speed steel powder under vacuum and nitrogen rich atmosphere. Powder Metallurgy , v. 36, 1993.

123

VELASCO, F. et al. Mechanical and wear behaviour of high-speed steels reinforced with TiCN particles. International Journal of Refractory Metals & Hard Materials, v. 19, p. 319-323, August 2001.

WANG, A. N.; YU, G. P.; HUANG, J. H. Fracture toughness measurement on TiN hard coatings using internal energy induced cracking. Surface & Coatings technology , n. 239, p. 20-27, 2014.

WEISS, H. Adhesion of advanced overlay coatings: mechanisms and quantitative assessment. Surface and Coatings Technology, v. 71, p. 201-220, 1995.

WENDL, F. Current Trends in Surface Treatment of Tools Used for Plastics Processing, p. 82-99, May 1990.

WU, M.-W. et al. A novel Ni-Containing Powder Metallurgy Steel with ultrahigh impact, fatigue and tensile properties. METALLURGICAL AND MATERIALS TRANSACTIONS A, v. 45A, p. 3866-3875, August 2014.

YILMAZ, S. S.; VAROL, R. The effect of surface hardening treatments on the mechanical properties of iron based P/M specimens. Powder technology, Manisa, n. 204, p. 236-240, August 2010.

ZHOU, X. F. et al. Morphology and microstructure of M2C carbide formed at different cooling rates in AISI M2 high speed steel. Springer Science, n. 46, p. 1196-1202, September 2010.