Tratamentos térmicos mais comuns dos aços-ferramenta
A sequência mais frequentemente encontrada na fabricação de componentes a partir de aços-ferramenta compreende:
- partindo de um material no estado recozido (de amaciamento) a peça é sujeita a diferentes operações de maquinagem,
- antes da peça seguir para a têmpera deverá efectuar-se a relaxação das tensões residuais induzidas pelas operações de
enformação; em certos casos poderá mesmo tornar-se necessário a realização de relaxações intermédias antes de concluídas
todas as operações de enformação de natureza mecânica, em particular se estas operações compreenderem forjagem seguida de
maquinagem por arranque de apara;
- uma vez conferida à peça uma geometria suficientemente próxima da forma final, passa-se à execução do tratamento de
têmpera, a qual deve ser seguida, no mais curto lapso de tempo possível, do(s) revenido(s);
- finalmente, confere-se à peça a forma e dimensões pretendidas com uma última operação de acabamento de precisão
(rectificação).
Material fornecido
no
estado recozido
(de amaciamento)
→
Enformação
plástica
→
Relaxação
de
tensões
↓
Rectificação
←
Revenido(s)
←
Têmpera
Recozimentos
Os tratamentos normalmente designados por recozimentos têm como função conferir ao material uma estrutura mais
próxima do equilíbrio à temperatura ambiente na sequência de perturbações térmicas, mecânicas ou termomecânicas
anteriores. Trata-se de um tipo de objectivo que deixa alguma indefinição quanto aos tratamentos que se incluem nesta classe.
Embora estes tratamentos térmicos sejam geralmente referenciados por nomes que se prendem com o objectivo específico que
visam, costumam ser globalmente divididos em dois grandes grupos:
- recozimentos subcríticos, implicando manutenções a temperaturas que não ultrapassam A1 , e
- recozimentos com austenitização completa, efectuados acima de A3 , ou de Acm .
O estado mais estável à temperatura ambiente visado pelos tratamentos de recozimento é normalmente constituído por uma
mistura de ferrite e de carbonetos em proporções que variam consoante a história termomecânica anterior. Do ponto de vista
mecânico, o estado mais estável implica a ausência de tensões residuais. Do ponto de vista químico implica a atenuação das
flutuações de composição química. O ciclo térmico compreende em qualquer dos casos um aquecimento e um arrefecimento
lentos, sendo a duração do patamar muito variável, consoante o objectivo pretendido.
1200
1100
1000
Recozimento de homogeneização
γ
γ + Fe C
3
900
α+γ
800
Recozimento de austenitização comple
Têmpera
700
Recozimento de globulização
ou de amaciamento
600
Recozimento de recristalização
500
Recozimento de alívio de tensões
α + Fe 3 C
400
300
0
0,2
0,4
0,6
0,8
1,0
1,2
1,4
1,6
1,8
2,0
% de Carbono
Na gama dos tratamentos subcríticos encontram-se os recozimentos de:
- relaxação de tensões,
- de desgasificação,
- e os de recristalização.
O recozimento de relaxação de tensões é usado em peças que foram submetidas a operações de maquinagem por
arranque de apara (torneamento, fresagem, rectificação) ou que tenham sofrido fortes deformações, sobretudo se a frio. Se as
tensões induzidas pelos processos de maquinagem se somarem às do aquecimento que precede a têmpera poderão surgir
distorções ou até mesmo fissurações. O recozimento de relaxação de tensões é normalmente realizado a temperaturas entre 550
e 650 ºC; convém ter em atenção que o processo de alívio de tensões pode ser responsável por pequenas variações
dimensionais nas peças tratadas, devendo-se em princípio verificar as suas dimensões após o tratamento. No caso de essas
variações dimensionais não serem relevantes para a peça em questão, o patamar de relaxação de tensões pode ser uma das
etapas de pré-aquecimento para a austenitização que precede a têmpera.
O recozimento de desgasificação tem como objectivo reduzir o teor de gases presentes em solução; o hidrogénio é o
elemento mais frequentemente visado porque, por um lado, apresenta um elevado coeficiente de difusão nos aços e, por outro
lado, está na origem de fenómenos de fragilização que assumem uma especial relevância em estruturas soldadas. Estes
tratamentos são normalmente efectuados à temperatura de 600 ºC
O recozimento de recristalização tem por finalidade melhorar a ductilidade do material depois de este ter sido sujeito a
uma deformação a frio, sendo normalmente efectuado a temperaturas compreendidas entre os 600 e os 700 ºC. O tamanho de
grão final será dependente do grau de deformação a frio sofrida pelo material, bem como da temperatura e do tempo de
manutenção. Neste tipo de tratamento formam-se novos grãos (com menor densidade de deslocações) a partir dos grãos
iniciais deformados (com elevadas densidades de deslocações). Para que o processo de recristalização seja activado a uma
dada temperatura é necessário que se atinja um nível mínimo de deformação (deformação crítica para a referida temperatura);
nas regiões em que a taxa de deformação não atingiu o valor crítico não se formam novos grãos: estes limitam-se a coalescer.
Assim, nas peças em que o grau de deformação não é uniforme em toda a secção recta poderá haver uma recristalização mais
grosseira nas regiões onde se atingiu a deformação crítica; o crescimento exagerado do grão será também favorecido por
tempos excessivamente longos de permanência a altas temperaturas. Quanto maior for a taxa de deformação mais baixa será a
temperatura para a qual ocorre a recristalização; para uma dada temperatura de recristalização, quanto maior for a taxa de
deformação (superior à taxa de deformação crítica para essa temperatura) tanto menor será o tamanho de grão final do
material.
O recozimento de globulização tem por finalidade amaciar o material e favorecer a deformação a frio e a maquinagem; a
presença de carbonetos lamelares ou formando folículos em torno dos limites de grão do que foi previamente austenite,
contribui muito fortemente para a má maquinabilidade. Este recozimento compreende uma permanência prolongada a uma
temperatura ligeiramente abaixo de A1 a qual pode ser precedida de uma manutenção de curta duração pouco acima de A1 ;
em alternativa, pode recorrer-se ainda a oscilações em torno de A1 ; esta manutenção a alta temperatura é seguida de
arrefecimento lento (inferior a 150 ºC/h); as oscilações em torno de A1 têm por função induzir (durante o aquecimento) uma
dissolução em maior grau dos carbonetos de menores dimensões para depois (durante a descida de temperatura) os glóbulos de
maiores dimensões coalescerem ao mesmo tempo que tendem para a forma esférica; este tipo de tratamentos só é possível de
ser efectuado em fornos de pequenas dimensões que disponham de facilidades de controlo da temperatura; é em especial no
caso dos aços ao carbono que se justifica a necessidade de recurso a flutuações de temperatura em torno de A1 , visto que nos
aços ligados a presença dos elementos de liga já contribui naturalmente para a globulização dos carbonetos. Estudos de
processos de deformação a alta temperatura mostraram que o grau de globulização atingido por simples manutenção a 700 ºC
durante 660 h poderia ser atingido em 210 s caso a manutenção a 700 ºC fosse acompanhada de uma deformação (velocidade
de deformação: ε = 0 , 016 s-1 ); os processos de difusão conducentes à esferoidização são francamente acelerados devido ao
aumento da densidade de defeitos estruturais resultantes da deformação; o mesmo tipo de aceleração foi registado no caso da
deformação a quente de uma estrutura bainítica: a esferoidização dos carbonetos contribui para uma melhoria significativa da
tenacidade, sem que haja uma perda substancial da resistência mecânica devido à contribuição "endurecedora" por parte da
deformação plástica.
Um outro tipo de recozimento também utilizado para produzir um amaciamento do material é o chamado recozimento
isotérmico. Este tratamento compreende um aquecimento acima de A3 seguido de uma manutenção (geralmente prolongada)
abaixo de A1 ; por fim, segue-se um arrefecimento ao ar. A escolha das temperatura de tratamento deverá ser feita tendo em
conta:
- que quanto mais alta for a temperatura de austenitização tanto maior será a tendência para a formação de perlite lamelar
grosseira; em contrapartida, quanto mais baixa for a temperatura de austenitização tanto maior será a tendência para a
formação de uma estrutura globulizada;
- o amaciamento é tanto mais significativo quanto menor for a temperatura de austenitização e quanto mais elevada for a
temperatura de transformação em perlite;
O tempo global de tratamento diminui apreciavelmente se se arrefecer o mais rapidamente possível desde a temperatura de
austenitização até à temperatura a que se induz a transformação perlítica; será por isso interessante poder efectuar o tratamento
em dois fornos separados.
O recozimento de afinação ou de regeneração tem por função provocar uma redução do tamanho de grão de um aço que
tenha anteriormente sofrido um crescimento de grão exagerado como resultado de um sobreaquecimento acidental ou de um
recozimento de homogeneização. A afinação da estrutura é obtida por nucleação e crescimento da austenite, sendo a
temperatura máxima atingida durante o tratamento função do teor em carbono do aço:
- superior a A3 , mas muito próxima desta, para os aços hipo-eutectoides,
- superior a A1 , mas muito próxima desta, para os aços hiper-eutectoides.
A duração do patamar a esta temperatura tem unicamente por finalidade assegurar a uniformização da temperatura da peça,
devendo ser reduzida ao mínimo necessário para obter este resultado. O arrefecimento que se lhe segue deverá ser realizado
em condições tais que permita a obtenção de uma estrutura constituída por ferrite (ou cementite) e perlite, sem bainite; a
velocidade de arrefecimento deverá, no entanto ser suficiente para conservar a afinação da estrutura, devendo, por isso, ser da
ordem de grandeza da velocidade crítica para a formação de bainite. O aquecimento deverá ter em conta a baixa
condutibilidade térmica do aço (necessidade de patamares intermédios a 500 ºC, bem como a cerca de 50 ºC abaixo de A1 ) e,
por outro lado, a passagem das temperaturas de transformação α ↔ γ deverá ter lugar a uma velocidade suficiente para evitar
que a formação de grãos de austenite reconstitua a estrutura anterior.
O recozimento de homogeneização está destinado a reduzir as heterogeneidades de composição química normalmente
associadas à solidificação. A análise deste tipo de tratamento pode ser feita com base numa hipótese de repartição sinusoidal
da concentração local em elementos de liga:
⎛ π 2 .D.t ⎞
⎟
ΔC = ΔC 0 ⋅ exp⎜⎜ −
A ⎟⎠
⎝
em que ΔC0 é a amplitude máxima de variação da composição antes do tratamento,
ΔC é a amplitude máxima de variação da composição visada após tratamento,
t
é o tempo,
A
é a distância entre o máximo e o mínimo da concentração no elemento de liga em questão,
D
é o coeficiente de difusão do elemento no Ferro à temperatura de tratamento.
A título de exemplo, para um aço contendo um teor médio de 0,6 % C e 2 % Mn, o coeficiente de difusão do Mn neste aço
a 1100 ºC é 5×10-11 cm²/s; é, por isso, necessário uma manutenção de 38 h a 1100 ºC se se pretender reduzir a segregação
inicial de 0,6 % a 0,3 % numa distância de 100 μm. Esta manutenção é seguida de um arrefecimento controlado mas como o
tratamento de homogeneização é responsável por um notório crescimento de grão, tem que efectuar depois um segundo
tratamento: recozimento de afinação. Esta estrutura de grão grosseiro permite, por outro lado, uma melhor maquinabilidade,
nomeadamente para os aços de baixo teor em Carbono; esta boa maquinabilidade é devida à baixa tenacidade do aço de grão
grosseiro o que se traduz pela produção de aparas ligeiramente friáveis , responsáveis por um menor desgaste do fio de corte
da ferramenta.
A normalização é definida como um tratamento compreendendo um aquecimento (com austenitização completa, para os
aços hipo-eutectoides; com austenitização incompleta para os aços hiper-eutectoides) seguido de arrefecimento rápido,
geralmente ao ar, de modo a obter-se uma perlite fina. A afinação da estrutura obtém-se graças à dupla transformação α / γ no
aquecimento e no arrefecimento; esta afinação é tanto maior quanto maiores forem as velocidades de aquecimento e de
arrefecimento, desde que durante o arrefecimento se dê unicamente a transformação perlítica. A normalização permite
suprimir uma estrutura irregular de grão grosseiro que se tenha produzido como resultado de um processo de enformação a
quente ou em peças de fundição. A normalização só é aplicável aos aços que por arrefecimento ao ar dêem uma transformação
perlítica: aços ao Carbono ou de baixa liga; para os aços de alta liga a estrutura ferrito-perlítica visada só poderá ser obtida por
transformação isotérmica, atendendo a que o arrefecimento ao ar daria nesses casos bainite e/ou martensite.
Têmpera
A têmpera é um tratamento térmico que consiste num aquecimento visando uma austenitização total (aços hipoeutectoides) ou parcial (aços hiper-eutectoides) seguido de um arrefecimento tal que se consiga evitar a transformação da
austenite nos seus produtos de decomposição de mais alta temperatura (ferrite ou cementite + perlite), dando lugar
preferencialmente à transformação em martensite. Deve-se pré-aquecer sempre os aços que exijam temperaturas de
austenitização superiores a 900 ºC ou, mesmo no caso de temperaturas de austenitização inferiores, sempre que a peça for de
geometria complexa (com quinas, furos, saliências pronunciadas, mudanças de secção recta, etc.); também se devem préaquecer as peças que tenham sido sujeitas a forte maquinagem ou a operações de deformação a frio e que não tenham sido
depois disso submetidas a nenhum recozimento intermédio. A austenitização em banhos de sais fundidos exige sempre um
pré-aquecimento; o choque térmico provocado pela colocação da peça fria directamente em contacto com o banho à
temperatura de austenitização poderá originar fissurações e/ou empenos. O pré-aquecimento é geralmente efectuado na faixa
de temperaturas compreendidas entre 700 e 850 ºC; nos aços cuja temperatura de austenitização é mais elevada (acimas dos
900 ºC) recomenda-se um pré-aquecimento em duas etapas: um primeiro a cerca de 600 ºC, seguido de um outro patamar
próximo dos 850 ºC. O pré-aquecimento, além de evitar o choque térmico da austenitização numa só etapa, evita a prolongada
permanência às altas temperaturas a partir das quais se tempera o material; com isso se atenuam, entre outros os riscos de
oxidação excessiva e de carbonação ou descarbonação indesejada.
A escolha das temperaturas e tempos de austenitização deverá ter em conta:
- a gama de temperaturas recomendada pelo fornecedor do aço de que é feita a peça,
- a especificidade da geometria da peça.
Para os aços simplesmente ao Carbono recomenda-se como temperatura de austenitização uma temperatura ligeiramente
acima (cerca de 50 ºC) de:
- A3 para os aços hipo-eutectoides,
- A1 para os aços hiper-eutectoides.
Nos aços hipo-eutectoides torna-se necessário garantir uma austenitização completa; nestes aços uma austenitização
incompleta (entre A1 e A3) conduz a uma micro-estrutura constituída por ferrite + austenite; ora, o arrefecimento de têmpera só
iria provocar um endurecimento significativo na fracção do material que sofresse a transformação da austenite em martensite;
a têmpera não consegue ter nenhum efeito significativo (à escala da prática industrial) de endurecimento sobre a ferrite, a qual
possui uma reduzida dureza; é por isso de evitar uma austenitização incompleta nos aços hipo-eutectoides não só porque não
se obtém o endurecimento máximo que o aço permite (por austenitização completa) como, além disso, se produz uma microestrutura constituída por uma mistura de grãos macios (de ferrite) e grãos duros (de martensite); ora, este tipo de estrutura
mista é muito frequentemente indesejável do ponto de vista do comportamento mecânico (particularmente à fadiga).
Nos aços hiper-eutectoides a temperatura de austenitização aconselhada situa-se pouco acima de A1 (no domínio bi-fásico
cementite + austenite). Esta temperatura de austenitização (parcial) só é viável de ser utilizada se, como aliás acontece
normallmente, o aço tiver a cementite globulizada; se a cementite (pró-eutectoide) formar uma rede contínua envolvendo os
grãos (da austenite quando o material está acima de A1 ; dos agregados de nódulos de perlite quando o material está abaixo de
A1) deverá fazer-se preceder a têmpera de um recozimento de globulização. Com efeito, o interesse da utilização de uma
temperatura de austenitização ligeiramente superior a A1 para os aços hiper-eutectoides reside na possibilidade de poder
contar com os glóbulos de carbonetos para funcionarem como limitadores do crescimento do grão austenítico.
Nos aços ligados a escolha da temperatura e do tempo de austenitização tem que levar em consideração as adições de
elementos de liga e o efeito deles esperado do ponto de vista de temperabilidade; sucede que muitos dos elementos de liga
mais frequentemente utilizados para aumentarem a temperabilidade são também altamente carburígenos; ora, a sua acção em
favor do aumento da temperabilidade está limitada à fracção desse(s) elementos(s) presente(s) em solução sólida na austenite;
quer isto dizer que a temperatura de austenitização a ser usada terá que garantir um grau de dissolução dos carbonetos de liga
que permita fazer passar para a solução sólida na austenite a fracção de elementos de liga necessária para se obter a
temperabilidade desejada; como a dissolução dos carbonetos de liga só tem lugar geralmente a muito altas temperaturas, a
dissolução dos elementos de liga correspondentes pode exigir a utilização de temperaturas de austenitização de tal modo
elevadas que facilmente se desencadeia um crescimento exagerado do grão austenítico; este problema pode ser minimizado se
se recorrer à introdução de elementos de liga, de que é um exemplo típico o Vanádio, cujos carbonetos formem uma rede
finamente dispersa e que só se dissolvem a temperaturas ainda mais altas do que as temperaturas de dissolução dos outros
carbonetos de liga; assim, poderá assegurar-se a dissolução dos carbonetos que permitem a passagem para a solução sólida na
austenite dos elementos de liga necessários para garantir a temperabilidade desejada enquanto o crescimento exagerado do
grão austenítico é bloqueado pela dispersão fina de carbonetos que, como os de Vanádio, só se dissolvem a temperaturas ainda
mais altas.
O tempo de manutenção no patamar de austenitização tem a ver não só com a equalização das temperaturas da peça, mas
também com a homogeneização da composição química da austenite. Assim, se por um lado a geometria da peça tem que ser
tomada em consideração, por outro lado não se podem ignorar parâmetros de natureza estrutural como o grau de dispersão
(mais fina ou mais grosseira) dos carbonetos que houver que dissolver; de uma forma geral, quanto mais grosseiros forem os
carbonetos maior terá que ser o tempo necessário para o grau de homogeneização desejada dos elementos de liga que se tem
que fazer passar para a solução sólida na austenite. Um outro factor que também condiciona fortemente o tempo de
austenitização é o grau de segregação traduzido pela presença das chamadas bandas de segregação (faixas de material ao longo
das quais se concentra uma maior densidade de carbonetos); quanto mais fortemente marcadas forem estas bandas de
segregação tanto mais longa deverá ser a permanência à temperatura de austenitização de modo a que se atinja o garu de
homogeneização pretendido; no caso de muito forte heterogeneidade deverá o material ser previamente sujeito a um
tratamento de homogeneização seguido de uma afinação de grão; caso contrário, ao utilizar um tempo demasiado longo para a
manutenção de austenitização poderá surgir o risco de crescimento exagerado do grão austenítico com o consequente mau
comportamento mecânico da estrutura formada após tratamento. Finalmente, há que ter em conta o facto de diferentes modos
de aquecimento (forno de mufla com as peças protegidas em caixas, banhos de sais, leito fluidizado, forno de vácuo) serem
susceptíveis de conduzir a diferentes tempos de aquecimento. É por tudo isto que não se torna possível o enunciado de rgras
gerais para o tempo de aquecimento, podendo encontrar-se referências a tempos que vão desde 30 min a 1 hora por cada 25
mm de espessura maior da peça; de uma forma geral, o uso de pré-aquecimento, como já antes foi referido, diminui a
necessidade de tempos de austenitização demasiado longos.
A menos que seja deixada uma sobre-espessura (a ser removida pela rectificação posterior à têmpera), torna-se necessário
proteger as peças contra a oxidação, descarbonação ou carbonação que podem ocorrer durante o aquecimento que precede a
têmpera.
A forma de colocar as peças no forno constitui também um ponto importante a ter em conta na execução do tratamento
térmico de modo a reduzir ao mínimo possível o risco de empeno. As peças devem ficar apoiadas de modo a evitar empenos
por flexão (devido ao peso próprio da peça).
Os meios de arrefecimento mais frequentemente usados na têmpera compreendem a água, a salmoura, os óleos de têmpera,
os sais fundidos, o ar (com ou sem sopragem); a escolha do meio adequado a cada caso irá depender da composição química
do aço e da geometria da peça, sendo norma escolher-se o meio de têmpera menos drástico possível.
Quando é usado um meio de arrefecimento líquido a temperatura da peça deverá ser trazida até cerca de 60 a 90 ºC e não
até à temperatura ambiente; quando é feito por sopragem de ar deverá o arrefecimento ser suspenso a cerca de 60 ºC.
A temperatura óptima para a água como meio de têmpera é de 20 a 30 ºC; a água a temperaturas altas conduz à formação
de pontos moles; com efeito a água a 70 ºC tem uma capacidade de arrefecimento inferior à de qualquer óleo. A contaminação
da água pelo sabão também conduz a uma redução acentuada do poder de arrefecimento (um teor de cerca de 2 % de sabão
diminui a velocidade de arrefecimento média em cerca de 15 %).
Ao contrário do que sucede com a água os óleos de têmpera são normalmente aquecidos a cerca de 60 ºC. A contaminação
do óleo pela água deve ser evitada; como esta se acumula preferencialmente no fundo pode ser removida por purga do tanque.
Muitos dos aços-ferramenta são temperáveis ao ar (com ou sem sopragem); este arrefecimento conduz a tensões residuais
muito menos importantes, aí residindo uma das principais vantagens dos aços de alta temperabilidade para a fabricação de
ferramentas. No entanto, a têmpera ao ar de peças muito grandes pode apresentar problemas; para este efeito, pode considerarse como grandes as peças com:
- 60 a 150 mm de lado no caso dos aços da classe S (AISI) ou de temperabilidade equivalente,
- 100 a 150 mm de lado para os da série A ou equivalente,
- 150 a 200 mm de lado para os da série D.
Para estas dimensões é aconselhável um sistema misto de arrefecimento: primeiro (em óleo ou banho de sais) até a peça
atingir em toda a secção recta cerca de 550 ºC, seguido de sopragem de ar até cerca de 60 a 70 ºC; o arrefecimento inicial em
óleo tem por finalidade uma rápida extracção do calor armazenado no bloco, não surgindo nesta etapa qualquer transformação
estrutural da austenite; a segunda etapa, por sopragem de ar, levará o aço a atravessar o domínio da transformação martensítica
com uma velocidade de arrefecimento suficientemente lenta (e partindo de uma boa homogeneização de temperaturas atingida
nio final da etapa anterior) para que o risco de distorção seja mínimo; assim se consegue reduzir a duração total do
arrefecimento com um reduzido risco de empenos. Este processo é normalmente designado por têmpera interrompida ou por
martêmpera.
Revenido
O efeito do revenido num aço é, habitualmente, caracterizado por meio das chamadas curvas de revenido (curva de durezas
em função da temperatura de revenido).
A Fig. 10 ilustra as quatro curvas típicas encontradas nos aços-ferramenta.
Assim, a curva
(a) é representativa de um aço ao carbono ou aço de baixa liga,
(b) típica de um aço de média liga, na qual o amaciamento foi substancialmente reduzido por adições de liga,
(c) típica das gamas de alta liga, tais como dos aços rápidos e aços de elevado teor em crómio e carbono nos quais se
verifica, além de uma forte redução no amaciamento, um pico de durezas a altas temperaturas de revenido - esse forte
aumento de dureza no revenido é conhecido por endurecimento secundário… - e,
(d) semelhante à (c) mas, característica dos aços de baixo carbono, para trabalho a quente, onde o amaciamento é
menos pronunciado e, se verifica, um ligeiro endurecimento secundário.
Assim, comparando as curvas de revenido dos aços ligados (b, c e d) com a curva representativa do aço ao carbono (a),
diferencia-se duas acções distintas dos elementos de liga :
- a temperaturas inferiores a 500 ºC, é evidente, nos aços ligados, uma menor perda de dureza com o aumento da
temperatura de revenido, e
- a temperaturas superiores a 500 ºC, a possibilidade, nos aços
de alta-liga, de ocorrência de um endurecimento secundário.
O Cobalto diminui a sensibilidade dos aços ao revenido. Para teores
até 7% Co a dureza a alta temperatura é mais elevada do que a dos aços
correspondentes não contendo Cobalto; isto apesar de a dureza à
temperatura ambiente dos aços contendo entre 5 e 7% Co ser mais
baixa; para teores acima de 7% Co o efeito da diminuição da dureza à
temperatura ambiente prevalece sobre a "retenção da dureza" a alta
temperatura. Um aço com 10% Co apresenta a750 ºC uma diminuição
considerável da dureza devido à formação de grafite; com efeito, o
Cobalto facilita a grafitização mesmo para teores da ordem de grandeza
dos 5%; no entanto, contrariamente ao que se passa com os outros
elementos grafitizantes basta aquecer o material até ao domínio γ para
redissolver a grafite; esta facilidade de redissolução da grafite explica-se
pelo aumento do coeficiente de difusão do Carbono na presença do
Cobalto; pela mesma razão os aços ao Cobalto são passíveis de se
descarburar mais rapidamente na presença de uma atmosfera
ligeiramente oxidante do que os aços correspondentes sem Cobalto.
800
(c)
700
(b)
(d)
600
500
(a)
400
300
400
500
600
Temperatura de Revenido (ºC)
Fig. 10 - Curvas de revenido típicas dos
O Manganés é um elemento que embora não carburígeno tem uma
aços-ferramenta
forte tendência de estabilização dos carbonetos (de outros elementos).
Torna-se por isso necessário tomar uma especial atenção relativamente ao revenido dos aços ao Manganés de modo a evitar o
problema da fragilidade de revenido que se traduz normalmente por um aumento da temperatura de transição dúctil / frágil.
Esta fragilidade pode ser combatida pela adição de Molibdénio, desde que o teor em Manganés não seja muito elevado (%Mn
< 2,5 %).
Para
compreender
a
influência dos elementos de
liga
no
revenido,
especialmente no aumento da
resistência ao amaciamento a
quente (abaixo de 500 ºC), é
necessário ter presente a
evolução, durante o revenido,
da estrutura de têmpera dos
aços ao carbono. Para tal,
recorre-se habitualmente ao
diagrama de Menster.
Este diagrama (Fig. 11)
sintetiza de um modo
esquemático a evolução no
revenido, de aços não
ligados, de médio a alto teor
em carbono (nos aços de
baixo carbono não se observa
a formação, durante o
revenido, do carboneto de
transição ε).
Austenite
Têmpera
Austenite
Residual
Austenite
Residual
Martensite
20 - 200 ºC
Carboneto
epsilon
Martensite
de baixo teor
em Carbono
200 - 300 ºC
Ferrite
Carboneto
epsilon
Carboneto
epsilon
Martensite
de baixo teor
em Carbono
Observando o diagrama
> 300 ºC
verifica-se que durante o
revenido a martensite vai
Ferrite
Cementite
Cementite
Ferrite
perdendo carbono tornandose menos tetragonal. A
Fig. 11 - Diagrama de Menster.
tetragonalidade da martensite
(principal razão da sua
dureza) desaparece, nos aços
ao carbono, a temperaturas
inferiores a 300 ºC. Nos aços
ligados, contendo certos elementos, tais como o Cr, Mo, W, V, Ti ou Si, em concentração suficiente, a rede tetragonal é ainda
observada após revenido a 450 e mesmo 500 ºC. Quer isto dizer que tais elementos de liga aumentam a estabilidade da solução
sólida sobressaturada em carbono. O Mn e o Ni (gamagéneos), ao contrário dos anteriores elementos, diminuem essa
estabilidade.
Pelo diagrama de Menster (Fig. 11) observa-se também que numa etapa inicial do revenido há a formação de um carboneto
de transição (o carboneto-ε) o qual, a temperaturas superiores a 300 ºC desaparece, sendo então substituído pela cementite.
Nos aços ligados verifica-se que certos elementos, nomeadamente o Si, estabilizam o carboneto-ε, a ponto de este ainda existir
na microestrutura, de aços contendo, por exemplo, 1 a 2% de Si, mesmo após revenido a 400 ºC. Ora, uma vez que a
precipitação do carboneto-ε é sempre mais fina que a posterior precipitação de cementite, esta acção de estabilização do
carboneto de transição vai certamente conduzir a uma menor perda de dureza com a temperatura.
Uma outra etapa de revenido, não incluída no diagrama de Menster, é a de coalescência da cementite. Esta coalescência é,
nos aços pouco ligados, responsável pelo decréscimo da dureza de revenido acima de 400 ºC. Nos aços ligados, a presença de
certos elementos de liga, nomeadamente o Si, o Cr, o Mo e o W, diminuem a velocidade de coalescência do carboneto. Tal
deve-se à incorporação desses elementos de baixa difusão na cementite, ou à sua segregação nas interfaces ferrite-carboneto.
Este efeito no tipo de dispersão de cementite, tem outras repercussões como, por exemplo, o facto de as partículas de
carbonetos, permanecendo mais finas, atrasarem o rearranjo das deslocações (herdadas da martensite).
Em resumo, os três efeitos descritos dos elementos de liga :
⎯ estabilização da solução sólida sobressaturada ferro-carbono,
⎯ estabilização do carboneto-ε e
⎯ diminuição da velocidade de coalescência da cementite,
são os principais responsáveis, nos aços ligados, pelo menor amaciamento observado no revenido (a temperaturas inferiores a
500 ºC).
Convém ainda referir que os elementos de liga mencionados, originando uma dispersão mais fina de carbonetos, evitam a
formação de películas de carbonetos nos limites de grão, o que conduz, comparativamente aos aços não ligados, após
revenido, a tenacidades substancialmente superiores para níveis de resistência mecânica semelhantes. Em certos aços ligados
consegue-se assim uma melhor combinação de tenacidade com resistência mecânica. O Mo tem aqui um papel marcante.
Os aços-ligados apresentam, relativamente aos aços ao carbono, além disso, uma resistência mecânica superior, para teores
de carbono idênticos. Note-se, no entanto, que a maiores resistências (conseguidas sobretudo com maiores teores de carbono)
está geralmente associada uma perda de tenacidade.
Vejamos agora qual a razão do endurecimento secundário, observado em alguns aços-ferramenta, quando revenidos a alta
temperatura (superiores a 500 ºC).
Sabe-se que alguns elementos comuns nos aços (casos do Cr, Mo, W, V e Ti) formam carbonetos, termodinamicamente
mais estáveis, que a cementite. É pois de esperar que, se num aço estes elementos estiverem presentes em concentração
suficiente, se formem, de preferência, os denominados carbonetos de liga. Verifica-se, contudo, durante o revenido de aços
ligados, que estes só se formam a temperaturas de revenido superiores a 500 ºC, o que traduz uma cinética muito mais lenta
que a observada para a cementite.
Nos carbonetos de liga, uma vez que os elementos formadores envolvidos têm, todos eles, coeficientes de difusão inferiores ao do carbono, é de esperar que a velocidade de crescimento e coalescência desses mesmos carbonetos seja inferior à da
cementite (onde o carbono é o elemento controlador). Por essa razão, a dispersão de carbonetos de liga é sempre muito fina, o
que explica o endurecimento secundário observado na curva de revenido de alguns aços.
O mesmo argumento (difusão lenta dos elementos de liga), é utilizado para justificar a não formação dos carbonetos de liga
a baixas temperaturas, bem como a elevada resistência a quente dos aços em que esse fenómeno se verifica.
É agora interessante analisar o poder carburígeno dos diferentes elementos, isto é, a sua afinidade para o carbono. Esta,
pode ser avaliada pela partição, em equilíbrio, das concentrações do elemento considerado no carboneto e na matriz ferrítica
(tabela seguinte).
Tab. I - Partição de diferentes elementos em equilíbrio
na ferrite e no carboneto (em % atómicas).
Elemento
Ni
Si
Mn
Cr
W
Mo
V
% dissolvida
na ferrite
100
100
83
67
50
50
30
% combinada
em carbonetos
0
0
17
33
50
50
70
Esta tabela avalia, para os principais elementos de liga, essa partição.
Observe-se que a percentagem combinada em carbonetos cresce à medida que se desce na tabela, situando-se os elementos
mais carburígenos e, portanto, fortes formadores de carbonetos, ao fundo desta. O molibdénio e o tungsténio apresentam um
poder carburígeno idêntico.
Os elementos de liga pouco carburígenos (Mn, Si, Cu, Ni, Co) quando presentes em pequenas quantidades podem segregar
preferencialmente na fase carboneto. Nos aços fracamente ligados contendo pequenas quantidades de elementos de liga, estes
últimos podem acomodar-se na cementite por substituição do Ferro; quanto mais baixo for o teor em Carbono e quanto mais
carburígenos forem os elementos de liga presentes no aço, tanto mais reduzida será a concentração em elemento de liga
necessária para fazer aparecer carbonetos desses elementos de liga, distintos da cementite. Assim, no sistema Fe-C-Cr, p. ex.,
se o teor em Carbono do aço for suficiente, teores crescentes de Crómio podem fazer surgir sucessivamente, mas não
exclusivamente:
- cementite substituída ortorrômbica (Fe, Cr)3 C , a qual pode dissolver até 20% de Cr,
- carbonetos hexagonais (Fe, Cr)7 C3 contendo entre 36 e 65% de Cr,
- carbonetos do tipo (Fe, Cr)23 C6 de rede cúbica de faces centradas contendo pelo menos 60 % de Cr, em equilíbrio.
Na realidade, nos aços contendo 2 a 3% Cr encontrar-se-à exclusivamente cementite substituída (Fe, Cr)3 C. Para teores
em Crómio mais elevados e teores de Carbono crescentes deverá obter-se sucessivamente as seguintes misturas: (Fe, Cr)3 C +
(Fe, Cr)7 C3 , (Fe, Cr)7 C3 , (Fe, Cr)7 C3 + (Fe, Cr)23 C6 , (Fe, Cr)23 C6 , mas as condições práticas de tratamento térmico
estão frequentemente afastadas das condições de equilíbrio termodinâmico.
O Mn, embora seja um elemento com algum poder carburígeno, não é de modo nenhum um formador de carbonetos e, por
isso, causador de endurecimento secundário. No entanto, este elemento, quando presente, substitui parcialmente o ferro na
cementite existente.
Nos aços-ferramenta, o fenómeno de endurecimento secundário é, sobretudo, evidenciado nos denominados aços-rápidos
(ao tungsténio e ao molibdénio) e nos aços de elevado teor em crómio e carbono (note-se que o crómio é, comparativamente,
um fraco formador de carbonetos, tornando-se indispensável, altas concentrações deste elemento e de carbono, para que ocorra
endurecimento secundário nos aços ao crómio).
Vejamos alguns exemplos típicos das composições (em % ponderal) destes aços:
Tab. II - Exemplo de composições (% ponderal) de aços com endurecimento secundário.
Aços AISI
Aço rápido ao tungsténio (T1)
Aço rápido ao molibdénio (M1)
Aço de alto crómio e alto vanádio (D2)
%C
0,80
0,80
1,50
% Cr
4,00
4,00
12,00
% Mo
⎯
8,00
1,00
%W
18,00
1,50
⎯
%V
1,00
1,00
1,00
Comentários:
O aço rápido T1 (especificação AISI) é um aço muito utilizado, sendo também conhecido como o 18-4-1. Vimos atrás, que
o poder carburígeno do Mo e do W eram semelhantes, contudo observa-se que o teor em W do aço T1 é muito superior ao do
M1 em percentagens ponderais. Tal facto justifica-se por a massa atómica do W ser cerca do dobro da massa do Mo; deste
modo, em percentagens ponderais 2% de W substituem cerca de 1% de Mo .
Nos aços rápidos o crómio é adicionado, sobretudo, com o propósito de aumentar a temperabilidade, pois a quantidade de
W ou Mo dissolvidos na austenite, quando da austenitização que precede a têmpera, é relativamente incompleta (as
temperaturas de austenitização correntes no tratamento térmico destes aços não são senão suficientes para dissolver uma
pequena fracção de carbonetos destes elementos, ao contrário do que sucede com os carbonetos de crómio, muito mais solúveis).
Nos aços rápidos a evolução estrutural durante o revenido compreende, tal como para outros tipos de aços, uma etapa
inicial (abaixo de 200 ºC) em que se dá essencialmente uma perda de tetragonalidade da martensite associada à precipitação do
carboneto-ε; isto traz como consequência uma relaxação de tensões e uma diminuição do teor em Carbono da martensite que
passa a conter cerca de 0,25 %C. Na segunda etapa ocorre a redissolução do carboneto-ε e a precipitação de cementite
substituída (Fe, Mo, Cr)3 C. Esta etapa prossegue até cerca de 400-450 ºC, sendo acompanhada de uma nítida contracção do
material. A terceira etapa do revenido corresponde à decomposição isotérmica da austenite em bainite; sucede, no entanto, que
nos aços rápidos esta decomposição da austenite residual é de pouca importância. Este fenómeno é acompanhado de dilatação
que pode reduzir a importância da contracção associada à decomposição da martensite. Acima dos 400 ºC e até aos 550 ºC já
não se detecta a decomposição isotérmica da austenite; ocorre então uma precipitação de carbonetos que é presumivelmente
responsável pela desestabilização da austenite que faz com que no arrefecimento subsequente (terminado o patamar do
revenido) uma parte desta austenite se transforme em martensite ou em bainite. Diz-se então que a austenite foi
desestabilizada, estando este fenómeno associado a uma subida da temperatura Ms, aumento este que é tanto mais importante
quanto mais elevada for a temperatura de revenido e maior for o tempo de manutenção. A velocidade de desestabilização da
austenite é notoriamente acelerada pela coexistência de martensite com a austenite residual; pensa-se que este fenómeno esteja
ligado à difusão do Carbono da austenite para a martensite com a formação de carbonetos e seu coalescimento no seio da
martensite; esta difusão inicia-se quando a cementite se redissolve e começam a precipitar os carbonetos de liga; esta ideia é
fundamentada na constatação de um aumento de velocidade de desestabilização da austenite quando aumenta a percentagem
de martensite; a reforçar esta hipótese há a registar o facto de o parâmetro de rede da austenite diminuir durante o revenido.
Acima dos 600 ºC a decomposição da austenite é de novo isotérmica, sendo o produto de decomposição a perlite; como
resultado desta transformação dá-se então um significativo amaciamento. A quarta etapa tem início a 450 ºC e prolonga-se
para lá dos 700 ºC; começa com a dissolução da cementite e termina com a precipitação dos carbonetos de liga; esta
precipitação é extremamente fina (dificilmente detectável em microscopia electrónica); numa certa fase da evolução a
cementite já desapareceu sem que se consiga ainda detectar a presença dos carbonetos de liga; é nesta fase em que a
precipitação de carbonetos especiais é extremamente fina e a cementite já se dissolveu, que o efeito de endurecimento
secundário é máximo; se se prolongar a duração do revenido, ou se a temperatura do revenido for mais elevada passará a darse a coalescência dos carbonetos de liga e, por conseguinte, uma perda de dureza do material; ao mesmo tempo que se dá a
coalescência dos carbonetos, assiste-se a uma evolução da natureza dos carbonetos; os primeiros a precipitar são do tipo MC
(essencialmente VC ou V4C3) e M2C (W2C ou Mo2C); à medida que aumenta a temperatura, os cabonetos M2C desaparecem
para dar lugar aos carbonetos Cr7C3, M6C e M23C6 ; estes últimos surgem quando o revenido é prolongado. Como o início da
terceira etapa se sobrepõe largamente ao fim da segunda, o início da quarta etapa e o final da segunda podem também
sobrepor-se ainda em cerca de 150 ºC, o que torna mais complexa análise destes fenómenos.
Uma das propriedades mais solicitadas nos aços-ferramenta é a resistência ao desgaste. O aumento da resistência ao
desgaste de um aço é proporcional à fracção de carbonetos (ditada pela percentagem em carbono), bem como à dureza dos
mesmos. Os carbonetos de liga são mais duros que o carboneto de ferro (a cementite), sendo, de entre eles, o carboneto de
vanádio notoriamente o mais duro. Conclui-se por aqui que a formação de carbonetos de liga (bem como altos teores de
carbono) será importante caso se pretenda favorecer elevadas resistências ao desgaste (especialmente a quente), como é o caso
dos aços rápidos.
Apresenta-se de seguida uma tabela-resumo (qualitativa) das principais relações entre propriedades e elementos de liga :
Tab. III - Tabela-resumo
Temperabilidade
Mn ~
Cr
Mo
Resistência a quente e
resistência ao desgaste
Si
Cr
Mo ~
C
W
V*
Endurecimento secundário
Temperatura de revenido > 500 ºC
Tenacidade / Resistência
C
certos elementos de liga (Mo)
Quanto ao vanádio há que distinguir as suas principais funções, nos aços :
- revenidos a baixa temperatura (T<500 ºC), onde a fracção de vanádio dissolvido na etapa de austenitização, é muito
pequena (aços com temperaturas de austenitização baixas, inferiores a 1000 ºC), restando praticamente todo o vanádio
combinado com o carbono, formando uma fina dispersão de carbonetos, que tem como objectivo principal evitar o
crescimento de grão no tratamento térmico.
- revenidos a alta temperatura (T>500 ºC), aços mais ligados e, por isso, com maiores temperaturas de austenitização,
geralmente superiores a 1100 ºC, em que é dissolvido uma maior quantidade de vanádio, contribuindo este no revenido
para um forte endurecimento secundário, especialmente vantajoso no caso de aços rápidos. A fracção de carbonetos não
dissolvida contribui para evitar o crescimento de grão (cuidado importante face às maiores temperaturas de tratamento
térmico recomendadas para estes aços).
Transmissão de calor em tratamentos térmicos
Mecanismos de transferência de calor sólido / líquido vaporizável
É a têmpera num líquido vaporizável a que permite a maior densidade de extracção de calor de um corpo sólido aquecido.
A têmpera levanta os dois problemas seguintes:
- é necessário transportar a partir do interior de um corpo sólido até à sua superfície externa (em contacto com o meio de
arrefecimento) uma quantidade de calor importante, o que poderá implicar gradientes de temperatura elevados,
- em seguida, deverá evacuar-se o calor a partir da superfície externa do corpo sólido, repartindo o calor extraído por todo
o meio de arrefecimento.
O estudo do arrefecimento por têmpera num líquido vaporizável exige, por um lado, o conhecimento das leis de condução
de calor nos sólidos e, por outro lado, o processo de vaporização do líquido.
A equação do calor
A condução do calor num sólido obedece à seguinte lei:
λ
⎛ ∂ 2T ∂ 2T ∂ 2T ⎞ ∂T
⎜
⎟=
+
+
ρ ⋅ C p ⎜⎝ ∂x 2 ∂y 2 ∂z 2 ⎟⎠ ∂t
em que
T é a temperatura
x, y e z são as coordenadas espaciais
Cp é o calor específico
ρ é a densidade
t é o tempo.
Para o caso da geometria cilíndrica a solução analítica apresenta-se sob a forma:
T (r , t ) = − K .t +
2
⎡
K .R 2 .C p .ρ ⎛
r⎞
r 2 ⎞ ∞ 2 K .R .C p .ρ
⎛
⎜⎜1 − 2 ⎟⎟ + ∑ 3
⋅ J 0 ⎜ μ k ⎟ ⋅ exp ⎢− μ k2
4λ
R⎠
R ⎠ k =1 μ k .J 1 (μ k )
⎝
⎢⎣
⎝
⎛ λ .t
⋅⎜
⎜ C .ρ .R 2
⎝ p
⎞⎤
⎟⎥
⎟⎥
⎠⎦
em que μk representa as raízes de uma equação transcendente definida a partir das condições limite:
μ .J 1 (μ ) = h.R.J 0 (μ )
onde h é o coeficiente de transmissão de película.
J0(μk) e J1(μk) são funções de Bessel de primeira espécie, de ordem zero e um, respectivamente. K representa a velocidade
de arrefecimento da superfície da amostra. A análise da solução analítica permite constatar que a partir de um certo valor da
variável t o terceiro termo da soma torna-se desprezável. Além do mais, se a velocidade de arrefecimento K for constante, temse uma distribuição radial de temperaturas segundo uma lei do tipo parabólico. Note-se que o emprego desta relação depara-se
com a dificuldade resultante do desconhecimento do valor do coeficiente de película h. Este problema é ultrapassado através
do recurso a métodos numéricos em que partindo da lei de arrefecimento de um ponto se pode calcular a distribuição radial de
temperaturas ao longo do arrefecimento; a partir deste tipo de cálculo pode-se inferir o valor do coeficiente de película para
um dado arrefecimento e para uma dada geometria.
O fluxo de calor evacuado da peça a partir da sua superfície é dado por:
⎛ dT ⎞
Φ r =R = ⎜
⎟ ⋅ ρ ⋅ C p ⋅V
⎝ dt ⎠ méd
e, por outro lado, pela lei de Newton:
Φ = h.S .(Ts − TL )
Se se tratar da geometria cilíndrica e para o cilindro infinitamente longo
h.S .(Ts − TL )
⎛ dT ⎞
⎜
⎟ =
ρ .C p .V
⎝ dt ⎠ méd
Num intervalo de temperaturas em que o coeficiente de película se mantenha aproximadamente constante, a distribuição
radial de temperaturas é aproximadamente parabólica, podendo o gradiente de temperaturas próximo da superfície exprimir-se
por:
ΔT
⎛ dT ⎞
=2
⎜
⎟
R
⎝ dr ⎠ r = R
A lei de Fourier dá, para o fluxo de calor através da superfície da peça,
Φ r =R = −
ρ .C p .V
2.ΔT .λ ⎛ dT ⎞
=⎜
⎟ ⋅
R
S
⎝ dt ⎠ méd
Se se conhecer a velocidade média de arrefecimento é então possível calcular a diferença de temperaturas entre o centro e a
periferia do cilindro:
ρ .C p .V .R ⎛ dT ⎞
ρ .C p .R 2
⎛ dT ⎞
ΔT = ⎜
⋅
=
⋅
⎟
⎜
⎟
2λ .S
4λ
⎝ dt ⎠ méd
⎝ dt ⎠ méd
ou seja, a diferença de temperaturas entre o centro e a periferia é directamente proporcional à velocidade média de
arrefecimento. Note-se também que, mantendo a velocidades médias de arrefecimento, a diferença de temperaturas entre o
centro e a periferia varia com o quadrado do raio do cilindro. Se se conhecer o coeficiente de película basta utilizar a relação:
ΔT =
h.R.(Ts − TL )
2.λ
Durante a têmpera, o escoamento do líquido em torno da peça será normalmente do tipo turbulento. Os parâmetros
adimensionais que condicionam o escoamento são:
- o número de Reynolds, Re =
- o número de Prandtl, Pr =
- o número de Nusselt,
como Nu =
2 ρ .P.V
μ
μ .C
K
Nu = 0,0155 × Pr 0,5 × Re 0,83
h.K
L.Nu
, vem que h =
.
L
K
Por outro lado, a condutibilidade térmica de uma peça a ser temperada pode ser relacionada com o coeficiente de película
através do número de Biot:
Bi =
h.x
λ
Uma quantidade semelhante utilizada no estudo da temperabilidade é a severidade de têmpera ou número de Grossman
H=
h
2K
Este parâmetro é aproximadamente igual à unidade para a têmpera de um cilindro de cerca de 25 mm de diâmetro em água
sem agitação.
A têmpera num líquido vaporizável
Do que atrás foi dito depreende-se que seria muito cómodo se o estudo da condução de calor no seio de uma peça
temperada pudesse ser feito considerando o coeficiente de película independente da temperatura. Não haveria então nenhum
problema para definir a sua capacidade de evacuação de calor (ou drasticidade de têmpera). Contudo, o modo como a
vaporização ocorre e, por conseguinte, o conjunto do processo de arrefecimento dependem fortemente da temperatura a que se
encontra a superfície da peça. Para uma melhor compreensão deste processo torna-se necessário estudar o processo de
vaporização que tem lugar à superfície do sólido.
O contacto de uma peça a alta temperatura com um líquido vaporizável começa por fazer surgir uma película de vapor
contínua que separa totalmente a peça do contacto com o líquido de têmpera; nesta fase do arrefecimento, normalmente
designada por regime de calefacção, não existe molhagem da superfície da peça: o calor irradiado pela superfície da peça é
suficiente para vaporizar o líquido vizinho sem que este chegue ao contacto directo com a peça. A transmissão de calor da
peça para o líquido de têmpera ocorre portanto através da fase gasosa por condução e por radiação. Os parâmetros do líquido
de têmpera que mais significativamente influenciam o arrefecimento nesta etapa são o ponto de ebulição, a temperatura do
banho de têmpera , bem como a condutibilidade térmica e a capacidade calorífica do vapor formado.
Segue-se-lhe um período dito de ebulição nucleada, em que o calor evacuado a partir da superfície da peça já não é
suficiente para manter uma película contínua de vapor; o líquido que entra em contacto com a peça vaporiza-se dando origem
a bolhas gasosas que, enquanto se encontram aderentes à superfície retardam localmente a evacuação de calor; quando a bolha
se desprende uma nova região do líquido entra em contacto com a peça vaporizando-se. Trata-se, por isso, de uma fase do
processo em que aumenta consideravelmente, por comparação com a etapa anterior, a velocidade de evacuação de calor e, por
conseguinte, a velocidade de arrefecimento da superfície. A evacuação do calor da peça para o líquido de têmpera tem lugar
por convecção. Os parâmetros que mais afectam o arrefecimento nesta etapa são o calor latente de vaporização, assim como a
viscosidade do líquido e a agitação do banho de têmpera.
Quando a temperatura atingida pela superfície da peça estiver situada abaixo da temperatura de ebulição do líquido de
têmpera, deixa de haver vaporização; a evacuação de calor passa então a ser assegurada unicamente pela condução de calor da
peça para o líquido; à medida que o líquido de têmpera vai aquecendo (devido ao calor evacuado a partir da peça) vai também
diminuindo a sua densidade, o que faz com que surjam correntes ascendentes no seio do líquido; esta fase do processo é então
acompanhada de convecção natural. A transferência de calor da peça para o meio de têmpera realiza-se por condução e por
convecção. Os parâmetros que mais afectam o arrefecimento nesta fase são a condutibilidade térmica do líquido, a sua
viscosidade e a sua tensão superficial, bem como a agitação e a temperatura do banho de têmpera.
Determinação da capacidade de arrefecimento de líquidos de têmpera
Sistemas laboratoriais
Existe uma grande variedade de sistemas de para determinar a capacidade de arrefecimento dos fluidos de têmpera:
- "Interval-Test" ou Interval-Quench", em que se mede o aumento de temperatura de um 1,5 l de fluido de têmpera quando
se imerge nele um cilindro com 25 mm de diâmetro aquecido a 845 ºC; a capacidade de arrefecimento a alta temperatura é
inferida a partir do aumento de temperatura registado entre os 5 e os 180 s;
- "Ensaio do filamento aquecido", em que se aquece um filamento de Nicrom por efeito de Joule, num recipiente com 200
ml de fluido de têmpera à temperatura ambiente; mede-se a capacidade de extracção de calor fazendo variar, através de um
reóstato, a intensidade de corrente que atravessa o filamento;
- "Ensaio magnético", ou "ensaio da esfera de Níquel", em que se aquece a 880 ºC uma esfera de Níquel com 50 g (cerca
de 22,2 mm de diâmetro), mergulhando-a depois no líquido de têmpera; aproveitando a mudança de propriedades magnéticas
do Ni a 354 ªc (ponto de Curie do Ni), determina-se o tempo que leva a arrefecer desde 880 ºC até aos 354 ºC;
- Método das curvas de arrefecimento, que consiste em aquecer um elemento metálico entre 800 e 880 ºC e arrefecê-lo num
determinado volume de líquido de têmpera, registando através de um termopar a evolução da temperatura em função do tempo
e derivando a curva anterior; este é o método mais frequentemente utilizado.
Severidade de têmpera
A severidade de um meio de têmpera (H) varia acentuadamente quer mudando de meio de arrefecimento, quer, para um
mesmo meio, mudando a temperatura ou a agitação do banho.
Sem agitação
Agitação ligeira
Ar
Óleo
Água
Salmoura
0,02
0,25 a 0,30
0,9 a 1,0
2
—
0,30 a 0,35
1,0 a 1,1
2 a 2,2
Agitação moderada
—
0,35 a 0,40
1,2 a 1,3
—
Agitação importante
—
0,40 a 0,50
1,4 a 1,5
—
0,05
0,50 a 0,80
1,6 a 2,0
—
—
0,80 a 1,1
4
5
Agitação forte
Agitação violenta
A temperatura do banho de têmpera tem também um efeito muito pronunciado sobre a evacuação de calor. De um modo
geral, quando se aumenta a temperatura, a velocidade média de arrefecimento diminui. Tal fica a dever-se à maior estabilidade
da película contínua de vapor; estando o líquido de têmpera mais próximo da sua temperatura de ebulição torna-se necessária
uma menor quantidade de calor (cedida por parte da peça) para a vaporização. Isto é particularmente notório no caso da água e
da salmoura. Contudo, no caso do óleo, o aumento da temperatura conduz a uma diminuição da viscosidade e,
consequentemente, a um aumento da velocidade média de arrefecimento.
Meios de têmpera
A água é um dos meios de têmpera mais vulgarmente utilizados. Apresenta como vantagens o facto de ser barata, não
apresentar perigos de utilização e poder provocar arrefecimentos rápidos. Contudo, a sua elevada capacidade de extracção de
calor pode também estar na origem de fissurações devidas a tensões térmicas. A contaminação da água com óleos e calaminas
faz baixar a capacidade de arrefecimento, enquanto a contaminação com sal tem tendência a aumentar a velocidade de
arrefecimento.
Uma alternativa à utilização da água consiste em recorrer a soluções aquosas de polímeros de elevado peso molecular que
conduzem a taxas de evacuação de calor mais reduzidas, diminuindo o risco de fissuração e de distorção. A vantagem das
soluções poliméricas é a de que:
- quando comparados com a água, reduzem a tendência para fissuração ao mesmo tempo que aumentam a profundidade de
têmpera,
- e, quando comparados com os óleos de têmpera, têm menos tendência para a formação de fumos.
Em contrapartida, as soluções aquosas poliméricas exigem normalmente um controlo muito mais preciso da temperatura e
da concentração do banho, comparativamente com a água e com os óleos.
Os óleos permitem obter velocidades de arrefecimento muito diversificadas, mas de qualquer modo inferiores às que se
podem obter com a água. Como resultado dessas velocidades de arrefecimento mais baixas tem-se uma menor tendência para
distorções ou fissurações. As principais desvantagens dos óleos residem no seu elevado custo, a sua incapacidade de induzir
arrefecimentos rápidos, os resíduos que subsistem por vezes aderentes à superfície das peças e o risco de incêndio.
Principais tipos de fornos
Os tratamentos térmicos dos aços-ferramenta exigem precauções especiais que se prendem sobretudo com a reduzida
condutibilidade térmica, bem como a tendência para descarbonação e para ocorrência de distorções ou de fissurações.
Consoante as peças a tratar assim se utilizam, como meios de aquecimento:
- fornos de mufla,
- fornos de banhos de sais,
- fornos de leito fluidizado,
- fornos de vácuo.
Fornos de mufla
Os fornos de mufla são utilizados para as operações de recozimento e de austenitização que precede a têmpera, podendo o
aquecimento ser eléctrico ou feito por queima de gás À escala industrial, a uniformidade de temperaturas nas peças a tratar
pode ser garantida a menos de 20 ºC, sendo a temperatura máxima:
- da ordem dos 1050 ºC para os fornos a gás ou eléctricos em que as resistências estão embebidas no refractário,
- da ordem dos 1250 ºC para os fornos eléctricos em que as resistências estão expostas dentro da câmara de aquecimento.
Os fornos de mufla clássicos podem estar equipados com atmosferas protectoras que têm por finalidade evitar a oxidação e
a descarbonação das peças a tratar. Podem usar-se atmosferas neutras (árgon ou hélio que são relativamente dispendiosos) ou
atmosferas endotérmicas ou exotérmicas que têm a vantagem de ser muito mais baratas, mas que necessitam de um controlo
rigoroso ao nível das misturas de gases.
As atmosferas exotérmicas são misturas de ar e gás natural que podem ser ajustadas para evitar a oxidação do material; são,
no entanto responsáveis por um certo grau de descarbonação como resultado das seguintes reacções:
(Fe, C) + CO2 ↔ Fe + 2CO
(Fe, C) + H2 O ↔ Fe + 2CO + H2
Para evitar este problema torna-se necessário evitar ao máximo a presença de CO2 e de H2 O , controlando o ponto de
orvalho; para isso terá que se tomar em consideração o facto de a reacção
CO2 + H2 ↔ CO + H2 O
ser fortemente catalisada pelo Ferro, ocorrendo por isso na superfície de contacto com as peças a tratar. A atmosfera deste
tipo mais frequentemente utilizada corresponde a uma mistura de 3 % de CO, 3 % de H2 e 94 % de N2 com um ponto de
orvalho de -40 ºC.
As atmosféricas endotérmicas são muito mais interessantes pois não é necessário eliminar em contínuo CO2 e H2 O como
sucede com as atmosferas exotérmicas. As misturas mais frequentemente utilizadas contêm 20 % de CO , 40 % de H2 , 0 a 1%
de CH4 e 39 a 40 % de N2 . Os parâmetros a controlar são por um lado a temperatura do ponto de orvalho para evitar a
reacção de descarbonação e, por outro lado, a percentagem de metano para evitar o enriquecimento em Carbono da superfície
das peças.
Para evitar a deposição de fuligem de carvão sobre as peças a tratar como resultado da reacção de dissociação de CO em
CO2 e C, haverá que reduzir ao mínimo a presença de óxidos na superfície das peças pois os óxidos catalisam esta reacção.
Outras atmosferas neutras podem ser usadas nos fornos de mufla: azoto puro ou azoto hidrogenado (mistura de 90 a 95 %
de N2 com 5 a 10 % de H2 ). Estas atmosferas devem ser isentas de humidade e o ponto de orvalho deve situar-se a cerca de 30 ºC de modo a evitar a descarbonação.
Fornos de banhos de sais
Os fornos de banhos de sais são muito utilizados para o tratamento de peças delicadas e muito especialmente para a
têmpera de aços rápidos e outros aços-ferramenta ligados, atendendo às seguintes vantagens:
- rapidez de aquecimento,
- precisão da temperatura,
- obtenção de temperaturas elevadas (1350 ºC),
- protecção das ferramentas contra a oxidação,
- possibilidade de fácil execução de tratamentos por etapas.
Os mais vulgarmente utilizados são os fornos de eléctrodos submersos; estes apresentam a vantagem de uma maior
homogeneidade do banho, deixando livre a parte superior do forno; apresentam, no entanto, maior risco de curto-circuito entre
eléctrodos se as "lamas" acumuladas no fundo do tanque não forem eliminadas com uma certa frequência.
Graças à utilização de vários sais ou de misturas de sais é possível cobrir por esta técnica um grande intervalo de
temperaturas. Assim, as misturas de nitratos e nitritos de sódio e de potássio são frequentemente empregues para os
arrefecimentos de têmpera por etapas e para os revenidos na gama de temperatura compreendida entre 170 e 500 ºC; para as
temperaturas superiores empregam-se misturas de cloretos (sódio, potássio, bário, cálcio) que permitem atingir temperaturas
até 1350 ºC suficientes para o tratamento dos aços-rápidos.
Para o tratamento em série de peças existem instalações automáticas de banhos de sais que constam em geral de:
- duas unidades de pré-aquecimento a 500-600 ºC e a 800-850 ºC,
- uma unidade de austenitização podendo ser utilizada entre 950 e 1250 ºC,
- uma unidade de têmpera permitindo patamares de arrefecimento intermédio a cerca de 520 ºC.
As operações de distensão a cerca de 300 ºC e os revenidos são efectuados em fornos de atmosfera controlada
independentes das instalações automáticas.
Os banhos de sais são geralmente neutros relativamente aos aços a tratar; é, no entanto necessário efectuar um controlo
regular pois os sais oxidam-se tornando-se necessário realizar adições controladas de borax ou de ácido bórico de modo a
remover os óxidos entretanto formados.
Após têmpera num banho de sais as peças devem ser sujeitas a uma lavagem intensa e protegidas contra a corrosão.
Fornos de leito fluidizado
Nos fornos de leito fluidizado a transmissão de calor é efectuada através de um conjunto de finas partículas transportadas
por um fluido gasoso reciclado a uma temperatura controlada. As partículas têm dimensões médias entre 100 e 300 μm e a
velocidade do gás é da ordem de 1m/s. Os coeficientes de transmissão de calor para as peças a tratar estão compreendidos
entre 6 e 17 W.m-2.K-1 o que representa cerca de 5 a 10 vezes o que se obteria num sistema convecção forçada (de ar). As
velocidades de aquecimento são análogas às que se obteriam num sistema de banhos de sais clássico com a vantagem de se
poderem normalmente tratar peças de muito maiores dimensões. O aquecimento do fluido de circulação usado nos leitos
fluidizados pode ser obtido por combustão de um gás ou por resistências eléctricas blindadas. É possível ajustar o caudal de
fluido e a granulometria das partículas de modo a reproduzir um ciclo térmico completo compreendendo um aquecimento,
manutenção de austenitização e arrefecimento sem risco de fissuração e obtendo elevadas durezas.
Do ponto de vista da transmissão de calor, o leito fluidizado comporta-se como um líquido perfeitamente isotérmico com a
vantagem de ser não molhante para as peças a tratar; isto permite suprimir as operações de lavagem associadas aos banhos de
sais o que representa uma apreciável vantagem do ponto de vista da poluição.
No estado actual da técnica pode dizer-se que as condições de arrefecimento de um leito fluidizado a 350 ºC são
equivalentes às de um banho de sais a 500 ºC para ferramentas cuja relação superfície externa / massa esteja compreendida
entre 20 e 100 cm²/kg , o que corresponde à grande maioria das peças tratadas.
Fornos de vácuo
Os fornos de vácuo utilizados hoje em dia são geralmente de parede fria. As instalações mais recentes estão dotadas de um
sistema de injecção de azoto para temperaturas inferiores a 700 ºC (domínio de temperaturas em que o aquecimento por
radiação é insuficiente); isto permite reduzir de um factor de 3 o tempo de subida de temperatura até aos 700 ºC. O
arrefecimento pode ser assegurado quer por injecção de gás após passagem deste em permutadores de calor, quer por têmpera
em óleo num compartimento separado. No caso do arrefecimento com gás utiliza-se azoto hidrogenado com pressões
compreendidas entre 0,5 e 1 MPa. As vantagens do tratamento sob vácuo comparativamente com as outras formas de
tratamento são:
- melhor estado superficial das peças.
- atenuação das deformações.
Num forno de vácuo em que se possa reduzir a pressão de trabalho a valores compreendidos entre 1 e 10-1 Pa, os níveis de
impurezas são extremamente reduzidos, mesmo admitindo que 70 % da atmosfera residual é constituída por vapor de água, os
pontos de orvalho correspondentes estarão compreendidos entre - 60 e - 70 ºC; níveis de humidade desta ordem só se
conseguem, quando se recorre a atmosferas neutras, se se utilizarem gases de muito elevada pureza. É no entanto necessário
tomar em consideração o facto de, para pressões de trabalho muito reduzidas, poder ocorrer perda de elementos de liga que
tenham pressões de vapor mais elevadas que a pressão dentro do forno; a título de exemplo, refira-se que a pressão parcial do
manganés a 1050 ºC é de 1,3 Pa; para evitar a volatilização do Mn deverá garantir-se uma pressão mínima de 1 Pa à
temperatura de 1000 ºC. Durante a subida de temperatura, a carga do forno recebe directamente a radiação de calor dos
elementos de aquecimento de uma forma homogénea, o que leva a uma redução apreciável das tensões térmicas, redução esta
que é ainda mais acentuada quanto mais proximamente uma da outra evoluirem as temperaturas da carga e do forno. Durante o
arrefecimento podem assegurar-se patamares de manutenção intermédios, do tipo dos que se obtêm com banhos de sais,
interrompendo o fluxo de gás (neutro) que é injectado para o arrefecimento. É possível minimizar as deformações se se
orientar o fluxo dos gases em direcção às partes mais maciças das peças a tratar.