PR UNIVERSIDADE TECNOLÓGICA FEDERAL DO PARANÁ UNIVERSIDADE TECNOLÓGICA FEDERAL DO PARANÁ CAMPUS DE CURITIBA DEPARTAMENTO DE PESQUISA E PÓS-GRADUAÇÃO PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA MECÂNICA E DE MATERIAIS - PPGEM VIVIANE WRITZL INFLUÊNCIA DOS PARÂMETROS DA TÊMPERA SUPERFICIAL A LASER POR DIODO NA MICROESTRUTURA DOS AÇOS FERRAMENTA PARA TRABALHO A FRIO CURITIBA SETEMBRO - 2011 VIVIANE WRITZL INFLUÊNCIA DOS PARÂMETROS DA TÊMPERA SUPERFICIAL A LASER POR DIODO NA MICROESTRUTURA DOS AÇOS FERRAMENTA PARA TRABALHO A FRIO Dissertação apresentada como requisito parcial à obtenção do título de Mestre em Engenharia, do Programa de Pós-Graduação em Engenharia Mecânica e de Materiais, Área de Concentração em Engenharia de Materiais, do Departamento de Pesquisa e Pós-Graduação, do Campus de Curitiba, da UTFPR. Orientador: Paulo César Borges, Ph.D. Co-orientador: Giuseppe Pintaúde, Dr. CURITIBA SETEMBRO - 2011 TERMO DE APROVAÇÃO VIVIANE WRITZL INFLUÊNCIA DOS PARÂMETROS DA TÊMPERA SUPERFICIAL A LASER POR DIODO NA MICROESTRUTURA DOS AÇOS FERRAMENTA PARA TRABALHO A FRIO Esta Dissertação foi julgada para a obtenção do título de mestre em engenharia, área de concentração em engenharia de materiais, e aprovada em sua forma final pelo Programa de Pós-graduação em Engenharia Mecânica e de Materiais. _________________________________ Prof. Paulo César Borges, Ph.D. Orientador Banca Examinadora ______________________________ Prof. Hélio Goldenstein, Ph.D. (USP) ______________________________ Prof. Milton S. F. de Lima, Ph.D. (ITA / IEAv) ______________________________ Prof. Márcio Mafra, Dr. (UTFPR) Curitiba, 22 de setembro de 2011 iv AGRADECIMENTOS Primeiramente gostaria de agradecer a Deus pela realização deste trabalho. A empresa COMP por ter permitido e incentivado esta pesquisa, aos diretores Sr. Renato, Sr. Celso, Sr. Mertens e Sr. Alexandre. Ao programador Argeo pela realização dos experimentos e trocas de experiências. Ao meu orientador Paulo César Borges, primeiramente pelos conhecimentos na área de Materiais e por ter me proporcionado desafios crescentes. Também agradeço a paciência e por ter se tornado um grande amigo no decorrer deste trabalho. Ao meu co-orientador Giuseppe Pintaúde pelo apoio na realização dos experimentos e direcionamento da pesquisa. Ao professor e amigo Júlio Klein Neves por ter me dado coragem de iniciar este trabalho, e muitas vezes ter me ajudado nas dificuldades que surgiram. As queridas Sabrina e Lethícia (estagiárias do laboratório de materiais) e ao Alexandre (técnico do laboratório) pela disponibilidade na preparação das amostras e pela amizade construída. A Alba da empresa Bosch pelos ensaios de Difração de Raios-X. A Villares Metals pelo envio do material para a pesquisa. A empresa Brasimoldes, Sr. Bernado, pela preparação dos corpos de prova. A empresa Spectroscan, prof. Lucio e Angela pela contribuição no trabalho. A professora Maria Cindra da UFF pela disponibilidade e atenção para a realização dos ensaios de tensão residual, e a Rede de Materiais, TMEC da Petrobrás que cedeu o equipamento ao Laboratório de Análise de Tensões da Escola de Engenharia da UFF. A UTFPR pela oportunidade de conhecimento e crescimento. Ao CNPQ pelo incentivo nesta pesquisa. Finalmente, um agradecimento especial para minha família, pela confiança e atenção em mim depositada. v “Investir em conhecimento rende sempre os melhores juros” BENJAMIN FRANKLIN vi VIVIANE WRITZL, influência dos parâmetros da têmpera superficial a laser por diodo na microestrutura dos aços ferramenta para trabalho a frio, 2011, Dissertação (Mestrado em Engenharia) - Programa de Pós-graduação em Engenharia Mecânica e de Materiais, Universidade Tecnológica Federal do Paraná, Curitiba, 2011. RESUMO A engenharia de superfícies tem como objetivo melhorar o desempenho dos materiais por meio de modificações superficiais. As modificações superficiais podem ser realizadas por meio de aplicação de revestimentos ou por tratamentos térmicos ou termoquímicos. Neste trabalho a modificação da superfície é obtida pela têmpera superficial a laser por diodo, que consiste na aplicação de um feixe de laser com alta potência sobre a superfície do material, para alcançar em segundos a temperatura de austenitização selecionada em uma fina camada. Com a remoção do feixe de laser, o elevado gradiente térmico gerado entre a camada e o núcleo produz a autotêmpera, transformando a microestrutura da superfície de austenita para martensita. Dentre as vantagens da utilização dos HPDLs (Lasers por diodo de alta potência) na têmpera superficial podemos citar: maior absorção da radiação emitida pelo feixe do laser nos materiais ferrosos; melhor controle dos parâmetros do processo; além de uma vantagem exclusiva que é a possibilidade de realizar têmpera em regiões localizadas e de difícil acesso através do controle CNC. Este trabalho analisou o efeito da temperatura de austenitização e da velocidade de processamento da têmpera superficial a laser por diodo na microestrutura dos aços ferramenta para trabalho a frio VF800AT, VD2 e o VC131 (Villares Metals). São apresentados resultados referente a dureza superficial, a profundidade de endurecimento, as tensões residuais, a fração de austenita retida e os tipos de microestrutura correspondentes, permitindo assim, identificar as condições que propiciam os melhores resultados para cada um dos aços. Palavras-chave: HPDLs, têmpera superficial, aços ferramenta. vii VIVIANE WRITZL, influência dos parâmetros da têmpera superficial a laser por diodo microestrutura dos aços ferramenta para trabalho a frio, 2011, Dissertação (Mestrado em Engenharia) - Programa de Pós-graduação em Engenharia Mecânica e de Materiais, Universidade Tecnológica Federal do Paraná, Curitiba, 2011. ABSTRACT The surface engineering aims to improve the performance of materials by means of surface modifications. The surface modifications can be achieved by applying coatings or by means of thermal or thermochemical treatments. In this study the surface modification is obtained by the surface hardening using laser diode, which consists in to apply a high-power beam on the material surface to achieve in seconds the austenitizing temperature selected in a thin layer. As the laser beam is removed, the high thermal gradient generated between the layer and the bulk produces a self-quenching, i.e., transforming the surface microstructure from austenite to martensite. The advantages of High Power Diode Lasers (HPDLs) for the surface hardening are: a higher absorption of radiation emitted by the laser beam in ferrous materials, better control of parameters the process, besides a exclusive advantage that is the possibility of hardening in localized regions of difficult accessing, through the CNC control. This study analyzed the effect of austenitizing temperature and the processing speed of surface hardening by laser diode on the microstructure of tool steels for cold working VF800AT, VD2 and VC131 (Villares Metals). Results are presented concerning the surface microhardness, depth of hardening, residual stresses, the fraction of retained austenite and the corresponding types of microstructure, thus, identify the conditions that provide the best results for each of the steels. Keywords: HPDLs, surface hardening, tool steels. viii SUMÁRIO RESUMO.................................................................................................................... vi ABSTRACT ............................................................................................................... vii LISTA DE FIGURAS ................................................................................................... x LISTA DE TABELAS ................................................................................................ xvi LISTA DE ABREVIATURAS E SIGLAS ...................................................................xvii LISTA DE SÍMBOLOS ............................................................................................. xviii 1 INTRODUÇÃO.................................................................................................... 19 1.1 Objetivo Geral............................................................................................................................ 21 1.2 Objetivos Secundários .............................................................................................................. 21 2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA ............................................................................... 22 2.1 Laser .......................................................................................................................................... 22 2.1.1 Tipos de Laser .................................................................................................................. 24 2.1.2 Coeficiente de Reflectividade e Absortividade .................................................................. 26 2.1.3 Processos de Materiais a Laser ....................................................................................... 28 2.2 Engenharia de Superfícies a Laser ........................................................................................... 30 2.3 Metalurgia da Têmpera ............................................................................................................. 31 2.4 Têmpera Superficial a Laser ..................................................................................................... 33 2.5 Têmpera Superficial a Laser em Aços Ferramenta .................................................................. 38 2.6 Tensões Residuais .................................................................................................................... 44 3 MATERIAIS E MÉTODOS .................................................................................. 51 3.1 Material ...................................................................................................................................... 52 3.2 Preparação das amostras ......................................................................................................... 52 3.3 Têmpera Superficial a Laser por Diodo..................................................................................... 53 3.3.1 Parâmetros da Têmpera Superficial a Laser por Diodo .................................................... 55 3.4 Técnicas de análise ................................................................................................................... 57 3.4.1 Caracterização microestrutural ......................................................................................... 57 3.4.2 Difração de Raios-X .......................................................................................................... 58 3.4.2 Dureza Vickers .................................................................................................................. 60 ix 4 RESULTADOS E DISCUSSÕES........................................................................ 62 4.1 Aço Ferramenta para trabalho a frio VF800AT ......................................................................... 66 4.1.1 Análise Microestrutural ...................................................................................................... 66 4.1.2 Difração de Raios-X .......................................................................................................... 73 4.1.2.1 Austenita Retida ............................................................................................................ 76 4.1.2.2 Tensões Residuais ........................................................................................................ 82 4.1.3 Gradiente de Dureza de Topo ........................................................................................... 84 4.1.4 Perfil de Dureza ................................................................................................................. 86 4.2 Aço Ferramenta para trabalho a frio VD2 ................................................................................. 90 4.2.1 Análise Microestrutural ...................................................................................................... 90 4.2.2 Difração de Raios-X .......................................................................................................... 95 4.2.2.1 Austenita Retida ............................................................................................................ 96 4.2.2.2 Tensões Residuais ........................................................................................................ 97 4.2.3 Gradiente de Dureza de Topo ........................................................................................... 99 4.2.4 Perfil de Dureza ............................................................................................................... 101 4.3 Aço Ferramenta para trabalho a frio VC131 ........................................................................... 104 4.3.1 Análise Microestrutural .................................................................................................... 104 4.3.2 Difração de Raios-X ........................................................................................................ 105 4.3.2.1 Austenita Retida .......................................................................................................... 105 4.3.2.2 Tensões Residuais ...................................................................................................... 109 4.3.3 Gradiente de Dureza de Topo ......................................................................................... 110 4.3.4 Perfil de Dureza ............................................................................................................... 112 5 CONCLUSÕES................................................................................................. 116 5.1 Sugestões para trabalhos futuros ........................................................................................... 118 6 REFERÊNCIAS ................................................................................................ 119 x LISTA DE FIGURAS Figura 2.1 – Laser por diodo. (a) Distribuição da intensidade da potência; (b) Montagem de um conjunto de diodos com correção óptica e o feixe do laser gerado (KENNEDY et al., 2004). ...................................................................... 26 Figura 2.2 – Coeficiente de reflexão dos materiais em função do comprimento de onda dos lasers (KENNEDY et al., 2004).................................................................... 27 Figura 2.3 – Mapa dos diferentes processos de tratamento de materiais a laser em função da densidade de potência e o tempo (MAILLET, 1987). .............................. 29 Figura 2.4 – Diagrama esquemático do sistema Fe-C (LIMA 1997 apud GOIA 2010) .. .......................................................................................................................... 34 Figura 2.5 – Figura 2.5 – Distribuição da energia do feixe do laser na peça tratada (ASM HANDBOOK, SURFACE ENGINEERING, 1994). .....................................35 Figura 2.6 - Diagramas pseudo-binários Fe-Cr-C. (a) 5% de cromo (FORGENG et al. 1973 apud PEREIRA 2006); (b) 13% de cromo (BUNGARDT et al., 1958 apud PEREIRA 2006). ............................................................................................. 40 Figura 2.7 – Diagrama de Tempo-Temperatura de Austenitização, aquecimento contínuo - Aço hipereutetóide (K-E THELNING, 1984). ......................................41 Figura 2.8 – Efeito da taxa de aquecimento e da temperatura de austenitização na dureza do aço hipereutetóide após tempera (K-E THELNING, 1984). ................42 Figura 2.9 – Dureza do aço ferramenta AISI D2 em função da temperatura de austenitização e do tempo de encharque (K-E THELNING, 1984) ......................43 Figura 2.10 – Difração de raios-X produzida por um cristal (SKOOG et al., 1998). .. 46 Figura 2.11 –Difratômetro. a) para a difração de raios-X b)para medição de tensões residuais através da difração de raios-X (CULLITY, 1978). .............................. 47 Figura 2.12 – Tensões na superfície de um corpo. σ = 0. A tensão a ser medida é σφ (CULLITY, 1978). .............................................................................................. 48 xi Figura 2.13 – Perfis típicos de tensões residuais após tratamento a laser (a) seção transversal da trilha e (b) no perfil de profundidade ( PEREIRA 2006) ............ 49 Figura 3.1 – Fluxograma da metodologia utilizada na pesquisa................................ 51 Figura 3.2 – Dimensão dos corpos de prova utilizados nesta pesquisa .................... 53 Figura 3.3 – Principais componentes do equipamento de têmpera superficial a laser por diodo .......................................................................................................... 54 Figura 3.4 – Experimentos realizados nos aços VF800AT, VD2 e VC131 ................ 56 Figura 3.5 – Corte transversal mostrando a camada superficialmente temperada a laser variando os parâmetros de temperatura de austenitização e velocidade de processamento .................................................................................................. 57 Figura 3.6 – Equipamento de polimento eletrolítico (LAT/UFF)................................. 59 Figura 3.7 – Equipamento de medição de tensão residual, (LAT/UFF)..................... 59 Figura 3.8 – Esquema de medição de dureza. (a) Gradiente de dureza transversal ao feixe do laser e (b) Perfil de dureza no centro do feixe do laser ....................... 60 Figura 4.1 – Gráfico do comportamento da temperatura e da potência do laser durante a têmpera do aço VC131 (Temp.: 1080ºC / Vel.: 1 mm/s) ................... 62 Figura 4.2 – Gráfico do comportamento da temperatura e da potência do laser durante a têmpera dos aços VF800AT, VC131 e VD2 (Temp. 1140ºC / Vel.: 2 mm/s). ............................................................................................................... 63 Figura 4.3 – (a) Macrografia de uma amostra do aço VD2, temperada superficialmente a laser com temperatura de 1020ºC e velocidade de 1 mm/s. (1) Material base; (2) Zona temperada com dureza elevada. (b) Ampliação..... 65 Figura 4.4 – Microestrutura do material base do aço ferramenta VF800AT, composta de carbonetos dispersos na matriz ferrítica. (a) Microscopia ótica (M.O); (b) Ampliação. Ataque Nital10%. ........................................................................... 66 Figura 4.5 – Microestrutura do aço VF800AT temperada superficial a laser, composta de carbonetos dispersos na matriz martensítica. (a) Microscopia ótica (M.O), Temp.: 1020ºC e vel.: 2 mm/s; (b) Ampliação. Ataque Nital10%. .................... 67 xii Figura 4.6 – Macrografia do material temperado superficialmente a laser. (MB) Material Base; (ZTA) Zona Termicamente Afetada = (ZT) Zona Temperada . . 68 Figura 4.7 – Evolução da dissolução dos carbonetos em amostras temperadas a laser. Microscopia ótica (M.O). (a)Temp.: 1020ºC e vel.: 2 mm/s; (b) Temp.: 1140ºC e vel.: 1 mm/s. Ataque: Metabissulfito de sódio 10%. ......................... 69 Figura 4.8 – Figura 4.8 – Tipos de carbonetos presentes no aço VF800AT temperado a laser. Microscopia eletrônica de varredura (MEV). (1) Carbonetos cinza escuro em processo de dissolução, (2) Carbonetos claros mais estáveis. ..... 71 Figura 4.9 - Microestrutura do aço VF800AT temperado superficialmente a laser. (a) DET. A - Temp.: 1020ºC e vel.: 2 mm/s; (b) DET.B - Temp.: 1140ºC e vel.: 1 mm/s. Microscopia ótica (M.O). Ataque: Metabissulfito de sódio 10%. ............ 72 Figura 4.10 – Difratograma de raios-X. (a) Amostra como recebida e (b) Amostra temperada ........................................................................................................ 73 Figura 4.11 – Efeito do cromo sobre o campo austenítico (CHIAVERINI, 1990)...... 75 Figura 4.12 - Diagramas pseudobinários Fe-Cr-C. (a) 5% de cromo (FORGENG et al. 1973 apud PEREIRA 2006); (b) 13% de cromo (BUNGARDT et al., 1958 apud PEREIRA 2006) .............................................................................................. 75 Figura 4.13 – Fração de austenita retida (AR) do aço VF 800AT em função dos parâmetros da têmpera superficial a laser (temperatura e velocidade)............ 76 Figura 4.14 – Efeito da temperatura de austenitização na fração de austenita retida (AR). Vel.: 2 mm/s. (a) Temp.: 1020ºC ; (b) Temp.: 1080ºC. Microscopia ótica (M.O). Ataque Metabissulfito de sódio 10%. .................................................... 78 Figura 4.15 – – Efeito da temperatura de austenitização na fração de austenita retida (AR). Vel.: 2 mm/s. (a) DET. A - Temp.: 1020ºC; (b) DET.B - Temp.: 1080ºC. Microscopia ótica (M.O). Ataque: Metabissulfito de sódio 10%. ....................... 79 Figura 4.16 – Efeito da velocidade na fração de AR, temp. de1140ºC. (a) Vel.: 1mm/s e (b) Vel.: 2 mm/s.MAtaque Metabissulfito de sódio 10% ............................... .80 Figura 4.17 - Efeito da velocidade na fração de austenita retida com temp. de1140ºC. (a) DET. A - Vel.: 1 mm/s e (b) DET.B - Vel.: 2 mm/s. Microscopia ótica (M.O). Ataque Metabissulfito de sódio 10%. ............................................ 81 xiii Figura 4.18 - Efeito da temperatura na fração de AR com a velocidade 2 mm/s. (a) 1080ºC (b) 1140ºC. (M.O). Ataque Metabissulfito de sódio 10%. ................... 82 Figura 4.19 – Tensões residuais do aço VF800AT em função dos parâmetros da têmpera superficial a laser (temperatura e velocidade). (a) tensões transversais ao feixe do laser e (b) tensões longitudinais ao feixe do laser ......................... 83 Figura 4.20 - Influência da temperatura de austenitização e da velocidade de processamento no gradiente de dureza transversal a pista do laser do aço VF800AT. (a) Vel.: 1 mm/s e (b) Vel.: 2 mm/s .................................................. 84 Figura 4.21 - Influência dos parâmetros da têmpera a laser no perfil de dureza do aço VF800AT com referência de profundidade de endurecimento de 500 HV. (a) Vel.: 1 mm/s; (b) Vel.: 2 mm/s. ................................................................... 86 Figura 4.22 – Perfil de dureza x microestrutura após têmpera superficial a laser por diodo. Temp: 1140°C; e Vel.: 2 mm/s. Microscopia ót ica (M.O). Ataque Metabissulfito de sódio 10%. ............................................................................ 89 Figura 4.23 – Microestrutura inicial do aço VD2, composta de carbonetos dispersos na matriz ferrítica. (a) (M.O). Ataque: Nital. (b) Ampliação. ............................. 90 Figura 4.24 – Microestrutura do aço VD2 temperado, composta de carbonetos dispersos na matriz martensítica. (a) Microscopia ótica (M.O), Temp.: 1080ºC e vel.: 1 mm/s; (b) Ampliação. Ataque Metabissulfito de sódio10%. ................... 90 Figura 4.25 – Evolução da dissolução dos carbonetos e fração de AR. Vel.: 1 mm/s. Microscopia ótica (M.O). (a)Temp.: 1080ºC; (b) Temp.: 1140ºC. Ataque: Metabissulfito de sódio 10% ............................................................................. 92 Figura 4.26 - Microestrutura após têmpera a laser do aço VD2, com Vel: 1 mm/s. (a) DET. A - Temp.: 1080ºC; (b) DET.B - Temp.: 1140ºC . Microscopia ótica (M.O). Ataque: Metabissulfito de sódio 10%. .............................................................. 93 Figura 4.27 - Microestrutura após têmpera a laser do aço VD2, com Vel: 1 mm/s. (a) DET. A - Temp.: 1080ºC; (b) DET.B - Temp.: 1140ºC . Microscopia ótica (M.O). Ataque: Vilella. ................................................................................................. 94 Figura 4.28 - Microestrutura de uma amostra temperada a laser, com a temperatura de 1140ºC e vel. de 1 mm/s. Microscopia ótica (M.O). Ataque: Vilella. ............ 94 xiv Figura 4.29 – Fração de austenita retida (AR) do aço VD2 em função dos parâmetros da têmpera superficial a laser por diodo (temperatura de austenitização e velocidade de processamento)......................................................................... 96 Figura 4.30 – Tensões residuais do aço VD2 em função dos parâmetros da têmpera superficial a laser (temperatura e velocidade). (a) tensões transversais ao feixe do laser e (b) tensões longitudinais ao feixe do laser....................................... 98 Figura 4.31 - Influência da temperatura de austenitização e da velocidade de processamento no gradiente de dureza transversal ao feixe do laser do aço VD2. (a) Vel.: 1 mm/s e (b) Vel.: 2 mm/s. ......................................................... 99 Figura 4.32 - Influência dos parâmetros da têmpera superficial a laser no perfil de dureza do aço VD2 com referência de profundidade de endurecimento de 500HV. (a) Vel.: 1 mm/s e (b) Vel.: 2 mm/s .................................................... 101 Figura 4.33 - Influência da velocidade de processamento no perfil de dureza do aço VD2 temperado a 1140°C ............................ .................................................. 103 Figura 4.34 – Perfil de dureza x microestrutura do aço VD2 temperado a laser a 1140°C; e Vel.: 1 mm/s. Microscopia ótica (M.O). Ataque Metabissulfito de sódio 10% .. 103 Figura 4.35 – Microestrutura do material base do aço VC131, composta de carbonetos dispersos na matriz ferrítica. (a) Microscopia ótica (M.O). Ataque Metabissulfito de sódio 10%. (b) Ampliação ................................................... 104 Figura 4.36 – Microestrutura do aço VC131 após têmpera superficial a laser, composta de carbonetos dispersos na matriz martensítica. (a) Temp.: 1140ºC e vel.: 2 mm/s; (b) Ampliação. Ataque Metabissulfito de sódio 10% ............................................. 104 Figura 4.37 – Fração de austenita retida (AR) do aço VC131 em função dos parâmetros da têmpera superficial a laser por diodo (temperatura de austenitização e velocidade de processamento) ............................................ 105 Figura 4.38 – Efeito da velocidade de processamento na fração de austenita retida formada no aço VC131 temperado a 1140ºC. (a) Vel.: 1 mm/s e (b) Vel.: 2 mm/s. Microscopia ótica (M.O). Ataque Metabissulfito de sódio 10% ............ 107 xv Figura 4.39 – Efeito da temperatura de 1140ºC na fração de austenita retida do aço VC131, com velocidade de 1 mm/s. (a) DET. A - Figura 4.38(a); (b) Ampliação. Microscopia ótica (M.O). Ataque: Metabissulfito de sódio 10% ...................... 108 Figura 4.40 – Efeito da temperatura de 1140ºC na fração de austenita retida do aço VC131, com velocidade de 2 mm/s. (a) DET. B - Figura 4.38(b); (b) Ampliação. Microscopia ótica (M.O). Ataque: Metabissulfito de sódio 10% ...................... 108 Figura 4.41 – Tensões residuais do aço VC131 em função dos parâmetros da têmpera superficial a laser (temperatura e velocidade). (a) tensões transversais ao feixe do laser e (b) tensões longitudinais ao feixe do laser ....................... 109 Figura 4.42 - Influência da temperatura de austenitização e da velocidade de processamento no gradiente de dureza transversal a pista do laser do aço VC131. (a) Vel.: 1 mm/s e (b) Vel.: 2 mm/s .................................................... 111 Figura 4.43 - Influência dos parâmetros da têmpera a laser no perfil de dureza do aço VC131 com referência de profundidade de endurecimento de 500 HV. (a) Vel.: 1 mm/s e (b) Vel.: 2 mm/s ...................................................................... 112 Figura 4.44 – Perfil de dureza x microestrutura após têmpera superficial a laser por diodo. Temp: 1140°C; e Vel.: 1 mm/s. Microscopia ótica (M.O). Ataque Metabissulfito de sódio 10%. .......................................................................... 114 xvi LISTA DE TABELAS Tabela 2.1 - Descoberta, comercialização e aplicação dos lasers utilizados em indústrias (MAJUMDAR e MANNA, 2003) ......................................................... 23 Tabela 3.1 - Composição química dos aços ferramenta .......................................... 52 Tabela 3.2 - Especificações técnicas do equipamento de têmpera superficial a laser de diodo. ............................................................................................................. 54 Tabela 4.1 - Faixa de potência (W) em função dos parâmetros da têmpera superficial a laser ................................................................................................................. 65 Tabela 4.2 - Resumo dos resultados obtidos na pesquisa ...................................... 115 xvii LISTA DE ABREVIATURAS E SIGLAS A - Austenita AlGaAs - Arsenieto de gálico-alumínio (laser semicondutor) AISI - American Iron Steel Institute ASM - American Society for Metals AR - Austenita Retida C - Carbono CCC - Estrutura de Cúbica de Corpo Centrado CO2 -Dióxido de carbono (Laser) Cr - Cromo F - Ferrita L - Líquido LASER - Light Amplification Stimuled Emission Radiation HPDL - High Power Diode Laser (Laser de Diodo de Alta Potencia) MB - Material Base Mo - Molibdênio Nd:YAG - Neodímio dopado em granada de alumínio ítrio (Laser) TCC - Estrutura Tetragonal de Corpo Centrado TRC - Diagrama de transformação por resfriamento contínuo TTT - Diagrama de transformação isotérmica V - Vanádio ZTA - Zona Termicamente Afetada ZT - Zona Temperada xviii LISTA DE SÍMBOLOS µm - microns (metro) mm - milimetros (metro) mW - miliwatts kW - kilowatts HV - Dureza Vickers HRC - Dureza Rockwell MPa - Mega Pascal α - Ferrita α' - Martensita γ - Austenita Capítulo 1 Introdução 19 1 INTRODUÇÃO Apesar da infinidade de materiais disponíveis no mercado, o ser humano é extremamente dependente dos aços para fabricação de estruturas, meios de transportes, utensílios, ferramentas e para diversas outras aplicações. Desde a descoberta das técnicas de fabricação do ferro até os dias de hoje a siderurgia foi de extrema importância para a evolução da engenharia e da humanidade. A corrosão, a oxidação, a fadiga e o desgaste são exemplos de falhas que se iniciam com maior facilidade a partir da superfície do material, devido a uma maior exposição e degradação pelo meio, ou ainda, freqüentemente a intensidade de carga aplicada externamente é maior na superfície (MAJUMDAR e MANNA, 2003). . Neste contexto, a engenharia de superfícies surgiu como uma solução para minimizar ou eliminar estas falhas superficiais, por meio da modificação microestrutural da superfície, ou também através de modificações na composição química do material adicionada as modificações microestruturais (PASHBY et al., 2003). Os tratamentos térmicos superficiais de aços que produzem uma camada com alta dureza permanecendo o núcleo tenaz estão bastante difundidos e podem ser realizados utilizando diversas fontes de energia. Processos como a cementação, a nitretação, a têmpera a chama e por indução são amplamente utilizados na engenharia de superfícies, entretanto possuem certas limitações, como um alto consumo de energia e tempo, baixa precisão dimensional e pouca flexibilidade (MAJUMDAR e MANNA, 2003). Ainda na têmpera a chama o controle da temperatura é muito difícil, possibilitando um superaquecimento do material quando aplicado um ciclo lento de aquecimento ou a dureza e a uniformidade desejada não é atingida quando aplicado um ciclo muito rápido de aquecimento (ASM HANDBOOK HEAT TREATING, 1991). Outros processos superficiais por feixe eletrônico apresentam um alto custo inicial (custo de equipamento) e baixa produtividade (PASHBY et al., 2003). Recentemente têm-se utilizado os lasers de CO2 e os HPDLs (High Power Diodo Lasers) chamados de lasers por diodo de alta potência, para produzir camadas superficiais mais duras, conseqüentemente mais resistentes nos materiais 20 Capítulo 1 Introdução ferrosos via processo de transformação de fases (PASHBY et al., 2003). A utilização dos lasers com alta potência iniciou nas últimas duas décadas e a têmpera superficial a laser por diodo é uma técnica aplicada para otimizar propriedades tribológicas e aumentar a vida útil de componentes automobilísticos como eixos, virabrequins, engrenagens e outros (SELVAN et al., 1999), sendo ainda uma tecnologia crescente aplicada em escala industrial. A utilização de lasers na têmpera superficial propicia inúmeras vantagens em relação aos métodos citados acima. Com o laser por diodo têm-se um melhor controle do processo, principalmente em se tratando da temperatura de austenitização e da velocidade, além do processo ocorrer em pequenos ciclos de tempo (KENNEDY et al., 2004). Com a aplicação do laser por diodo o superaquecimento do material é evitado por meio de um pirômetro acoplado no sistema que garante o controle da temperatura do processo, e a potência é ajustada automaticamente pelo equipamento de acordo com a temperatura e a velocidade definida. A possibilidade de realizar tratamentos em áreas localizadas, transportar a radiação por fibra ótica, obter uma mínima distorção (controle dimensional) e uma maior taxa de absorção são outras vantagens dos HPDL’s. O calor gerado na peça através da absorção do laser é controlado para garantir a austenitização da microestrutura e posterior transformação desta camada em martensita, através da rápida dissipação do calor por toda a peça (ASM HANDBOOK, SURFACE ENGINEERING, 1994). O objetivo da têmpera superficial a laser, aumentar a dureza dos materiais e conseqüentemente melhorar suas propriedades mecânicas é atingido através da interação entre os parâmetros de processamento, temperatura de austenitização e velocidade, visto que a demanda da potência é função destes parâmetros. Havendo uma procura das indústrias automotivas em aços ferramenta que apresentem uma boa resistência ao desgaste superficial aliada a uma boa tenacidade, a têmpera superficial a laser por diodo é uma das alternativas existente no mercado para se atingir tais propriedades finais desejadas. Capítulo 1 Introdução 1.1 21 Objetivo Geral O objetivo geral deste trabalho é estudar o efeito dos parâmetros da têmpera superficial a laser por diodo (temperatura de austenitização e velocidade de processamento) na microestrutura da camada superficial temperada dos aços ferramenta para trabalho a frio o VF800AT, VD2, VC131 (aços Villares). 1.2 Objetivos Secundários Como objetivos secundários poderão ser analisados: • Estudar o efeito dos parâmetros da têmpera superficial a laser por diodo na resistência ao desgaste destes aços; • Estudar o efeito da sobreposição do feixe do laser na microestrutura dos aços temperados superficialmente a laser. 22 Capítulo 2 Revisão Bibliográfica 2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA Será apresentada neste capítulo a revisão da literatura relacionada ao processo de têmpera superficial a laser por diodo nos aços ferramenta para trabalho a frio. 2.1 Laser O laser (Light Amplification Stimuled Emission Radiation) é uma amplificação da luz por emissão estimulada de radiação, sendo um dispositivo que produz radiação eletromagnética com características muito especiais: o laser é monocromático (possui freqüência muito bem definida), é coerente (possui relação de fase bem definida) além de ter baixa divergência, produzindo ondas de luz com o mesmo comprimento de onda e na mesma direção (STEEN, 1998). Seguramente o laser é uma das maiores inovações do século XX. Seu desenvolvimento continuado foi um capítulo excitante na história da ciência, da engenharia e da tecnologia. O laser emergiu como uma ferramenta atraente e um instrumento de pesquisa com potencial para uma extraordinária variedade de aplicações, além de uma fonte versátil de pura energia (MAJUMDAR e MANNA, 2003). O início da teoria do laser se deu por Einstein em 1917 com a teoria do fóton. Kopfermann & Ladenburg em meados de 1940 apresentaram os experimentos que confirmaram a previsão de Einstein. Em 1960, Maiman desenvolveu o primeiro laser, o laser rubi, e nos anos subseqüentes de 1962 a 1968 muitas pesquisas foram realizadas e quase todos tipos de lasers foram inventados nesta fase, como os lasers coloridos, o Nd:YAG (neodímio dopado em granada de alumínio ítrio), CO2 (dióxido de carbono), e também os lasers semicondutores, como o diodo (AlGaAs arsenieto de gálico-alumínio). A partir de 1968 os lasers foram fabricados com mais confiabilidade e durabilidade o que proporcionou sua utilização em aplicações industriais (corte, solda e marcação), e a partir de 1980 os lasers começaram a ser explorados na engenharia de superfície, na utilização de tratamentos térmicos, 23 Capítulo 2 Revisão Bibliográfica revestimentos de camadas, deposição de filmes finos e outros (MAJUMDAR e MANNA, 2003). O laser de diodo construído de semicondutores, também conhecido como HPDLs (Lasers Diodo com Alta Potência), foi desenvolvido pouco tempo depois do primeiro laser rubi, e inicialmente sua taxa de produção era muito baixa e a sua operação era restringida a temperaturas criogênicas (abaixo de -150ºC). Desde então inúmeras pesquisas foram conduzidas sobre a estrutura cristalina dos diodos para aperfeiçoamento de sua manufatura, sendo que em 2002 o mercado total do laser de diodo atingiu cerca de U$ 366 bilhões, porém apenas 0,3% deste mercado foi direcionado a aplicação do laser de diodo em processamento de materiais (KENNEDY et al., 2004). A Tabela 2.1 mostra o ano das descobertas dos lasers assim como sua comercialização e suas aplicações, entretanto, novos lasers como o Disk-Laser e o laser a fibra foram desenvolvidos recentemente. Tabela 2.1 – Descoberta, comercialização e aplicação dos lasers utilizados em indústrias (MAJUMDAR e MANNA, 2003) Descoberta (ano) Comercialização (ano) Ruby 1960 1963 Metrologia e aplicações medicinais Nd-Glass 1961 1968 Medição de velocidade e dimensionais Diodo (semicondutores) 1962 1965 He-Ne (Helio-Neônio) 1962 - Dióxido de carbono (CO2) 1964 1966 Corte e solda Nd:YAG 1964 1966 Solda, técnicas analíticas Íon Argônio 1964 1966 Aplicações em medicina Laser de centro de cor 1966 1969 Detecção de poluição Excimer 1975 1976 Tratamento de materiais Laser Aplicações típicas Aplicações biomédicas, solda e endurecimento superficial Alinhamento de mecanismos, medição de velocidade Para a formação de um laser devem ser satisfeitas três condições fundamentais: em primeiro lugar é necessário um material ativo, ou seja, uma coleção de átomos, moléculas ou íons que emitam radiação na parte óptica do espectro. Em segundo lugar deve ser satisfeita uma condição conhecida de inversão de população. Esta condição, geralmente não satisfeita em nosso ambiente natural, é gerada por um processo de excitação denominado bombeamento que transforma o 24 Capítulo 2 Revisão Bibliográfica material ativo em meio amplificador de radiação. E em terceiro lugar é indispensável dispor de uma reação óptica para que o sistema composto por esta reação óptica e pelo meio ativo promova uma oscilação laser (MAILLET, 1987). Os lasers podem gerar potências muito baixas (~mW) a potências extremamente altas (1-100 kW), sendo esta potência focada em um feixe de dimensão bastante preciso, aliado a um tempo de pulsação que pode variar de 10-3 a 10-15s em qualquer tipo de material. O laser é distinguido de outras radiações eletromagnéticas pela sua coerência, monocromaticidade e habilidade de propagação em uma linha direta, resultando num campo bastante amplo de aplicações, sendo as baixas potências utilizadas para comunicação, metrologia, entretenimento e com altas potências utilizadas na área química, medicinal e na engenharia de superfícies (MAJUMDAR e MANNA, 2003). 2.1.1 Tipos de Laser Os diferentes tipos de lasers são classificados de acordo com o comprimento de onda e com o estado ou as propriedades físicas do material ativo. Conseqüentemente, há lasers formados a partir de gases, cristais ou de semicondutores (MAJUMDAR e MANNA, 2003). Exemplos de lasers formados de gases são o CO2 (dióxido de carbono), o He-Ne e Íon argônio; o Nd: YAG (neodímio dopado em granada de alumínio ítrio) é um exemplo de laser formado de cristais e o laser por diodo (AlGaAs – arsenieto de gálio-alumínio) é um exemplo de laser formado através de semicondutores, que consiste em um transdutor que transforma energia elétrica em fótons. Tanto a tecnologia CO2 quanto Nd:YAG necessita de óticas e espelhos para conduzir o feixe do ressonador para o cabeçote. A tecnologia do laser de diodo não necessita de espelhos, pois o feixe é conduzido direto do ressonador para a lente, que é baseado no funcionamento de semicondutores. Outra diferença entre os sistemas de HPDLs (High Power Diode Lasers) e as outras fontes de laser é a quantidade de feixes gerados entre eles. O sistema de CO2 e o de Nd:YAG geram um único feixe de laser, aparentando um perfil de feixe irregular decorrentes de pequenas variações durante a excitação do material ativo (por exemplo CO2). O sistema de sobreposição do feixe do laser de diodo compensa estas flutuações Capítulo 2 Revisão Bibliográfica 25 dentro do feixe individual, promovendo um feixe combinado e com uma excelente estabilidade (KENNEDY et al., 2004). Na tecnologia de CO2 e Nd:YAG também há outras restrições como menor coeficiente de absortividade e não haver controle da temperatura de austenitização (PASHBY et al., 2003). Nos últimos anos também surgiu o laser a fibra, que possui uma relativa alta eficiência energética (± 20%), relativo baixo custo por Watt e se apresenta livre de manutenção por 20.000h (GOIA, 2010). O laser formado por semicondutores é considerado como o “laser do futuro”. As principais razões disto são por seu sistema ser compacto, devido à natureza de sua construção, possuir potencial para produção industrial, ser facilmente integrados em centro de máquinas convencionais ou em robôs e suas características estarem em constante melhoria se tornando cada vez mais eficientes. Em relação ao processo, promovem uma mínima distorção das peças tratadas comparadas com as tecnologias de têmpera por indução, a chama e outros tipos de lasers como o CO2 e Nd:YAG. Como desvantagem o sistema do laser por diodo a partir da formação de semicondutores, possui a vida útil abaixo dos outros tipos de lasers utilizados em processamento de materiais, pois seu limite de operação é de 10.000 horas. A manutenção e o custo dos HPDLs, entretanto são menores que os outros tipos de lasers (KENNEDY et al., 2004). A Figura 2.1 (a) mostra que a potência efetiva do laser resulta em um feixe largo e divergente em até 45º na direção perpendicular a linha de emissão, direção que possui uma distribuição de energia Gaussiana (eixo rápido), e até 10º na direção paralela a linha de emissão direção que possui uma distribuição energia top-hat (eixo lento). A Figura 2.1 (b) mostra que a formação do feixe do laser se dá pelo empilhamento de diodos e pela colimação do eixo rápido e do eixo lento através de micro-lentes cilíndricas que produzem um perfil de feixe paralelo com distribuição de energia top-hat na direção lenta e distribuição Gaussiana na direção rápida com a geometria de um retângulo. Este perfil de feixe é vantajoso para muitas aplicações onde um aquecimento uniforme é necessário, como nos processos de têmpera superficial, formação de ligas e revestimento de camadas (KENNEDY et al., 2004). Capítulo 2 Revisão Bibliográfica 26 Figura 2.1 – Laser por diodo. (a) Distribuição da intensidade da potência; (b) Montagem de um conjunto de diodos com a correção óptica e o feixe gerado (KENNEDY et al., 2004). No presente estudo, foi utilizado o equipamento da empresa COMP – Pinhais (PR), composto de um laser por diodo da Laserline® como fonte de aquecimento da têmpera superficial que possui adicionalmente um pirômetro adaptado nas lentes do sistema para controle da temperatura de austenitização. O equipamento montado sobre um robô Kuka possui uma potência máxima de 4.600 W e sua radiação é transportada por fibra ótica. 2.1.2 Coeficiente de refletividade e absortividade Para se entender as capacidades e limitações do uso do laser como ferramenta para o processamento dos materiais é necessário conhecer os processos físicos que ocorrem na interação do laser com o material. Quando a radiação laser atinge uma superfície, parte da energia da radiação é absorvida, parte atravessa a superfície e outra parte é refletida. A energia absorvida é responsável pelo aquecimento da superfície (MAILLET, 1987). Capítulo 2 Revisão Bibliográfica 27 O fator primordial no processamento de materiais a laser para atingir as especificações desejadas é o coeficiente de absortividade, que define quanto da luz que chega a superfície é realmente absorvida pelo material. Este coeficiente dependente do comprimento de onda do laser aplicado. A Figura 2.2 apresenta a relação entre o coeficiente de refletividade de alguns metais como aço carbono, níquel, alumínio, cobre e prata em função do comprimento de onda dos três tipos de lasers: HPDL (diodo), Nd:YAG e CO2 (KENNEDY et al., 2004). Figura 2.2 – Coeficiente de refletividade dos materiais em função do comprimento de onda dos lasers (KENNEDY et al., 2004). A Figura 2.2 mostra que o feixe do laser CO2 tem um comprimento de onda de 10,6 µm, enquanto o feixe do laser Nd:YAG é de 1,06 µm. O comprimento de onda do feixe do laser por diodo dependendo de sua potência varia de 0,8 µm à 0,94 µm. Por este comprimento de onda ser menor do que o CO2 e o Nd:YAG, os lasers por diodo possuem um menor coeficiente de refletividade, entre 0,57 a 0,61, o que propicia um maior coeficiente de absortividade nas superfícies dos materiais metálicos. O coeficiente de refletividade do CO2 é de aproximadamente 0,9, como mostra a figura para o aço carbono, e acima de 0,6 para o Nd:YAG. O coeficiente de 28 Capítulo 2 Revisão Bibliográfica refletividade do laser por diodo é de aproximadamente 0,57 para o aço carbono e de 0,7 para o alumínio (KENNEDY et al., 2004). Os termos de refletividade e absortividade são utilizados na literatura para expressar as propriedades ópticas dos materiais (PANTASAR e KUJANPAA, 2006), e numa mesma temperatura e no mesmo comprimento de onda, podemos correlacioná-los como: A=1-R Eq. 2.1 A Equação 2.1 define que a quantidade de luz absorvida por uma superfície metálica é proporcional a 1-R. No caso do laser por diodo, com um comprimento de onda de 0,8 µm, onde R é próximo de 0,57, a absortividade (A) será de aproximadamente 0,43 para os aços carbono. Entretanto, um laser de CO2 terá aproximadamente 0,1 de absortividade para o mesmo material, o que implica na necessidade de adicionar um revestimento como, por exemplo, grafite, para aumentar o coeficiente de absortividade (PASHBY et al., 2003). Entretanto, o coeficiente de refletividade dos materiais não depende exclusivamente do comprimento de onda dos lasers, mas também dos parâmetros do processo. Como observado por Gutu et. al. (2002) um aumento da absortividade superficial de até quatro vezes maior quando utilizado ângulos do feixe de 70°-80° na têmpera superficial a laser de CO2, podendo estes resultados ser atingidos com os outros tipos de lasers (KENNEDY et al., 2004). Experimentos realizados por Pantasar e Kujanpaa (2006), mostraram que, aplicando o laser por diodo com maiores temperaturas e menores velocidades corroboram para maiores coeficientes de absortividade. 2.1.3 Processos de Materiais a Laser O aumento da demanda no processamento de materiais a laser pode ser atribuído às suas vantagens exclusivas de alta produtividade, eliminação da operação de acabamento, custo reduzido de processo, automação, produtos com maior qualidade e a geração de uma mínima Zona Termicamente Afetada (ZTA). Capítulo 2 Revisão Bibliográfica 29 Os processos de materiais a laser são classificados em duas categorias: (a) aplicações com altas potências para induzir a mudança de estado físico e (b) aplicações com potência limitada para não envolver alterações de estado físico. Na primeira categoria com alterações de estado sólido→líquido temos como exemplo os processos de solda, brasagem, deposição e refusão; e com alterações do estado sólido→vapor, têm-se os processos de corte e deposição/camada. Na segunda categoria sem alterações de estado físico, sólido→sólido, como exemplos têm-se a têmpera superficial e o recozimento por semicondutores (MAJUMDAR e MANNA, 2003). O domínio dos diferentes processos de materiais a laser está em função da aplicação adequada da densidade de potência (energia por área) e sua interação com o tempo. A Figura 2.3 apresenta um mapa dos diferentes processos de tratamento a laser em função da densidade de potência e do tempo (MAJUMDAR e MANNA, 2003). Figura 2.3 – Mapa dos diferentes processos de materiais a laser em função da densidade de potência e o tempo (MAILLET, 1987). Capítulo 2 Revisão Bibliográfica 30 Da análise da Figura 2.3 pode-se concluir que é possível obter processos de aquecimento, fusão e vaporização por meio do ajuste da densidade de potência e do tempo, de acordo com o objetivo do tratamento. Os processos que envolvem vaporização, que se encontram na região direita superior da Figura 2.3 como o corte e a marcação a laser, determinam um aquecimento do material muito acima do ponto de fusão, removendo material no estado de vapor. Processos de vaporização necessitam de uma densidade de potência maior do que os processos de fusão e aquecimento e um maior ciclo de tempo. Já os processos de fusão, na região intermediária da Figura 2.3, como formação de ligas, solda e revestimento de camadas determinam um aquecimento a temperaturas um pouco acima do ponto de fusão do material e requerem maiores densidades de potência do que nos processos de aquecimento. Na região esquerda inferior da Figura 2.3, processos de aquecimento como a têmpera superficial requerem menor densidade de potência e menor tempo de interação do feixe com o material do que os processos de fusão e vaporização, sem chegar à fusão (MAILLET, 1987). A densidade de potência utilizada para o processo de têmpera a laser é muito menor do que a densidade de potência utilizada para corte e solda, podendo variar de 1000 a 2000 W/cm2, e ocasionalmente potências bem maiores como 5000 W e bem menores como 500 W/cm2 (ASM HANDBOOK, HEAT TREATING, 1991). 2.2 Engenharia de Superfícies a Laser Os tratamentos superficiais por laser são hoje uma realidade industrial, com diversas aplicações, mas com o mesmo objetivo de melhorar certas propriedades superficiais dos materiais, tais como: mecânica (dureza, resistência a fadiga); tribológica (atrito, desgaste) e química (corrosão). A percepção destes benefícios levou a criação de mais um ramo dentro da engenharia, a engenharia de superfície. Os processos da engenharia de superfície a laser são divididos em dois grandes grupos. O primeiro deles envolve apenas modificação microestrutural na superfície sem adição de material, estando incluso neste grupo a têmpera, a fusão/refusão e a texturização. O segundo grupo envolve a adição de um novo Capítulo 2 Revisão Bibliográfica 31 elemento ou material à superfície, como os processos de formação de ligas e revestimento de camadas (MAJUMDAR e MANNA, 2003). Processos como a cementação, a nitretação, a têmpera a chama e por indução são amplamente utilizados na engenharia de superfícies, entretanto possuem certas limitações, as quais são: alto consumo de energia e tempo, baixa precisão dimensional e pouca flexibilidade (MAJUMDAR e MANNA, 2003). Ainda na têmpera a chama é difícil o controle da temperatura podendo ocorrer superaquecimento do material quando um ciclo de aquecimento lento é empregado ou pode-se não atingir a dureza e a uniformidade desejada na superfície quando um ciclo de aquecimento muito rápido é empregado (ASM HANDBOOK HEAT TREATING, 1991). O feixe do laser utilizado nos processos da engenharia de superfícies tem capacidade de modificar a camada dos materiais em uma profundidade de 0,01 a 5 mm, dependendo dos parâmetros do processo, embora profundidades de 0,05 mm a 1 mm sejam as mais comuns de serem produzidas (ASM HANDBOOK, SURFACE ENGINEERING, 1994). No presente estudo, a técnica de têmpera superficial a laser por diodo será tratada com maior ênfase a seguir. 2.3 Metalurgia da Têmpera Têmpera é um tratamento térmico que envolve um conjunto de operações de aquecimento e resfriamento a que são submetidos materiais metálicos, sob condições controladas de temperatura, velocidade de resfriamento e atmosfera conferindo ao material um aumento da dureza e conseqüentemente da resistência mecânica. O diagrama de equilíbrio de transformação isotérmica (TTT) ferro-carbono é sem dúvida de fundamental importância para o aproveitamento dos tratamentos térmicos, entretanto as condições usuais de processamento metalúrgico ocorrem em condições fora do equilíbrio, com transformações por resfriamento contínuo (TRC), especialmente processos a laser que possuem ciclos curtos de aquecimento e resfriamento, deslocando as linhas de transformação do diagrama de equilíbrio. Capítulo 2 Revisão Bibliográfica 32 O objetivo da têmpera em ligas de ferro-carbono é atingido com a formação da estrutura martensítica (fase α’), por meio de uma alta taxa de resfriamento, reduzindo a ocorrência da transformação da austenita (fase γ) em outros produtos, como a perlita ou bainita. Como o espaço disponível para os átomos de carbono é menor no ferro-α’ do que no ferro-y, os átomos de carbono expandem a rede, gerando uma tensão interna e aumentando a dureza do aço. A nova microestrutura formada com esta transformação de fase sem difusão é chamada de martensita, uma solução sólida supersaturada de carbono, apresentando uma estrutura tetragonal de corpo centrado (TCC), resultante da distorção ocorrida na estrutura cúbica de corpo centrado (CCC) (K-E THELNING, 1984). Esta transformação é associada a um aumento de aproximadamente 4% no volume da estrutura final. (REED-HILL, 1982 e PORTER, 1994). A martensita é uma fase metaestável, e entre as várias microestruturas que podem ser produzidas para uma dada liga de aço é a que possui maior dureza, entretanto a mais frágil (CHIAVERINI, 1990). Como a têmpera resulta também em tensões internas e uma redução da ductilidade, o tratamento térmico de revenido geralmente é utilizado na seqüência para eliminar tais inconvenientes e atingir um equilíbrio entre as propriedades mecânicas de dureza e ductilidade. Na têmpera superficial a laser, o revenido não é necessário, pois as alterações microestruturais se dão em uma camada superficial de aproximadamente 2 mm, mantendo o núcleo com suas propriedades inalteradas. A transformação da martensita ocorre quando o material passa por uma temperatura de equilíbrio que separa os intervalos de instabilidade das fases existentes. Abaixo desta temperatura, a energia livre do material diminui quando ele passa de uma fase estável em alta temperatura para outra estável em baixa temperatura. Essa variação de energia livre é a principal força motriz para a reação martensítica. A força motriz promove deslocamentos entre os átomos de carbono inferiores a uma distância interatômica (REED-HILL, 1982). Na nucleação martensítica, pequenos deslocamentos significam que a reação apresenta elevadas taxas de transformação, por sua vez as altas taxas de transformação significam a ausência de difusão de longo alcance. Contudo, ainda hoje, não existe uma teoria totalmente aceita para explicar a nucleação da martensita (PORTER, 1994). Capítulo 2 Revisão Bibliográfica 33 A nucleação da martensita é uma etapa importante para a resistência do aço, pois esta etapa influencia na forma e dimensão da ripa final. Em aços hipoeutetóides com teores de carbono inferior a 0,5% em peso, a martensita possui forma de lamelas ou ripas, e aços eutetóides/hipereutetóides com médio/alto teor de carbono (acima de 0,77%C) a morfologia é de placas de martensita (REED-HILL,1982). Quando os grãos de austenita são pequenos, o espaço para as agulhas de martensita se desenvolverem é menor, gerando uma estrutura mais refinada, caso que ocorre com a têmpera a laser. Grãos maiores de austenita facilitam a obtenção de martensita, pois a distância necessária para o deslocamento dos átomos de carbono no centro dos grãos de austenita para a formação de novas fases é maior. Porém, grãos maiores também facilitam a obtenção de austenita retida. Após o resfriamento de aços com mais de 0,4%C, uma parte da austenita pode permanecer na estrutura em mensuráveis quantidades, e esta austenita que não é transformada em martensita chamamos de austenita retida (PORTER, 1994). A austenita retida pode ser formada de duas maneiras. A primeira ocorre ao interromper o resfriamento antes de cruzar Mf (temperatura final de formação da martensita) e a segunda devido às tensões impostas pela variação de volume na formação das agulhas de martensita. Cada agulha/placa que se forma gera tensões compressivas tanto na martensita quanto na austenita em sua volta, e em um dado instante, a compressão pode ser tão grande que a transformação da austenita em martensita fica impedida (PORTER, 1994). No presente estudo, a técnica de têmpera superficial a laser promove uma microestrutura bastante refinada com uma quantidade considerável de austenita retida, que na seqüência será discutida em maiores detalhes. 2.4 Têmpera Superficial a Laser A têmpera superficial a laser é um processo útil para endurecer áreas localizadas e o calor gerado na peça através da absorção do laser é controlado para garantir a austenitização da microestrutura e posterior transformação desta camada em martensita, através da rápida dissipação do calor por toda a peça (ASM HANDBOOK, SURFACE ENGINEERING, 1994). Capítulo 2 Revisão Bibliográfica 34 Na têmpera superficial a laser o tempo de aquecimento é muito menor do que os métodos convencionais, particularmente as temperaturas de austenitização são alcançadas em segundos, ou em frações de segundos, sendo freqüentemente o tempo de aquecimento muito menor que o tempo de resfriamento (ASM HANDBOOK, HEAT TREATING, 1991). Burakov et al 1993 indicam que a etapa de aquecimento de um processo a laser pode ocorrer a elevadas taxas de até 1,0 a 1,5 x 106 ºC/s e o resfriamento para um aço ferramenta ocorre também muito rapidamente, na faixa de 6 a 7 x 103º C/s (Burakov et al 1993 apud Assumpção 2001). Um diagrama de fases esquemático do sistema Fe-C é apresentado na Figura 2.4. Neste diagrama estão indicadas as faixas da temperatura de austenitização e composições de partida para a têmpera convencional e para a têmpera a laser. Figura 2.4 – Diagrama esquemático do sistema Fe-C (LIMA 1997 apud GOIA 2010). A Figura 2.4 mostra que as temperaturas de austenitização da têmpera a laser são mais elevadas do que na têmpera convencional, devido ao ciclo de aquecimento da têmpera a laser ser muito maior do que na têmpera convencional. Uma vez finalizado a austenitização, é preciso resfriar o material o mais rapidamente possível para a formação da martensita. Embora as duas faixas estejam delimitadas pela linha A3 e solidus, a temperatura de austenitização é muito maior para a têmpera a laser, aumentando assim a dissolução dos elementos de liga na matriz fazendo com 35 Capítulo 2 Revisão Bibliográfica que os grãos de austenita se tornem maiores, dificultando transformações difusionais. Com a temperatura maior para o processo a laser, o carbono se difunde mais rapidamente e diminui o tempo para que haja homogeneização e o grão se torne austenítico, o que é muito recomendável para um processo rápido como a têmpera a laser. O gradiente térmico elevado, no caso do laser, também assegura uma penetração térmica maior em tempo menor, gerando maior profundidade de endurecimento. A velocidade de aquecimento também é maior para o têmpera a laser, fazendo com que a temperatura eutetóide (E) suba (GOIA, 2010). As altas taxas de aquecimento e de resfriamento promovem durezas consideravelmente maiores do que as atingidas em processos convencionais (ASM HANDBOOK, HEAT TREATING, 1991). A principal característica da têmpera superficial a laser por diodo é a sua capacidade de dirigir uma alta densidade de potência sobre uma região localizada na superfície a ser tratada. A distribuição da energia (densidade de potência) do feixe do laser no material ocorre de duas formas, como mostra a Figura 2.5. Feixe do laser Largura do feixe Top-Hat Direção do feixe Amostra Zona temperada Perfil de microdureza Gaussiana Figura 2.5 – Distribuição da energia do feixe do laser na peça tratada (ASM HANDBOOK, SURFACE ENGINEERING, 1994). Capítulo 2 Revisão Bibliográfica 36 A Figura 2.5 mostra que a distribuição de energia na amostra ocorre: na dureza de topo (sentido transversal ao feixe) em forma de “top hat”, ou seja, se tem a formação de um gradiente de dureza onde no centro do feixe as durezas são mais elevadas do que nas bordas, e no perfil de dureza (profundidade de endurecimento) em forma “gaussiana” (KENNEDY et al., 2004). Quando o feixe atinge a superfície do material, parte desta energia é absorvida em forma de calor pela superfície. Se a densidade de potência do feixe do laser for suficientemente alta, o calor gerado na superfície será muito maior do que a taxa de calor conduzido para o restante do material, gerando um acréscimo rápido e localizado da temperatura na região do feixe. Conseqüentemente em um curto espaço de tempo uma fina camada superficial alcança temperaturas de austenitização, enquanto o interior do material ainda está frio. Com o movimento do feixe do laser sobre a superfície, outras regiões são rapidamente aquecidas e subseqüentemente estas regiões serão rapidamente resfriadas através da dissipação do calor para o interior do material após a passagem do laser (ASM HANDBOOK, SURFACE ENGINEERING, 1994). Por meio da definição dos parâmetros do processo (potência, velocidade e temperatura) os materiais podem ser endurecidos a profundidades diferentes, e caso estes parâmetros não estejam adequados a fusão poderá ocorrer (ASM HANDBOOK, SURFACE ENGINEERING, 1994), resultado indesejado no caso da têmpera superficial a laser. A profundidade de endurecimento obtida é também uma resposta do material, mas raramente atingem-se profundidades superiores 2,5 mm (0,1in). Para aços com baixa temperabilidade a profundidade obtida é muito menor, variando de 0,25 mm (0,01in) para aços ao baixo carbono à 1,2 mm (0,05in) para os aços ao médio carbono (ASM HANDBOOK, HEAT TREATING, 1991). Assumpção (2001) estudou o efeito dos parâmetros da têmpera superficial a laser CO2 na microestrutura de um aço de boa usinabilidade e verificou que o parâmetro determinante para se obter têmpera superficial plena é a potência utilizada, sendo que potências menores que 1500 W a austenitização não se completa, e que alterações na velocidade e no foco do feixe implica em ajustes da potência. Capítulo 2 Revisão Bibliográfica 37 Pantelis et al. (2002) analisaram as transformações geradas pela têmpera a laser CO2 na microestrutura do aço estrutural CK60 aplicando sobreposições do feixe do laser. Parte da camada reaquecida é transformada em martensita revenida com uma queda da dureza, e a austenita retida transformada em martensita. Pashby et al. (2003) analisaram o efeito da potência da têmpera superficial a laser por diodo, entre 400 a 1000 W na profundidade de endurecimento dos aços normalizados 080M40 e 817M40 com composições químicas similares de carbono (±0,4%) e de Mn (±0,8%). O aço 817M40 contem outros elementos de liga (Ni, Cr, Mo). Estes autores obtiveram um aumento da dureza do aço 817M40 de 250 para 800 HV a uma profundidade de 0,5 mm e para o aço 080M40 uma dureza máxima de 500 HV a 0,15 mm de profundidade. Estes resultados mostraram que os açosliga são temperáveis em combinações mais baixas de potência e de velocidade de processamento, gerando perfis de dureza maiores do que os aços carbono comuns. Slud et al., (2002) analisaram a influência dos parâmetros da têmpera superficial a laser por diodo no perfil de dureza do aço AISI 1045, e verificaram que com a potência constante e com o aumento da velocidade há uma redução da profundidade tratada. Já com a velocidade constante e um aumento da potência há um aumento da profundidade tratada. O aço atingiu um ganho da dureza de 200 HV para aproximadamente 700 HV a uma profundidade de 0,6 mm. LUSQUINOS et al., (2007) também fizeram o mesmo estudo, entretanto utilizaram a potência constante e variaram as temperaturas de austenitização de 750 ºC e 800ºC, obtendo um ganho da dureza de 200 para 650 HV a uma profundidade de 0,3 mm com a maior temperatura. Miralles (2003) relatou a comparação dos processos de têmpera superficial a laser por diodo e têmpera por indução na resistência ao desgaste em ferramentas de corte. Em todos os parâmetros estudados a têmpera a laser obteve resultados superiores a têmpera por indução. Miokovic et al., (2007) utilizaram um laser por diodo para obter diferentes microestruturas no aço AISI 4140. Estes autores verificaram que a quantidade de austenita retida e da martensita pode ser controlada pelos ciclos térmicos. Portanto, diferentes propriedades superficiais são obtidas pela modificação dos ciclos de potência do laser. 38 Capítulo 2 Revisão Bibliográfica 2.5 Têmpera Superficial a Laser em Aços Ferramenta Com base em características comuns os aços são classificados em grupos como: a composição química (ex.: aços-carbono e aços-liga); o processo de fabricação (ex.: aços laminados a quente ou a frio); a forma de produto (ex.: acabado como barras, chapas, e outros). Dentro do grupo dos aços-liga temos os aços ferramenta, cuja fabricação exige maiores cuidados, desde a fundição, transformação mecânica até o tratamento térmico final. Suas propriedades mecânicas como tenacidade, resistência mecânica aliadas à possibilidade de otimização de algumas propriedades como a dureza e a resistência ao desgaste, favorecem sua utilização em uma variedade de aplicações industriais (CHIAVERINI, 1990). Os aços ferramenta representam uma pequena, entretanto importante parte do segmento total da produção dos aços e são fabricados e processados seguindo todas as exigências de normas de qualidade para atingir as propriedades mecânicas que demandam suas aplicações, principalmente em ferramentas, matrizes e componentes mecânicos (ASM International, Heat Treater’s Guide, 1995). Estes aços são classificados pelo sistema AISI (The American Iron Steel Institute System), diferenciados por letras com base em características similares, como a composição química, o método de tratamento térmico, especificamente a têmpera, e pela aplicação de trabalho. Existem mais de 100 tipos de aços ferramenta dentre as designações: aços temperados a água (W); resistentes ao impacto (S); aços ferramenta para trabalho a frio temperado em óleo (O); aços ferramenta de média liga para trabalho a frio temperados ao ar (A); aços ferramenta para trabalho a frio (O e A), com altos teores de carbono e cromo (D); aços ferramenta para moldes (P); aços ferramenta para trabalho a quente com altos teores de cromo, tungstênio e molibdênio (H); aços ferramenta rápido com tungstênio (T) e aços ferramenta rápido com molibdênio (M) (CHIAVERINI, 1990). Os aços ferramenta para trabalho a frio desta pesquisa, VD2 e o VC131 (aços Villares da série AISI D) são utilizados em aplicações críticas, onde demandam alta resistência ao desgaste, estabilidade dimensional (MESQUITA E BARBOSA, 2005) e normalmente atingem elevada dureza, da ordem de 700 HV (60 HRC). Nestas Capítulo 2 Revisão Bibliográfica 39 aplicações, também vem sendo muito empregado um aço desenvolvido pela Villares Metals, denominado VF800AT que possui como principais propriedades alta resistência ao desgaste associada à alta tenacidade (MESQUITA, ANDRIJAUSKAS E BARBOSA, 2001). Há uma procura das indústrias automotivas em aços ferramenta que apresentem elevada dureza, boa resistência ao desgaste aliada a uma alta tenacidade, o que está associado diretamente à sua microestrutura. Para aplicações em matrizes de corte e estampagem, aços para trabalho a frio são comumente utilizados, adicionados tratamentos de superfície para atingir todas as propriedades mecânicas que demandam suas aplicações. Neste contexto, o processo de têmpera superficial a laser por diodo se apresenta como uma alternativa para melhorar as propriedades mecânicas superficiais destes aços, transformando uma fina camada superficial (de aprox. 2 mm) em uma microestrutura martensítica, ou seja, com elevada dureza e resistência mecânica, contudo mantendo o núcleo tenaz. Muitos fatores influenciam nos resultados da têmpera em aços ferramenta, os quais veremos a seguir em maiores detalhes. A composição química e os elementos de ligas adicionados nos aços ferramenta é um destes fatores, essencialmente com a adição do cromo (Cr). Esta influência fica mais clara visualizando a Figura 2.6 num diagrama pseudobinário FeCr-C para um aço com 5% de Cr (a) e para um aço com 13% de Cr (b). Este diagrama é limitado pelos três diagramas binários Fe-C, Cr-C e Fe-Cr e as fases austenita, ferrita e líquido são representadas por A, F e L respectivamente. Na prática, as aplicações deste diagrama são limitadas, porque as condições de equilíbrio não são alcançadas e a adição de outros elementos de liga altera as fases observadas em ligas Fe-Cr-C puras. Por outro lado, o diagrama de equilíbrio fornece subsídios em relação aos tipos de carbonetos e fases metálicas que são estáveis para uma dada composição e temperatura, assim como informações qualitativas sobre o limite de solubilidade de carbono e do cromo na austenita com a variação de temperatura (COSTA 1985 apud PEREIRA 2006). Capítulo 2 Revisão Bibliográfica 40 Figura 2.6 - Diagramas pseudobinário Fe-Cr-C. (a) 5% de cromo (FORGENG et al. 1973 apud PEREIRA 2006); (b) 13% de cromo (BUNGARDT et al., 1958 apud PEREIRA 2006) A Figura 2.6 (a) e (b) mostra comparativamente o efeito do aumento do teor de cromo na redução do campo austenítico (A), diminuindo a solubilidade do carbono na austenita. Considerando a completa austenitização dos aços indicados VF800AT, VD2 e VC131, os carbonetos formados poderão ser do tipo M7C3, onde “M” pode ser V, W, Mo, Cr, Mn e Mo que são elementos formadores de carbonetos presentes na composição dos materiais deste estudo (SMITH, 1998). Cada tipo de aço tem estabelecido uma faixa de temperatura mínima para ocorrer as transformações e a dissolução dos constituintes. Para a têmpera, essa faixa de temperatura é definida para atingir a máxima dureza e ao mesmo tempo manter uma estrutura de granulação fina (K-E THELNING 1984). Neste contexto, a taxa de aquecimento tem um efeito sobre a taxa de transformação e dissolução dos constituintes, como mostra a Figura 2.7, indicado para um aço hipereutetóide, como os aços estudados neste trabalho. Capítulo 2 Revisão Bibliográfica 41 Figura 2.7 – Diagrama de Tempo-Temperatura de Austenitização, aquecimento contínuo - Aço hipereutetóide (K-E THELNING, 1984). A Figura 2.7 mostra que para se obter uma austenita homogênea e a completa dissolução dos carbonetos é necessário aliar a temperatura de austenitização com a taxa de aquecimento. Como exemplo para os aços hipereutetóides, é necessário uma taxa de aquecimento de 10ºC/s e uma temperatura de austenitização de aproximadamente 1100ºC para atingir uma austenita homogênea e a completa dissolução dos carbonetos (“X” indicado na Figura 2.7). A aplicação de diferentes taxas de aquecimento e temperaturas de austenitização poderão resultar numa austenita não homogênea com carbonetos não dissolvidos, ou até ferrita com uma incompleta austenitização. Este efeito ocorre para os aços-liga, principalmente com elevado percentual de cromo, os quais necessitam de temperaturas elevadas e um Capítulo 2 Revisão Bibliográfica 42 maior tempo de encharque na temperatura de austenitização para a dissolução dos carbonetos (K-E THELING, 1984). Os procedimentos aplicados a têmpera a laser ficam longe do diagrama de equilíbrio, pois as altas taxas de aquecimento tornam as temperaturas de austenitização mais elevadas, assim como diminuem a temperatura de início de transformação da martensita. A obtenção da máxima dureza na temperatura ambiente também é influenciada pela taxa de aquecimento como mostra a Figura 2.8 para um aço com 1% C após o resfriamento. Figura 2.8 – Efeito da taxa de aquecimento e da temperatura de austenitização na dureza do aço hipereutetóide após tempera (K-E THELNING, 1984). A Figura 2.8 mostra que após o resfriamento a máxima dureza de 900 HV é atingida em um faixa de temperatura de 900 a 1070°C . Com uma taxa de aquecimento de 1ºC/s a temperatura de austenitização fica em torno de 900ºC, já com uma taxa de aquecimento de 1000ºC/s a temperatura de austenitização aumenta para aproximadamente 1070ºC, demonstrando que, taxas de aquecimento maiores elevam as temperaturas de austenitização para a obtenção da mesma dureza. A aplicação de temperaturas superiores a esta faixa, produz uma redução da dureza obtida após a têmpera, devido ao aumento da quantidade de austenita retida na microestrutura (K-E THELNING, 1984). A temperabilidade dos aços é dependente de alguns fatores: da composição química do aço como o teor de carbono e dos elementos de liga e do tamanho e Capítulo 2 Revisão Bibliográfica 43 homogeneidade dos grãos austeníticos. Os elementos de liga aumentam a temperabilidade dos aços até o seu limite de solubilidade no ferro (REED HILL, 1982) e influenciam no resfriamento contínuo, sobre as temperaturas de início de formação da martensita (Mi), reduzindo a taxa de têmpera crítica, abaixando-as consideravelmente, a ponto de evitar sua formação total (CHIAVERINI, 1990). A dureza dos aços-liga com alto teor de cromo, como os aços estudados neste trabalho, também é dependente da temperatura de austenitização e do tempo de encharque nesta temperatura, como mostra a Figura 2.9 (K-E THELING 1984). Figura 2.9 – Dureza do aço ferramenta AISI D2 em função da temperatura de austenitização e do tempo de encharque (K-E THELNING, 1984) A Figura 2.9, mostra que menores tempos de encharque resultam em durezas menores devido à incompleta dissolução dos carbonetos e que tempos maiores de encharque podem resultar na redução de dureza devido ao aumento da quantidade de austenita retida. A quantidade de austenita retida também pode aumentar com elevadas temperaturas de austenitização, quanto maior for esta temperatura, mais baixa é a posição da linha Mi (linha de início de formação da martensita), em razão de se dissolver uma maior quantidade dos carbonetos na austenita, antes do resfriamento (K-E THELING 1984). Apreciáveis quantidades de austenita retida podem estar presentes também a temperatura ambiente juntamente com a martensita, à medida que aumenta o teor de carbono (REED-HILL, 1982). Pantsar (2007) demonstrou os resultados de dureza superficial em um aço ferramenta com aprox. 5%Cr após o processo de têmpera a laser por diodo, comparando amostras resfriadas ao ar e amostras resfriadas com nitrogênio líquido. O maior valor de dureza, 926 HV foi encontrado para a maior temperatura de Capítulo 2 Revisão Bibliográfica 44 austenitização e menor velocidade (T= 1426ºC, V= 1.1 mm/s) após o resfriamento com nitrogênio líquido. No resfriamento ao ar, o maior valor de dureza encontrado, 822 HV, foi obtido para a maior temperatura (T= 1422ºC) e velocidade média de 3.3 mm/s. Nas micrografias das amostras austenitizadas em maiores temperaturas e maiores velocidades, verificou-se uma quantidade maior de carbonetos não dissolvidos na região temperada. A seleção dos parâmetros da têmpera a laser para os aços liga são mais complicados do que os aços carbono comuns, pois os carbonetos são estáveis até mesmo em elevadas temperaturas, e sua dissolução exige um tempo de encharque mais longo na temperatura de austenitização, conforme já comentado anteriormente na Figura 2.7. Sendo uma fase instável e muito mole, a austenita retida reduz drasticamente os benefícios dos tratamentos superficiais a laser, pois esta pode se transformar em serviço causando alterações dimensionais e trincas. Colaço e Vilar (2001) estudaram os efeitos dos parâmetros da refusão a laser CO2 na quantidade de austenita retida no aço AISI 420. Os autores observaram que a quantidade de austenita retida é tanto maior, quanto maior for à velocidade e menor a potência. Colaço e Vilar (2005) ainda analisaram a influência da quantidade de austenita retida na resistência ao desgaste, e verificaram que os melhores resultados em resistência ao desgaste são obtidos com quantidades menores de austenita retida. 2.6 Tensões Residuais O processo de têmpera a laser com a obtenção da martensita gera tensões residuais internas no material, as quais interferem no desempenho e na vida útil dos materiais. Portanto é de grande relevância sua análise qualitativa e quantitativa. As tensões residuais são tensões internas em equilíbrio que existem em um corpo, sobre o qual não há forças externas ou restrições agindo em sua superfície. Estas tensões são uma resposta elástica do material, decorrentes de deformações plásticas, deformações por expansão térmica, transformação de fases, precipitação, e outros (NOYAN E COHEN, 1987). Praticamente todos os processos de produção geram tensões residuais, tendo origem mecânica, química ou térmica. Capítulo 2 Revisão Bibliográfica 45 Existem vários métodos de medição de tensão residual, como difração de raios-x, técnicas de ultra-som, método do furo cego, magnéticos, a laser e outros. Cada método possui um domínio de aplicações bem definido e a escolha de um específico depende de vários fatores, tais como, a natureza do campo de tensão residual, da incerteza de medição, do tipo do corpo de prova, etc. (ASM HANDBOOK, MECHANICAL TESTING AND EVALUATION, 2000). A técnica de difração de raios-X pode ser utilizada para investigar a orientação e a qualidade de cristais isolados e a estrutura de agregados policristalinos, para determinar a estrutura de um cristal, para medir parâmetros do retículo cristalino, para determinar diagramas de fase, para estudar transformações no reticulo cristalino, para análises químicas quando auxiliado por outra técnica e medição de tensões residuais (CULLITY, 1978). O princípio da técnica de difração de raios-X, assim chamados pelo alemão Wilhelm Conrad Roentgen em 1895 devido a sua natureza desconhecida até aquele momento, ocorre quando um feixe de raios-X, se choca contra a superfície de um cristal formando um ângulo θ (CULLITY, 1978). Uma porção destes raios são dispersos pelos átomos da superfície e a porção não dispersa penetra na segunda camada de átomos e mais uma vez, uma fração é dispersa, e a fração que resta penetra na terceira camada de átomos, e assim sucessivamente. O efeito acumulativo dessa dispersão produzida pelos centros regularmente espaçados do cristal é a difração do feixe, da mesma forma que a radiação visível se difrata em uma rede de reflexão. Para que a difração ocorra é necessário que o espaçamento entre os planos dos átomos seja aproximadamente o mesmo, que a largura da onda da radiação e que os centros de dispersão estejam distribuídos no espaço de uma maneira bastante regular. Em 1912, W. L. Bragg tratou a difração de raios por cristais como mostra a Figura 2.10. Neste caso, um feixe estreito de radiação se choca contra a superfície de um cristal formando um ângulo θ. A dispersão ocorre devido à interação da radiação com os átomos localizados em O, P e R. Se a distância corresponder a Equação 2.2, sendo n um número inteiro, a radiação dispersada estará em fase em OCD e o cristal parecerá refletir a radiação X (SKOOG et al, 1998). 46 Capítulo 2 Revisão Bibliográfica Figura 2.12– Difração de raios-X produzida por um cristal (SKOOG et al., 1998). Eq. 2.2 AP + PC - nλ Porém, como AP é igual a PC, e PC é igual a dsenθ, onde d é a distância interplanar, pode-se concluir que as condições para ter uma interferência construtiva do feixe que forma um ângulo θ com a superfície do cristal são descritas pela Lei de Bragg, apresentada na Equação 2.3 (SKOOG et al, 1998). nλ= 2d senθ Eq. 2.3 Na Equação 2.3, n é a ordem de reflexão, a qual deverá ser um número inteiro consistente com o senθ. Assim, tem-se uma expressão simples relacionando o comprimento de onda do raio-x com a distância interplanar e com o ângulo do feixe difratado. O método de difração de raios-X é um método não destrutivo para medição de tensões residuais, ou mais precisamente, deformações devido às tensões residuais. A deformação pode ser medida apenas na superfície onde a tensão no elemento investigado é aliviada na direção normal à superfície devido à falta de compressão nessa direção. Este método depende da regularidade dos espaçamentos dos planos atômicos, dos quais são alterados de acordo com tensões elásticas. O espaço interplanar medido em relação ao espaço interplanar original gera uma unidade de deformação que pode ser interpretada em termos da tensão final (ALMEN e BLACK, 1963). Capítulo 2 Revisão Bibliográfica 47 A Figura 2.11 (a e b) esquematiza os dois métodos básicos de medição de tensões residuais. Como a penetração dos raios-X está limitada a apenas dois ou três cristais da superfície, deve-se assumir que a tensão na região investigada é paralela a superfície. Na Figura 2.11 (a) é apresentada a posição normal do goniômetro quando a direção do arranjo de planos está paralela a superfície. O feixe refletido irá obedecer a Lei de Bragg, Equação 2.3 (ALMEN e BLACK, 1963). Figura 2.11 – Difratômetro. (a) difração de raios-X; (b) medição de tensões residuais por difração de raios-X (CULLITY, 1978). Pode ser visto na Figura 2.11 que a medição de tensões por difração de raiosX é gerada pela mudança do ângulo de difração, resultando de uma diferença pequena em espaços interplanares de dois planos orientados em diferentes ângulos ψ em relação aos planos, Figura 2.12. Quando as distâncias interplanares são determinadas para o modo normal de difração dn, onde ψ = 0, e dψ para o ângulo incidente igual a ψ, a correspondente tensão residual deve ser determinada pela Equação 2.4 (CULLITY, 1978; ALMEN e BLACK, 1963). 48 Capítulo 2 Revisão Bibliográfica Figura 2.12 – Tensões na superfície de um corpo. σ = 0. A tensão a ser medida é σφ (CULLITY, 1978). Eq. 2.4 Onde dψ é o espaço interplanar com ângulo incidente ψ, dn é o espaço interplanar com ângulo incidente normal, E é o módulo de Young, υ é o coeficiente de Poisson e ψ é o ângulo incidente. A Equação 2.4 permite calcular a tensão em qualquer direção dos espaçamentos interplanares determinados por duas medições, feitas no plano normal ao da superfície e contendo a direção das tensões a serem medidas (CULLITY, 1978). A superfície dos materiais temperados a laser fica sujeita a tensões residuais superficiais, provenientes dos gradientes térmicos entre o material base e a camada temperada e das transformações de fase durante o processo de aquecimento e de resfriamento. Durante o aquecimento, a camada superficial sofre um aumento expressivo de temperatura com uma dilatação da camada, enquanto o material base continua relativamente frio, gerando tensões trativas na superfície e compressivas no material base. Já no resfriamento, com a transformação martensítica da camada Capítulo 2 Revisão Bibliográfica 49 superficial, as tensões se tornam inversas, promovendo tensões compressivas na superfície e trativas no material base. A Figura 2.13 mostra dois perfis típicos de tensões residuais para um material tratado a laser (DOMES et al., 1993; BOUFOUSSI et al., 1992 apud PEREIRA 2006). Figura 2.13 – Perfis típicos de tensões residuais após tratamento a laser (a) seção transversal da trilha e (b) no perfil de profundidade (PEREIRA 2006). A Figura 2.13 mostra que transformação martensítica na trilha tratada causa uma expansão quando o parâmetro de rede é transformado e este efeito promove tensões compressivas na área tratada. A Figura 2.13(a) mostra que ao redor da trilha, tensões trativas estão presentes na zona termicamente afetada, e estas tensões vão diminuindo até o nível do material base com o aumento da distância. Na Figura 2.13 (b) um comportamento similar também pode ser observado no perfil de profundidade (PEREIRA, 2006). Peng e Ericsson (1998) e Solina et al., (1986) demonstraram que nos tratamentos de têmpera a laser, durante o aquecimento formam as tensões residuais térmicas, de tração, devido a contração de volume que ocorre com a transformação para austenita, e no resfriamento formam as tensões compressivas, devido a uma expansão de volume que ocorre com a transformação para martensita. Bailey et al., (2009) em estudo do aço AISI 4140 apresentaram um método (FEM Residual Stress Model) para prever as tensões residuais formadas após a têmpera superficial a laser por diodo. Os resultados deste trabalho mostraram um pico das tensões residuais compressivas ao longo da superfície de aproximadamente -200 MPa Capítulo 2 Revisão Bibliográfica 50 até 4mm de distância do centro do feixe do laser, e tensões térmicas que variaram de 100 a 180 MPa a uma distância de 7 mm do centro do feixe do laser. As tensões residuais compressivas são favoráveis para aumentar à resistência a fadiga, ao desgaste e a corrosão (PANTELIS et al., 2002). Basu et al. 2007, através da técnica de difração de raios-x identificaram as diferentes fases nas camadas do aço SAE 52100, após tempera a laser a uma profundidade de 45 µm. Foram detectadas no substrato e na camada intermediária a fase ferrita / martensita e carbonetos e na camada temperada foi encontrada austenita residual e carbonetos. Com base nos resultados dos artigos estudados, este trabalho analisou a influência dos parâmetros da têmpera superficial a laser por diodo, a partir da temperatura de austenitização e da velocidade de processamento, na microestrutura dos aços ferramenta para trabalho a frio, VF800AT (aços Villares), VD2 e o VC131. 51 Capítulo 3 Materiais e Métodos 3 MATERIAIS E MÉTODOS A metodologia utilizada no desenvolvimento deste trabalho é apresentada no fluxograma esquemático da Figura 3.1. Maiores detalhes de cada etapa do processo de têmpera superficial a laser por diodo, bem como as técnicas utilizadas para analisar seu efeito nas propriedades metalúrgicas e mecânicas da camada temperada dos aços ferramenta para trabalho a frio, serão apresentados nos itens 3.1a 3.5. Material de Estudo: VF800AT, VD2 e VC131 (aços Villares) Preparação das amostras - Corte - Usinagem - Retifica Caracterização do material de partida - Caracterização Microestrutural - Medição de Dureza Têmpera Superficial a Laser por Diodo Parâmetros estudados: - Temperatura de Austenitização - Velocidade de Processamento Perfis de dureza Vickers (HV) Caracterização microestrutural Análise de austenita retida e tensões residuais por Difração de Raios X Análise dos Resultados Figura 3.1 – Fluxograma da metodologia utilizada na pesquisa 52 Capítulo 3 Materiais e Métodos 3.1 Material Os aços ferramenta para trabalho a frio utilizados neste trabalho VF800AT, VD2 e o VC131 foram fornecidos pela Villares Metals. Estes aços estão classificados dentro do grupo dos aços-liga especiais, fornecidos recozidos, com dureza máxima de 250 HB, do tipo alto carbono e com maiores quantidades de elementos de liga. O aço VD2 e o VC131 são similares ao AISI D2 e ao AISI D6 respectivamente. São amplamente utilizados em ferramentas para conformação a frio de metais por possuir uma excelente combinação entre resistência ao desgaste e tenacidade. Os materiais foram recebidos na forma de barra, forjado e recozido. A Tabela 3.1 apresenta a composição química nominal e a composição química medida por espectrometria de emissão óptica destes aços. Tabela 3.1 – Composição química dos aços ferramenta VF 800AT VD2 VC 131 Aços / Elemento Químico Nominal (%em peso) Medido (%em peso) Nominal (%em peso) Medido (%em peso) Nominal (%em peso) Medido (%em peso) C 0,8 0,8 1,4-1,6 1,5 2,0-2,3 1,8 Cr 8,0 8,1 11,0-13,0 10,8 11,0-13,5 11,2 V 0,5 0,4 1,1 máx. 0,7 1,0 máx. 0,1 Nb - 0,1 - 0,00005 - 0,00013 W - 0,01 - 0,056 1,0 máx. 0,5 Mn 0,4 0,3 0,6 máx. 0,3 0,6 máx. 0,3 Mo 2,0 2,1 0,7-1,20 0,7 - 0,1 Si 0,9 0,8 0,6 máx. 0,4 0,6 máx. 0,4 Ni - 0,1 0,3 máx. 0,3 0,3 máx. 0,2 3.2 Preparação das Amostras As barras de aço ferramenta fornecidas pela Villares Metals com as dimensões de aproximadamente 300 x 300 x 100 mm foram primeiramente usinadas e retificadas até atingir blocos com as dimensões de 100 x 100 x 100 mm. A superfície Capítulo 3 Materiais e Métodos 53 do material a ser temperado interfere nos resultados da têmpera superficial, como o coeficiente de absortividade. Portanto, a têmpera superficial a laser é o último processo a ser realizado, aplicado em ferramentas sem rugosidade e já acabadas. Nas amostras retificadas foi realizada a caracterização destes materiais quanto à composição química, microestrutura no estado de fornecimento e dureza inicial. Posteriormente os blocos retificados foram submetidos ao tratamento de têmpera superficial a laser por diodo, aplicando as pistas de laser na face superior e inferior do bloco, para garantir que não houvesse sobreposição e obedecendo à distância de 10 mm entre as pistas de laser como mostra a Figura 3.2. As pistas de laser foram aplicadas variando os parâmetros do processo de temperatura de austenitização e velocidade de processamento. Figura 3.2 – Dimensão dos corpos de prova utilizados nesta pesquisa 3.3 Têmpera Superficial a Laser por Diodo O equipamento Kuka – KR 100 HA utilizado neste trabalho é de propriedade da empresa COMP. O funcionamento do laser por diodo se dá por meio de semicondutores integrado num robô CNC, e a radiação é transportada por fibra óptica. A Tabela 3.2 apresenta as especificações técnicas do equipamento e a 54 Capítulo 3 Materiais e Métodos Figura 3.3 mostra o sistema do laser de diodo integrado a um robô CNC-Kuka, e seus componentes. Tabela 3.2 – Especificações técnicas do equipamento de têmpera superficial a laser por diodo Fonte laser Laser diodo de alta potência: LDL 160-4600 W. Comprimento de onda: 940- 980 nm. Peso: 18 kg Deslocamento da máquina Robô articulado, KUKA: KR 100 HA (High Accuracy), com 6 eixos, alcance máximo de 2700 mm, repetibilidade= ±0,1mm. Controle de temperatura Pirômetro de 2 cores para controle da temperatura, acoplado no laser. Faixa de medição: 600 a 1300°C. Óptica Tamanho do foco (lentes): 15 X 15 mm, 9 X 40 mm ou 6 x 6mm Distância do foco do laser no material: 246 mm Radiação transportada por fibra ótica Pirômetro Cabeçote do laser Ópticas Robô Kuka Figura 3.3 – Principais componentes do equipamento de têmpera superficial a laser por diodo Capítulo 3 Materiais e Métodos 55 O equipamento possui um conjunto de três lentes com dimensões diferentes, as quais são utilizadas de acordo com os raios a serem temperados. As dimensões das três lentes são: 40 x 9, 15 x 15 e 6 x 6 mm. Para esta pesquisa foi utilizada a lente de 15 x 15 mm, pela geometria quadrada. O equipamento possui um pirômetro acoplado em seu sistema, o qual mede a temperatura de austenitização do processo ajustando automaticamente a potência. A potência máxima deste equipamento é de 4700 W com um comprimento de onda que varia de 940 a 980 nm dependendo da potência utilizada. O ciclo de aquecimento para atingir a temperatura de austenitização definida é de aproximadamente 3 a 5 segundos, conforme manuais do fabricante do equipamento. 3.3.1 Parâmetros da têmpera superficial a laser por diodo Foram realizados experimentos variando os parâmetros da temperatura de austenitização e da velocidade de processamento da têmpera superficial a laser por diodo, para analisar seu efeito nas propriedades metalúrgicas e mecânicas da camada temperada dos aços ferramenta AISI D2, D6 e o VF 800AT. Para a definição dos parâmetros do processo, foram realizados testes experimentais preliminares, com o objetivo de atingir valores de dureza superficiais acima de 500HV (±50HRC). Para cada um dos três materiais foram selecionados três níveis de temperatura, e dois níveis para a velocidade, totalizando 18 condições, como mostra a Figura 3.4. Capítulo 3 Materiais e Métodos 56 Figura 3.4 – Experimentos realizados nos aços ferramenta VF800AT, VD2 e VC131. Capítulo 3 Materiais e Métodos 3.4 57 Técnicas de Análise 3.4.1 Caracterização microestrutural A microestrutura dos aços foi analisada em microscópio óptico antes e depois da têmpera superficial a laser por diodo. Após a têmpera a laser, os blocos foram cortados por eletroerosão a fio, (equipamento Kametal com fio de latão extra-duro), no sentido transversal em fatias de 10 mm e cortado em torno da camada temperada para a caracterização, como mostra a Figura 3.5. Figura 3.5 – Corte transversal mostrando a camada superficialmente temperada a laser variando os parâmetros de temperatura de austenitização e velocidade de processamento. A secção transversal das amostras foram embutidas em baquelite no sentido transversal, lixadas até a grana de 1200 e seqüencialmente polidas com suspensão de diamante até ¼ µm. Para revelar a microestrutura do aço foi feito ataque metalográfico utilizando solução Nital (Álcool etílico + 4% de ácido nítrico), Picral, Vilella, Lepera e Metabissulfito de Sódio 10%. Foi utilizado o microscópio óptico Olympus BX51 com analisador de imagens da UTFPR, software Image-Pro Plus. Para a comparação microestrutural em relação a dissolução dos carbonetos e a fração de austenita retida formada, foram preparadas e atacadas amostras simultaneamente no mesmo baquelite para garantir o mesmo nível de ataque químico. As micrografias foram editadas no software GIMP para elaboração de panorâmicas. Para elucidar alguns detalhes microestruturais não revelados no microscópio óptico foi utilizada também a microscopia eletrônica de varredura (MEV) na Renault, com o equipamento Shimadzu SS-550. 58 Capítulo 3 Materiais e Métodos 3.4.2 Difração de raios-X A técnica de difração de raios-X foi utilizada para identificação das fases, quantificação da austenita retida e medição das tensões residuais. Para a identificação das fases presentes do material VF800AT no estado de fornecimento e depois de temperado a laser em uma das condições selecionadas, foi utilizado o difratômetro da UFSC, Philips X´Pert, com radiação incidente CuK-α (λ= 1,54060 Å), corrente de 30mA e tensao de 40kV, numa faixa de 30 a 100º (2θ) e uma velocidade de varredura de 0,05º/s. A identificação das fases cristalinas presentes foi realizada através da biblioteca do JCPDS ( Joint Committee of Powder Diffraction Standarts) (JCPDS, 2002). Para a quantificação da austenita retida (AR) foi utilizado o equipamento Difratômetro de Raio-X RIGAKU da empresa Bosch. Utilizou-se o método Isoinclination, a radiação incidente (Cr), o pico de difração analisado (156.104°), a variação angular (150 < 2θ < 157), corrente de 30 mA e tensão de 40 kV. As medições de tensão residual em profundidade foram realizadas no Laboratório de Análise Tensões da Escola de Engenharia da Universidade Federal Fluminense (UFF). A técnica utilizada foi a de remoção de camadas por meio de polimento eletrolítico, Figura 3.6, e medição das tensões residuais por difração de raios-X, Figura 3.7. Para o polimento foi utilizado um eletrólito à base de cloreto de sódio com parâmetros de tensão e corrente de 30 V e 15 A respectivamente, e a profundidade da camada removida foi aferida por relógio comparador digital. Para as medições de tensão residual foi utilizado o equipamento X-Stress3000, com 30 kV de voltagem e 6,7 mA de corrente, com radiação CrKα, difratando o plano {211} em (0º, 20,7º, 30º, 37,7º e 45º), com tempo de 5 segundos de incidência de raios-X para cada ângulo e com um colimador de 3 mm. As medições das tensões residuais foram realizadas em dois sentidos: - Tensões residuais no sentido longitudinal do feixe do laser, ou seja, no sentido da velocidade de processamento. - Tensões residuais no sentido transversal do feixe ,ou seja, na direção das bordas do feixe do laser. Capítulo 3 Materiais e Métodos 59 Figura 3.6 – Equipamento de polimento eletrolítico, composto de: (1) fonte de tensão e corrente; (2) pincel com eletrólito; (3) relógio comparador digital (LAT/UFF) Figura 3.7 – Equipamento de medição de tensão residual, X-Stress 3000 (LAT/UFF) 60 Capítulo 3 Materiais e Métodos 3.4.3 Dureza Vickers (HV) A propriedade mecânica de dureza foi analisada por meio do ensaio Vickers (MDV) através do equipamento de propriedade da UTFPR modelo SHIMADZU HVM2. Para as análises foram realizados dois tipos de perfis: (a) gradiente de dureza de topo, no sentido transversal ao feixe do laser e (b) perfil de dureza, no centro do feixe do laser, como mostra a Figura 3.8 (a e b). (a) (b) Figura 3.8 – Esquema de medição de dureza. (a) Gradiente de dureza transversal ao feixe do laser e (b) Perfil de dureza no centro do feixe do laser Capítulo 3 Materiais e Métodos 61 O gradiente de dureza de topo, Figura 3.8(a), foi realizado antes do embutimento, no sentido transversal ao feixe do laser, com distância entre o centro das impressões adjacentes de 1000 µm. O perfil de dureza na profundidade de endurecimento Figura 3.8(b) foi realizado no corte transversal, no centro do feixe do laser, a partir de 200 µm da superfície e com distância entre o centro das impressões adjacentes de 200 µm. Cada valor de dureza medida corresponde a uma média de três medições com distância de 1000 µm, sendo cada perfil completo uma média de três perfis. As medidas de dureza foram realizadas com a carga de 1 kg (9.807 N) e tempo de aplicação de 10 s. O procedimento adotado para esta caracterização foi conforme a norma NBR 6672 (1981). A Figura 3.8(b) mostra também que na profundidade de endurecimento foram identificadas duas regiões distintas, a ZTA (Zona Termicamente Afetada) considerada como a ZT (Zona Temperada) e o MB (Material Base). Como profundidade de endurecimento utilizou-se de referência o valor de dureza de 500 HV (~50HRC). Este valor foi baseado nas exigências dos clientes da empresa Comp que utilizam a têmpera superficial a laser por diodo para aumentar a resistência mecânica dos materiais metálicos. Capítulo 4 Resultados e Discussão 62 4 RESULTADOS E DISCUSSÃO Neste capítulo são apresentados e discutidos os resultados experimentais relacionados ao processo de têmpera superficial a laser por diodo nos aços ferramenta para trabalho a frio VF800AT, VD2 e o VC131. Para a definição dos parâmetros do processo, foram realizados testes experimentais preliminares, com o objetivo de atingir valores de dureza superficiais acima de 500HV (~50HRC) coerentes com as exigências dos clientes da empresa Comp que utilizam a têmpera superficial a laser por diodo para aumentar a resistência mecânica destes aços. Estes aços são utilizados no geral em ferramentas de estampagem/corte que sofrem elevados esforços mecânicos e que necessitam de uma alta resistência ao desgaste abrasivo O diferencial desta técnica de têmpera superficial a laser está na característica do equipamento em ajustar automaticamente a potência em função dos parâmetros da têmpera pré-definidos, de temperatura de austenitização e velocidade de processamento. A Figura 4.1 mostra o comportamento da potência e da temperatura de austenitização do aço ferramenta VC131 para a temperatura de 1080ºC e velocidade de 1 mm/s. Figura 4.1 – Gráfico do comportamento da temperatura de austenitização e da potência do laser durante a têmpera do aço VC131 (Temp.: 1080ºC / Vel.: 1 mm/s). A Figura 4.1 mostra o comportamento da temperatura (linha tracejada) a qual no início da têmpera para alcançar a temperatura de austenitização de 1080ºC o Capítulo 4 Resultados e Discussão 63 equipamento atingiu um pico de potência (linha cheia) de aproximadamente 3800 W. Em seguida para manter a temperatura estabilizada durante todo o processo, a potência variou aprox. de 1100 a 1300 W. Esta variação da potência ocorre pela falta de homogeneidade do material na seção temperada. LUSQUINOS et al., (2007) em seu trabalho no qual utilizaram a potência constante e a temperatura variável, também descreveram este efeito quanto a variação da temperatura durante a têmpera. A composição química dos aços também é outro fator que predomina no ajuste automático da potência para o processo de têmpera a laser por diodo. A Figura 4.2 mostra a potência aplicada para os três aços VF800AT, VC131 e o VD2, para a mesma condição de processo, temperatura de austenitização 1140 ºC e velocidade de processamento de 2 mm/s. Figura 4.2 – Gráfico do comportamento da temperatura e da potência do laser durante a têmpera dos aços VF800AT, VC131 e VD2 (Temp. 1140ºC / Vel.: 2 mm/s). Como mostra a Figura 4.2, para a temperatura de 1140ºC, o equipamento demandou potências diferenciadas de acordo com o aço temperado (linha cheia). O aço com maior percentual de elementos de liga, como o VD2 demandou uma faixa maior de potência em relação aos aços VF800AT e o VC131. Este efeito está associado à absortividade dos aços. 64 Capítulo 4 Resultados e Discussão A Tabela 4.1 apresenta a faixa de potência aplicada em função dos parâmetros da têmpera superficial a laser, para os aços VF800AT, VD2 e o VC131. Tabela 4.1 – Faixa de potência (W) em função dos parâmetros da têmpera a laser. Vel.: 1 mm /s Vel.: 2 mm /s Temperatura/ Velocidade VF800AT VD2 VC131 VF800AT VD2 VC131 Temp.: 1020ºC 800-1000 1000-1200 1000-1100 1250-1500 1500-1600 1250-1500 Temp.: 1080ºC 1000-1250 1100-1300 1100-1250 1500-1650 1500-1700 1500-1750 Temp.: 1140ºC 1000-1400 1250-1400 1300-1450 1500-1750 1600-2000 1600-1750 A Tabela 4.1 mostra que o ajuste automático da potência está associado com a temperatura de austenitização e com a velocidade de processamento aplicada. Assim sendo, menores temperaturas e menores velocidades demandam menores potências de trabalho, e o inverso, maiores temperaturas e maiores velocidades demandam maiores potências. Como exemplo do aço VF800AT, percebe-se que, para a realização da têmpera na temperatura de austenitização de 1020ºC a uma velocidade de processamento de 1 mm/s, a faixa da potência aplicada variou de 800 a 1000 W, e para a mesma velocidade com o aumento da temperatura de austenitização para 1140ºC, a faixa da potência aplicada foi maior, variando de 1000 a 1400 W. Ainda para o VF800AT, quando aplicada a maior temperatura de 1140ºC com uma velocidade maior (2 mm/s), a faixa da potência aplicada aumentou para 1500 à 1750 W. Comparando com o aço VD2, quando foi utilizada a temperatura de austenitização de 1020ºC a uma velocidade de processamento de 1 mm/s, a faixa da potência aplicada variou de 1000 a 1200 W, e para a mesma velocidade com o aumento da temperatura de austenitização para 1140ºC, a faixa da potência aplicada foi maior, variando de 1250 a 1400 W. Quando aplicou-se a maior temperatura de 1140ºC com uma velocidade maior (2 mm/s), a faixa da potência aplicada aumentou para 1600 à 2000 W. O aço VD2 demandou as maiores potências de trabalho e conseqüentemente o maior aporte térmico em todas as condições de têmpera. 65 Capítulo 4 Resultados e Discussão A correlação entre a temperatura de austenitização e a velocidade de processamento é obter uma estrutura com elevada dureza e evitar a fusão superficial. Nos experimentos preliminares, quando aplicado temperaturas de austenitização acima de 1140ºC, como 1200ºC com uma velocidade de 1 mm/s, observou-se uma microfusão superficial, e com velocidades maiores a dureza de 500 HV desejada não foi atingida na superfície. Na Figura 4.3 (a e b) pode ser observado de uma forma simplificada o efeito da potência do laser aplicado nos aços. (a) (b) Figura 4.3 – (a) Macrografia de uma amostra do aço VD2, temperada superficialmente a laser com temperatura de 1020ºC e velocidade de 1 mm/s. (1) Material base; (2) Zona temperada com dureza elevada. (b) Ampliação. No ponto (1) Figura 4.3(a e b) observa-se o material base (MB), recozido, e no ponto (2) nota-se visivelmente a passagem do feixe do laser, onde têm-se a zona termicamente afetada (ZTA) considerada como a zona temperada (ZT). A ZT possui uma dureza elevada, que depende da microestrutura do material e dos parâmetros da têmpera superficial a laser por diodo. Os efeitos da aplicação do laser nas condições definidas nesta pesquisa são demonstrados a seguir, através da análise microestrutural, fração de austenita retida, tensão residual e medição de dureza. 66 Capítulo 4 Resultados e Discussão 4.1 Aço Ferramenta para trabalho a frio VF800AT 4.1.1 Análise Microestrutural A Figura 4.4 (a e b) apresenta a microestrutura do aço ferramenta para trabalho a frio VF800AT no seu estado de fornecimento, recozido. (a) (b) Figura 4.4 – Microestrutura do aço ferramenta VF800AT no estado de fornecimento, recozido, composta de carbonetos dispersos na matriz ferrítica. (a) Microscopia ótica (M.O); (b) Ampliação. Ataque Nital10%. A microestrutura do aço VF800AT, recozido, como mostra a Figura 4.4 (a e b), é composta por uma fase clara, que são os carbonetos e uma matriz escura correspondente a ferrita com finos carbonetos dispersos, resultante de um possível resfriamento muito lento ou um tratamento térmico subcrítico. Os carbonetos que se apresentam em vários tamanhos e formatos (grandes e irregulares) sugere-se que sejam carbonetos primários, e os carbonetos finos dispersos na matriz ferrítica, secundários. As amostras temperadas superficialmente a laser devido ao refinamento da martensita e o alto teor de cromo que dificulta o ataque químico, foram preparadas metalograficamente com diversas soluções de ataque para a revelação da microestrutura. Foram utilizados: Nital 4% e 10%, Lepera, Picral, Murakami, Vilella, Metabissulfito de sódio 10% e ataque eletrolítico com 20% de NaOH, entretanto os 67 Capítulo 4 Resultados e Discussão melhores resultados foram obtidos com o Nital 10%, Vilella e o Metabissulfito de sódio 10%. O tratamento de têmpera superficial a laser por diodo ocorre em um curto ciclo de aquecimento. A temperatura de austenitização é atingida em alguns segundos (aprox. 3s). A Figura 4.5 (a e b) apresenta a microestrutura de uma amostra temperada a laser na temperatura de 1020ºC e velocidade de processamento de 2mm/s. O resultado deste processo é uma camada superficial temperada com microestrutura martensítica bastante refinada. (a) (b) Figura 4.5 – Microestrutura do aço VF800AT temperada superficial a laser, composta de carbonetos dispersos na matriz martensítica e austenita retida. (a) Microscopia ótica (M.O), Temp.: 1020ºC e vel.: 2 mm/s; (b) Ampliação. Ataque Nital10%. A Figura 4.5 (a) apresenta uma microestrutura constituída de uma fase clara e uma fase escura. A fase clara se trata dos carbonetos possivelmente primários não dissolvidos durante o aquecimento e a fase escura de uma matriz martensítica resultante do resfriamento rápido. A Figura 4.5 (b) com uma ampliação da região bem próxima da superfície, ainda permite identificar outra fase clara além dos carbonetos dispersos na matriz, que se trata da austenita retida presente neste tipo de aços após o processo de têmpera. Por se tratar de aços com elevada temperabilidade, o resfriamento de “auto-têmpera” proporcionou bons resultados de dureza, que serão discutidos mais adiante. 68 Capítulo 4 Resultados e Discussão Entre as condições de temperatura de austenitização e velocidade de processamento estudadas neste trabalho foi possível identificar alterações microestruturais envolvendo a dissolução dos carbonetos e a fração de austenita retida formada nas amostras temperadas superficialmente a laser. Para uma melhor visualização e entendimento destas alterações, utilizaremos como base a Figura 4.6 para discutir a evolução microestrutural que ocorre a partir do Material Base (MB) até a Zona Termicamente Afetada (ZTA) considerada como a Zona Temperada (ZT). Figura 4.6 – Macrografia do material temperado superficialmente a laser. (MB) Material Base; (ZTA) Zona Termicamente Afetada = (ZT) Zona Temperada. Os carbonetos presentes na microestrutura do aço VF800AT recozido, mesmo considerados estáveis a elevadas temperaturas, após a têmpera a laser é possível de se verificar uma dissolução parcial destes carbonetos de acordo com os parâmetros utilizados no processo. Mesquita e Barbosa (2005) relatam a presença de carbonetos M7C3 ricos em Cr, e também carbonetos do tipo MC ricos em V e Nb na microestrutura do VF800AT após têmpera. A Figura 4.7 apresenta a evolução da dissolução dos carbonetos para duas condições extremas de temperatura de austenitização e velocidade de processamento, as quais foram: (a) menor temperatura e maior velocidade (Temp. 1020ºC e Vel. 2 mm/s) e (b) maior temperatura e menor velocidade (Temp. 1140ºC e Vel. 1 mm/s). 69 Capítulo 4 Resultados e Discussão 1020ºC – Vel.: 2 mm/s Temp.: 1140ºC – Vel.: 1 mm/s (a) (b) Figura 4.7 – Evolução da dissolução dos carbonetos em amostras do aço VF800AT temperadas a laser. Microscopia ótica (M.O). (a)Temp.: 1020ºC e vel.: 2 mm/s; (b) Temp.: 1140ºC e vel.: 1 mm/s. Ataque: Metabissulfito de sódio 10%. Capítulo 4 Resultados e Discussão 70 A Figura 4.7 (a e b) permite visualizar que na Zona Temperada (ZT) ocorreu uma alteração no aspecto geral da microestrutura, onde nota-se que bem próximo da superfície formou-se uma região clara e os carbonetos dispersos na matriz diminuíram de tamanho e quantidade à medida que se aproximam da superfície. Nota-se que houve uma dissolução dos carbonetos bastante acentuada na condição (b) temperada com uma temperatura maior de austenitização (1140ºC) e uma velocidade menor (1 mm/s) em relação a condição (a) temperada com uma temperatura menor (1020ºC) e uma velocidade maior (2 mm/s). Este resultado vai de encontro com a literatura, onde são indicadas temperaturas elevadas e maior tempo de encharque ou maior tempo de residência do feixe do laser para ocorrer à dissolução dos carbonetos (K-E THELNING, 1984). O principal efeito da dissolução dos carbonetos é o aumento do teor de C e Cr na solução sólida da austenita, promovendo melhores resultados da temperabilidade, ou seja, maiores profundidades da ZT. Como mostra a Figura 4.7, a partir de medições de dureza, verificou-se que a condição (b) atingiu uma ZT maior, de aprox. 2,2 mm, em relação à condição (a) com uma ZT de aprox. 1,2 mm. Considerando o maior aporte térmico na condição (b) o fator que prevaleceu para maiores profundidades da ZT foi à temperatura de austenitização aliada a uma menor velocidade. A Figura 4.8 apresenta os tipos de carbonetos presentes na microestrutura do aço VF800AT temperado superficialmente a laser à 1140ºC e velocidade de 2 mm/s. Na análise obtida com um detector de elétrons retroespalhados em microscópio eletrônico de varredura (MEV), como mostra a Figura 4.8, foram identificados dois tipos principais de carbonetos na microestrutura das amostras do aço VF800AT temperadas a laser: (1) Carbonetos cinza escuro com auréola cinza claro em processo de dissolução e (2) Carbonetos cinza claros. As análises de EDS indicam que os carbonetos cinza escuro são ricos em cromo, molibdênio e vanádio, e o carboneto cinza claro é composto predominantemente de Mo e V, sendo estes os mais estáveis até mesmo em altas temperaturas, necessitando de um tempo maior de residência do feixe do laser para sua dissolução. Capítulo 4 Resultados e Discussão 71 Figura 4.8 – Tipos de carbonetos presente no aço VF800AT temperado a laser. Microscopia eletrônica de varredura (MEV). (1) Carbonetos cinza escuro em processo de dissolução, (2) Carbonetos claros mais estáveis. Outro efeito que ocorre com a dissolução dos carbonetos é diminuir a temperatura de início (Mi) e fim (Mf) de formação da martensita, promovendo uma maior fração de austenita retida na microestrutura. Este efeito pode ser visualizado na Figura 4.9 (a e b) que mostra uma ampliação do DET. A (detalhe A) e do DET. B (detalhe B) da Figura 4.7 (a e b), a qual visualiza-se uma região mais clara próximo da superfície. 72 Capítulo 4 Resultados e Discussão (a) (b) Figura 4.9 - Microestrutura do aço VF800AT temperado superficialmente a laser. (a) DET. A - Temp.: 1020ºC e vel.: 2 mm/s; (b) DET.B - Temp.: 1140ºC e vel.: 1 mm/s. Microscopia ótica (M.O). Ataque: Metabissulfito de sódio 10%. Na Figura 4.9 (a e b) nota-se uma região clara próxima da superfície bem mais acentuada para a condição (b) do que para a condição (a) na qual a têmpera foi realizada a 1140ºC, favorecendo uma dissolução maior dos carbonetos e conseqüentemente uma maior fração de austenita retida. 73 Capítulo 4 Resultados e Discussão 4.1.2 Difração de Raios-X A superfície do material como recebida e depois de temperada a laser foi analisada por difratometria de raios-X, para identificar as fases presentes na microestrutura, conforme apresentado na Figura 4.10 (a e b). (a) (b) Figura 4.10 – Difratograma de raios-X. (a) Amostra como recebida e (b) Amostra temperada superficialmente a laser na temperatura de 1140 ºC e vel.: 2 mm/s. Capítulo 4 Resultados e Discussão 74 Pode-se verificar na Figura 4.10 (a) que a amostra de aço como recebida é ferrítica, com todos os picos bem nítidos e presentes. Na amostra temperada a laser com temperatura e velocidade maior (1140ºC e 2 mm/s), como indica a Figura 4.10 (b) existe grandes diferenças do difratograma do material recebido, com a presença de picos de martensita (α’), de austenita (γ) e mais uma fase, a ferrita (α), ainda mesmo que nas micrografias não foi possível identificar. O efeito da presença da austenita retida e da ferrita é uma redução da dureza superficial, que será discutido mais adiante. Com relação aos carbonetos vistos na microscopia óptica e eletrônica, estes não foram detectados pelo DRX, porque uma parte desses carbonetos se dissolveu durante o aquecimento, ou porque a fração volumétrica desses carbonetos estava abaixo dos limites de detecção da técnica de difração. O código que aparece no canto superior direito dos difratogramas refere-se ao código JCPDS ao qual pertence à estrutura cristalina analisada. A fase ferrita (α) detectada no difratograma pode ser explicada pelas Figuras 4.11 e 4.12. Figura 4.11 – Efeito do cromo sobre o campo austenítico (CHIAVERINI, 1990). Capítulo 4 Resultados e Discussão 75 Figura 4.12 - Diagramas pseudobinários Fe-Cr-C. (a) 5% de cromo (FORGENG et al. 1973 apud PEREIRA 2006); (b) 13% de cromo (BUNGARDT et al., 1958 apud PEREIRA 2006). A Figura 4.11 mostra a influência do teor de cromo (Cr) no campo austenítico, a qual nota-se a tendência da redução do campo austenítico com teores crescentes de Cr. A Figura 4.12 mostra os diagramas pseudobinários para aços ferramenta com 5 e 13% de Cr, que se aproximam dos aços estudados nesta pesquisa. Considerando as temperaturas de austenitização aplicadas nesta pesquisa, 1020, 1080 e 1140°C o campo austenítico para os aços com 13% de Cr é menor do que os aços com 5% de Cr, dificultando uma austenitização homogênea na microestrutura. O teor de Cr no aço VF800AT é de aproximadamente 8%, e o teor de Cr e C no carboneto Cr7C3 presente nestes aços seja de aproximadamente 91 e 9% em peso respectivamente. Considerando que o ciclo de aquecimento e resfriamento do aço VF800AT durante a têmpera a laser é muito rápido, este processo deve produzir regiões heterogêneas na camada temperada e as regiões próximas dos carbonetos deverão conter elevados teores dos elementos formadores de carbonetos, como o vanádio (V), molibdênio (Mo) e cromo (Cr). Capítulo 4 Resultados e Discussão 76 Durante a solubilização o teor de 91% de Cr deve-se diluir por difusão até o valor nominal da liga (aprox. 8%), e o teor de C tende a reduzir para 0,8%. Como o Cr é um elemento substitucional e o C é um elemento intersticial, conseqüentemente a difusão do C é muito mais rápida do que o Cr, formando regiões próximas dos carbonetos com teores de cromo muito superiores. O Cr é conhecido como um elemento alfagêneo, assim como o V e o Mo, e desta forma pode estabilizar a fase alfa (α) do sistema ferro-carbono próximo dos carbonetos. Este fenômeno deverá ser maior quanto mais rápido for o aquecimento, devido à menor distribuição do Cr existente na vizinhança dos carbonetos. Como conseqüência deste fenômeno, uma redução da dureza ocorreu nestas regiões superficiais. As evidências experimentais, Figura 4.8, mostram a formação de uma aureola em torno dos carbonetos de cromo, com regiões extremamente ricas de Cr, bem como a presença de um pico da fase ferrita (α) Figura 4.10, encontrado na difração de raios-X. 4.1.2.1 Austenita Retida A austenita retida (AR) identificada no difratograma das amostras do aço ferramenta VF800AT temperadas a laser, foram medidas por difração de raios-X, conforme mostra a Figura 4.13. Figura 4.13 – Fração de austenita retida (AR) do aço VF 800AT em função dos parâmetros da têmpera superficial a laser (temperatura e velocidade). Capítulo 4 Resultados e Discussão 77 A Figura 4.13 apresenta a fração de austenita retida formada nas amostras do aço VF800AT temperadas superficialmente a laser. Para a menor velocidade de processamento (1 mm/s) houve uma relação direta com a temperatura de austenitização. A fração de austenita retida foi de aprox. 1,5, 7 e 10% para as temperaturas de 1020ºC, 1080ºC e 1140ºC respectivamente, ou seja, a fração de austenita retida aumentou para temperaturas maiores e para maiores aportes térmicos. Este efeito está relacionado a uma dissolução maior dos carbonetos quando realizada a têmpera com temperaturas maiores e velocidades menores, e conseqüentemente esta maior dissolução dos carbonetos diminuiu a temperatura de início (Mi) e fim (Mf) de formação da martensita, promovendo uma fração maior de austenita retida a temperatura ambiente. Quando realizada a têmpera com a maior velocidade (2 mm/s) a fração de austenita retida foi de aprox. 1,5, 14 e 7% para as temperaturas de 1020ºC, 1080ºC e 1140ºC. A fração de AR aumentou até a temperatura de 1080ºC e diminuiu com a temperatura de 1140ºC. Quando realizada a têmpera com temperaturas de austenitização muito elevadas (1140ºC) e com velocidades maiores, acredita-se que nesta condição prevaleceu o efeito da estabilização da ferrita, com o cromo agindo como um elemento alfagêneo, sendo potencializado este efeito pelo curto ciclo de aquecimento e resfriamento da têmpera. A máxima fração de austenita retida (14%) formou-se com a temperatura de 1080ºC e com a velocidade maior (2 mm/s) e a mínima fração (aprox. 1,5%) formouse com a menor temperatura de 1020ºC não havendo notável diferença em relação à velocidade. A austenita retida não é desejável num aço temperado, pois diminui a resistência ao desgaste e sendo uma fase instável pode se transformar em trabalho, favorecendo o aparecimento de trincas superficiais. A Figura 4.14 mostra a diferença da microestrutura formada a partir de duas condições onde o efeito da austenita retida fica claramente visível, mantendo a mesma velocidade de processamento (2 mm/s) e aumentando a temperatura: (a) 1020ºC e (b) 1080ºC. 78 Capítulo 4 Resultados e Discussão Temp.: 1020ºC – Vel.: 2 mm/s Temp.: 1080ºC – Vel.: 2 mm/s (a) (b) Figura 4.14 – Efeito da temperatura de austenitização na fração de austenita retida (AR) do aço VF800AT temperado a laser. Vel.: 2 mm/s. (a) Temp.: 1020ºC ; (b) Temp.: 1080ºC. Microscopia ótica (M.O). Ataque Metabissulfito de sódio 10%. 79 Capítulo 4 Resultados e Discussão Analisando as micrografias da Figura 4.14 (a e b) verifica-se que estão de acordo com os resultados quantitativos mostrados na Figura 4.13, onde a fração de austenita retida aumentou de 1,5% para aproximadamente 14% com o aumento da temperatura de 1020ºC para 1080ºC na velocidade de 2 mm/s. Nota-se nitidamente na Figura 4.14 (b) uma fase clara mais próxima da superfície, considerando que estas amostras foram preparadas e atacadas simultaneamente no mesmo baquelite, acredita-se que esta diferença microestrutural, ou seja, esta fase clara indique a fração de austenita retida presente, ou até mesmo da ferrita. Albertin et.al (2010) em estudo da resistência ao desgaste de ferros fundidos com alto teor de cromo após tratamentos térmicos, mostram que o percentual de carbono na austenita antes da têmpera é o fator primordial para a obtenção da elevada dureza da martensita, entretanto é também responsável pela formação da austenita retida, pois o carbono, o cromo e outros elementos de liga, reduzem o campo austenítico e retardam a formação da martensita para temperaturas menores. A Figura 4.15(a e b) mostra um detalhe da região próxima da superfície da Figuras 4.14 (a e b). (a) (b) Figura 4.15 – Efeito da temperatura de austenitização na fração de austenita retida (AR) do aço VF800AT temperado a laser. Vel.: 2 mm/s. (a) DET. A - Temp.: 1020ºC; (b) DET.B - Temp.: 1080ºC. Microscopia ótica (M.O). Ataque: Metabissulfito de sódio 10%. Analisando as Figuras 4.15 (a e b) é notável a maior dissolução dos carbonetos na condição (b) que dificultou a formação da martensita e propiciou uma fração maior de austenita retida. A Figura 4.16 apresenta o efeito da velocidade de processamento na fração de AR quando realizada a têmpera na temperatura de 1140ºC: (a) vel.: 1 mm/s e (b) vel.: 2 mm/s. 80 Capítulo 4 Resultados e Discussão Temp.: 1140ºC – Vel.: 1 mm/s Temp.: 1140ºC – Vel.: 2 mm/s (a) (b) Figura 4.16 – Efeito da velocidade na fração de AR do aço VF800AT temperado a laser a 1140ºC. (a) Vel.: 1mm/s e (b) Vel.: 2 mm/s. Microscopia ótica (M.O). Ataque Metabissulfito de sódio 10%. A Figura 4.17(a e b) mostra um detalhe da região próxima da superfície da Figura 4.16 (a e b). 81 Capítulo 4 Resultados e Discussão (a) (b) Figura 4.17 - Efeito da velocidade da têmpera a 1140ºC na fração de austenita retida (AR) do aço VF800AT. (a) DET. A - Vel.: 1 mm/s e (b) DET.B - Vel.: 2 mm/s. Microscopia ótica (M.O). Ataque Metabissulfito de sódio 10%. Comparando as micrografias da Figura 4.17 (a e b) nota-se que houve uma maior dissolução dos carbonetos na condição (a) do que na condição (b). A maior dissolução dos carbonetos deve-se ao fato do maior tempo de residência do feixe do laser no material e conseqüentemente um maior aporte térmico para a menor velocidade (1 mm/s). Nos resultados da fração de AR mostrados na Figura 4.13, com a menor velocidade (1 mm/s) formou-se 10% de AR e com a maior velocidade (2 mm/s) formou-se 7%. Acredita-se que para estas condições, o maior tempo de residência do feixe do laser e o maior aporte térmico foram os fatores que promoveram uma dissolução maior dos carbonetos, dificultando a formação da martensita ou estabilizando a ferrita. Ainda é bom ressaltar que, apesar de não ter sido tão expressiva a diferença da fração da austenita retida em relação à velocidade de processamento na temperatura de 1140º C, houve uma diferença bastante notável na microestrutura final, Figura 4.17 (a e b), devido à dissolução maior dos carbonetos na condição (a) do que na condição (b). Esta diferença microestrutural poderá influenciar em outras propriedades mecânicas não analisadas nesta pesquisa. Comparando os resultados de austenita retida obtidos através dos ensaios de difração, Figura 4.13, nas condições de 1080ºC e 1140ºC na velocidade de 2mm/s, 82 Capítulo 4 Resultados e Discussão com as micrografias da Figura 4.18 (a e b) abaixo, percebe- se uma incongruência nos resultados. (a) (b) Figura 4.18 - Efeito da temperatura na fração de austenita retida do aço VF800AT temperado a laser com a velocidade de 2 mm/s. (a) 1080ºC (b) 1140ºC. Microscopia ótica (M.O). Ataque Metabissulfito de sódio 10%. Nas micrografias da Figura 4.18 (a e b) o aumento da temperatura de austenitização de 1080ºC para 1140ºC com a velocidade de 2 mm/s produziu regiões claras maiores, indicando um aumento da formação de austenita retida. Entretanto, a análise quantitativa por DRX indica uma redução da formação de austenita retida de aprox. 14% para 7% nas temperaturas de 1080ºC e 1140ºC respectivamente. Portanto, acredita-se que seja ferrita parte do constituinte claro formado na microestrutura da amostra temperada a laser a 1140ºC com uma maior velocidade. 4.1.2.2 Tensões Residuais A medição da tensão residual no aço VF800AT após a têmpera superficial a laser por diodo foi realizada por difração de raios-x. As medições foram realizadas no sentido transversal e longitudinal ao feixe do laser, na superfície e ao longo da profundidade até 0,6 mm por meio de polimento eletrolítico. A Figura 4.19 (a e b) mostra os resultados das medições em função dos parâmetros (temperatura de austenitização e velocidade de processamento) da têmpera superficial a laser por diodo. Capítulo 4 Resultados e Discussão 83 Figura 4.19 – Tensões residuais do aço VF800AT em função dos parâmetros da têmpera superficial a laser (temperatura e velocidade). (a) tensões transversais ao feixe do laser e (b) tensões longitudinais ao feixe do laser. Por definição, nos resultados de tensão residual, o sinal negativo indica tensão de compressão e, de maneira inversa, o sinal positivo indica tensão de tração. Observa-se na Figura 4.19 (a e b) que em todas as condições realizadas de têmpera a laser no aço VF800AT, as zonas temperadas apresentaram tensões residuais compressivas, decorrentes da transformação martensítica, que expande o material em aproximadamente 4%. A magnitude das tensões residuais transversais e longitudinais ao feixe do laser, variaram de aproximadamente -203 à -410 MPa, 84 Capítulo 4 Resultados e Discussão indicando um comportamento similar das tensões residuais em relação aos parâmetros da têmpera superficial a laser. Devido à pequena variação destas tensões, não foi possível estabelecer uma correlação com os parâmetros da têmpera e com as microestruturas formadas. A profundidade de análise realizada, até 0,6 mm não propiciou maiores informações quanto à transformação das tensões compressivas em tensões trativas à medida que o material base se aproxima. 4.1.3 Gradiente de Dureza de Topo A dureza inicial do aço VF800AT variou em uma faixa de aproximadamente 220 a 230 HV (17 HRC), estando de acordo com a ficha técnica do fabricante que especifica uma dureza máxima de 260 HV (24 HRC) (Villares 2006). Os resultados do gradiente de dureza de topo do aço VF800AT, transversal ao feixe do laser, em função da temperatura de austenitização (1020ºC, 1080ºC e 1140ºC) e da velocidade de processamento (1 e 2 mm/s) são visualizados na Figura 4.20 (a e b). (a) (b) Figura 4.20 - Influência da temperatura de austenitização e da velocidade de processamento no gradiente de dureza transversal a pista do laser do aço VF800AT. (a) Vel.: 1 mm/s e (b) Vel.: 2 mm/s. Capítulo 4 Resultados e Discussão 85 Analisando os resultados do gradiente de dureza de topo em função da temperatura de austenitização e da velocidade de processamento indicados na Figura 4.20 (a e b), nota-se que a forma “top hat” foi verificada em ambas as condições de velocidade, ou seja, ocorreu uma redução gradual da dureza à medida que se distancia do centro do feixe do laser e se aproxima do material base. Para a têmpera realizada com a menor velocidade (1 mm/s) inicialmente verifica-se que o aumento da dureza teve uma relação direta com o aumento da temperatura, atingindo durezas no centro do feixe do laser de 636, 714 e 691 HV nas temperaturas de 1020, 1080 e 1140ºC respectivamente. Entretanto, há uma leve queda da dureza no centro do feixe do laser ao atingir a temperatura de 1140ºC. Acredita-se que com o aumento da temperatura melhorou a homogeneidade da austenita favorecendo assim o endurecimento até a temperatura de 1080ºC. Ao atingir a temperatura de 1140ºC a maior dissolução dos elementos de liga em especial o Cromo e o Carbono favoreceu uma fração maior de austenita retida ou estabilizou a ferrita com o aumento do Cromo em solução. Conseqüentemente promovendo uma pequena redução da dureza no centro do feixe do laser, sendo a região mais aquecida da camada. Para a têmpera realizada com a maior velocidade (2 mm/s) verifica-se uma queda de dureza mais acentuada no centro do feixe do laser com o aumento da temperatura, atingindo durezas no centro do feixe do laser de 710, 654 e 511 HV nas temperaturas de 1020, 1080 e 1140ºC respectivamente. Entretanto, obteve-se gradientes maiores na distância do centro do feixe do laser em relação a têmpera realizada na menor velocidade (1 mm/s). Acredita-se que o aumento da velocidade e e o aumento automático da potência obtenha-se uma austenita mais heterogênea e uma dissolução maior dos elementos de liga. Como conseqüência, o efeito de formação de austenita retida ou mesmo a estabilização da ferrita seriam mais intensos com o aumento da temperatura. Desta forma, justificando a redução da dureza no centro do feixe do laser. Este efeito está de acordo com os resultados da fração de austenita retida, Figura 4.13, onde a fração de AR aumentou até a temperatura de 1080ºC mais caiu para a temperatura de 1140ºC, prevalecendo nesta condição a estabilização da ferrita. Capítulo 4 Resultados e Discussão 4.1.4 86 Perfil de Dureza Os perfis de dureza das amostras do aço VF800AT temperados superficialmente a laser são mostrados na Figura 4.21 (a e b). Figura 4.21 - Influência dos parâmetros da têmpera superficial a laser no perfil de dureza do aço VF800AT com referência de profundidade de endurecimento de 500 HV. (a) Vel.: 1 mm/s; (b) Vel.: 2 mm/s. Capítulo 4 Resultados e Discussão 87 Como referência de profundidade de endurecimento foi definido o valor de 500HV/50 HRC com base nas exigências de clientes da empresa Comp que utilizam o processo de têmpera superficial a laser por diodo para aumentar a resistência mecânica dos aços. A ZT (zona temperada) considerada como a ZTA (zona termicamente afetada) é a distância da superfície para o interior da peça na qual não mais se observa diferença de dureza com relação ao material base (aprox. 220 a 230 HV). Analisando os efeitos da temperatura de austenitização no perfil de dureza, Figura 4.21 (a e b) primeiramente observa-se que há uma relação direta da profundidade de endurecimento e da ZT com o aumento da temperatura. Maiores profundidades de endurecimento e conseqüentemente maiores ZT’s são atingidas com o aumento da temperatura. A Figura 4.21 (a) mostra que o aço VF800AT temperado com a menor velocidade (1 mm/s) atingiu as profundidades de endurecimento de aprox. 0,6, 1,4 e 1,9 mm e uma ZT de 1,0, 1,8 e 2,4 para as temperaturas de 1020, 1080 e 1140°C respectivamente. Com a maior velocidade (2 mm/s) o VF800AT atingiu as profundidades de endurecimento de aprox. 0,8, 1,4 e 1,5 mm e uma ZT de 1,2, 2,0 e 2,2 para as temperaturas de 1020, 1080 e 1140°C res pectivamente. Os melhores resultados de profundidade de endurecimento foram atingidos com a maior temperatura (1140°C) e menor velocidade (1 mm/s). S andven 1995 e Sepold 1994 indicam que quanto maior for o tempo de interação entre o feixe incidente e o aço, ou seja, quando forem desenvolvidas menores velocidades de processamento, maior será a quantidade de energia transferida para o material, que, resulta em um maior aquecimento na superfície do corpo de prova e mais material abaixo da superfície atingirá temperaturas no domínio do campo austenítico, e assim temperaturas mais elevadas determinam camadas temperadas mais profundas (ASSUMPÇÃO, 2001). Ou seja, a têmpera realizada com uma menor velocidade de processamento (1 mm/s) gera um maior aporte térmico no material do que a têmpera realizada com uma maior velocidade (2 mm/s). Acredita-se também que um maior aporte térmico propicia uma maior homogeneidade da austenita. Como já comentado, as maiores profundidades de endurecimento foram atingidas na temperatura de 1140°C. Este fato deve- se primeiramente que, aços liga Capítulo 4 Resultados e Discussão 88 necessitam de temperaturas mais elevadas para a dissolução dos carbonetos, essencialmente aços com elevado teor de cromo, assim há um ganho na temperabilidade (profundidade de endurecimento) com uma maior dissolução dos carbonetos na fase austenita. E em segundo, houve um maior aporte térmico, ou seja, com o aumento da temperatura o equipamento automaticamente ajustou para uma potência maior para atingir a temperatura de austenitização na velocidade definida. Nas condições estudadas as altas taxas de aquecimento ocorreram em torno de 350°C/s, corroborando para a obtenção de d urezas elevadas, por meio da auto-têmpera. Por outro lado, para temperaturas mais elevadas como 1080°C e 1140°C e velocidade de 2 mm/s, tem-se um efeito inv erso na superfície, até 0,2mm, havendo uma queda da dureza, como já mostrado nos gradientes de dureza de topo, devido a uma maior fração de austenita retida formada. Na menor velocidade (1 mm/s) e temperatura de 1140ºC também houve uma queda de dureza até 0,2 mm da superfície. O efeito de queda da dureza superficial na temperatura de 1140ºC com a maior velocidade acredita-se que esteja relacionado com um percentual de ferrita presente na microestrutura, visto que a fração de austenita retida indica um menor percentual do que na temperatura de 1080ºC. A Figura 4.22 correlaciona o perfil de dureza com a microestrutura formada para a temperatura de 1140°C e velocidade de 2 mm/s . Capítulo 4 Resultados e Discussão 89 Figura 4.22 – Perfil de dureza x microestrutura do aço VF800AT após têmpera superficial a laser por diodo. Temp: 1140°C; e Vel. : 2 mm/s. Microscopia ótica (M.O). Ataque Metabissulfito de sódio 10%. A condição mostrada na Figura 4.22 não seria aconselhável para uma aplicação industrial, devido a fração de austenita retida formada na superfície e/ou da ferrita que promoveram uma queda da dureza superficial até 0,2mm. Levando em consideração que a têmpera superficial a laser por diodo é uma técnica utilizada para aumentar a resistência mecânica dos aços ferramenta, os melhores resultados baseados na dureza de topo, na profundidade de endurecimento e na formação de austenita retida foram obtidos com a temperatura de 1080ºC e velocidade de 1 mm/s. Capítulo 4 Resultados e Discussão 4.2 90 Aço Ferramenta para trabalho a frio VD2 4.2.1 Análise Microestrutural A microestrutura inicial dos aços ferramenta para trabalho a frio VD2 no seu estado de fornecimento, recozido, é apresentada Figura 4.23 (a e b). (a) (b) Figura 4.23 – Microestrutura inicial do aço VD2, composta de carbonetos dispersos na matriz ferrítica. (a) Microscopia ótica (M.O). Ataque: Nital. (b) Ampliação. A Figura 4.23 (a e b) mostra que a microestrutura inicial do aço VD2 é composta de carbonetos primários (grandes e vários formatos) e carbonetos secundários (pequenos e globulares) dispersos em uma matriz ferrítica. A Figura 4.24 (a e b) apresenta a microestrutura do aço VD2 de uma amostra temperada a laser na temperatura de 1080ºC e velocidade de 1 mm/s. (a) (b) Figura 4.24 – Microestrutura do aço VD2 temperado a laser, composta de carbonetos dispersos na matriz martensítica e austenita residual. (a) Microscopia ótica (1080ºC - vel.: 1 mm/s); (b) Ampliação. Ataque Metabissulfito de sódio10%. Capítulo 4 Resultados e Discussão 91 A Figura 4.24 (a) mostra uma microestrutura bastante refinada constituída de carbonetos complexos dispersos na matriz martensítica. Acredita-se que os carbonetos grosseiros com diversas geometrias, Figura 4.24(b), sejam os primários, e os carbonetos menores globulares sejam os secundários. Mesquita e Barbosa (2005) relatam que após têmpera e revenimento a microestrutura do aço VD2 é constituída majoritariamente de carbonetos M7C3 ricos em Cr, cuja dureza é inferior dos carbonetos MC, presentes no aço VF800AT. Diante deste fato, o aço VF800AT apesar de possuir uma menor fração de carbonetos em relação ao aço VD2, possui maior resistência ao desgaste abrasivo, pela presença dos carbonetos MC e pela maior tenacidade. Medanha, Goldenstein e Pinedo (2003), indicam que o tamanho dos carbonetos é sempre superior na direção longitudinal das barras do que na direção transversal, em decorrência da anisotropia de deformação que promove o alinhamento dos carbonetos. O aço VD2 utilizado neste trabalho apresenta carbonetos distribuídos na direção transversal. Nota-se também, comparando as micrografias das Figuras 4.23 (b) e 4.24 (b) que após a têmpera superficial houve uma redução no tamanho dos carbonetos presentes na microestrutura, indicando uma dissolução parcial destes carbonetos. Com base na evolução microestrutural do material base (MB) até a zona temperada (ZT), foram identificadas alterações microestruturais envolvendo a dissolução dos carbonetos e a fração de austenita retida formada após a têmpera superficial a laser no aço VD2. Para uma melhor visualização quanto ao comportamento dos carbonetos e a fração de austenita retida formada em amostras temperadas a laser com altas taxas de aquecimento, a Figura 4.25 (a e b) apresenta a evolução da microestrutura do MB até a ZT para duas condições diferentes de têmpera, as quais: mesma velocidade (1mm/s) mas com temperaturas diferentes: (a) 1080ºC e (b) 1140ºC. 92 Capítulo 4 Resultados e Discussão Temp.: 1080ºC – Vel.: 1 mm/s Temp.: 1140ºC – Vel.: 1 mm/s (a) (b) Figura 4.25 – Evolução da dissolução dos carbonetos e fração de AR do aço VD2 temperado a laser. Vel.: 1 mm/s. Microscopia ótica (M.O). (a)Temp.: 1080ºC; (b) Temp.: 1140ºC. Ataque: Metabissulfito de sódio 10%. Comparando as micrografias da Figura 4.25 (a e b) as quais a têmpera foi realizada na mesma velocidade de processamento, entretanto com temperatura de 93 Capítulo 4 Resultados e Discussão austenitização diferentes, nota-se uma alteração microestrutural bastante diferenciada entre a condição (a) e a (b) na região bem próxima da superfície, considerando que estas amostras foram preparadas e atacadas simultaneamente no mesmo baquelite, acredita-se que esta diferença microestrutural, ou seja, esta fase clara indique a fração de austenita retida presente. Na condição (b) a qual a têmpera foi realizada com uma maior temperatura de austenitização (1140ºC) formou-se uma região bastante clara até aprox. 0,2 mm da superfície. Esta região mais clara está relacionada com a maior dissolução dos carbonetos durante o aquecimento com uma temperatura mais elevada do que na condição (a), Como já comentado este efeito no aço VF800AT, a maior dissolução dos carbonetos dificulta a formação da martensita reduzindo para temperaturas mais baixas Mi e Mf e conseqüentemente promove uma fração de austenita retida na superfície. A Figura 4.26 (a e b) mostra uma ampliação do DET. A (detalhe A) e do DET. B (detalhe B) da Figura 4.24, onde na região mais clara próxima da superfície, ocorreu uma dissolução maior dos carbonetos juntamente com a estabilização da fase austenita (γ). (a) (b) Figura 4.26 - Microestrutura após têmpera a laser do aço VD2, com Vel: 1 mm/s. (a) DET. A - Temp.: 1080ºC; (b) DET.B - Temp.: 1140ºC . Microscopia ótica (M.O). Ataque: Metabissulfito de sódio 10%. Na temperatura de 1080ºC, Figura 4.26 (a) visualiza-se os carbonetos primários não dissolvidos, já na Figura 4.26(b) nota-se em grande parte da microestrutura uma região muito clara, indicando uma dissolução maior dos carbonetos e a presença da austenita retida. 94 Capítulo 4 Resultados e Discussão A Figura 4.27 (a e b) apresenta as micrografias com as mesmas condições de têmpera anteriores, entretanto foi utilizado o reagente Vilella para revelação das microestruturas. (a) (b) Figura 4.27 - Microestrutura após têmpera a laser do aço VD2, com Vel: 1 mm/s. (a) DET. A - Temp.: 1080ºC; (b) DET.B - Temp.: 1140ºC . Microscopia ótica (M.O). Ataque: Vilella. Na Figura 4.27 (a e b), o reagente Vilella revelou uma microestrutura mais focada nos carbonetos, não sendo nítida a presença da austenita retida. A Figura 4.28 mostra uma ampliação da Figura 4.27 (b). Figura 4.28 - Microestrutura de uma amostra do aço VD2 temperada a laser, com a temperatura de 1140ºC e vel. de 1 mm/s. Microscopia ótica (M.O). Ataque: Vilella. Capítulo 4 Resultados e Discussão 95 A Figura 4.28 mostra a microestrutura resultante de uma amostra temperada a laser na maior temperatura de austenitização (1140ºC) e na menor velocidade de varredura (1mm/s). A microestrutura é constituída de martensita, austenita retida e carbonetos. Em alguns pontos é possível identificar uma estrutura lamelar, similares a morfologia encontrada por Boccalini e Goldeinstein (2001) apud Sayeg 2010, para os carbonetos eutéticos do tipo M7C3 e M3C. Isto indica que ocorreu liquação para esta condição de têmpera a laser. A liquação ocorre quando se atinge temperatura acima da linha sólidos, entrando no campo líquido+sólido (L+A) conforme Figura 4.12. No processo de têmpera a laser o campo (L+A) é atingido devido a superaquecimentos localizados, decorrentes de variações no coeficiente de absortividade dos constituintes carbonetos e matriz, onde a absortividade do carboneto é muito maior do que a absortividade da matriz, produzindo assim um elevado gradiente de temperatura na região temperada. Os carbonetos eutéticos, com aprox. 870 HV de dureza, são formados a partir do liquido eutético que apresenta um ponto de fusão menor do que os demais carbonetos. As regiões claras possuem uma dureza de aprox. 400 HV. Sugere-se que estas regiões sejam austenita retida. Com a análise destas informações sugere-se que a têmpera a laser no aço VD2 seja realizada a temperatura inferiores a 1140°C, de forma a evitar-se a liquação bem como a deterioração das propriedades. E por última análise da Figura 4.25 (a e b) também nota-se que a condição (b) atingiu uma maior ZT, de aprox. 2,4 mm, em relação à condição (a) com uma ZT de aprox. 2,2 mm. Maiores profundidades da ZT estão relacionadas com maiores temperaturas de austenitização. 4.2.2 Difração de Raios-X A técnica de análise de difração de raios-X foi utilizada neste trabalho para medir a fração de austenita retida e as tensões residuais das amostras do aço VD2 temperado superficialmente a laser por diodo. Capítulo 4 Resultados e Discussão 4.2.2.1 96 Austenita Retida A Figura 4.29 apresenta os resultados da fração de austenita retida nas amostras do aço VD2 temperadas superficialmente a laser. Figura 4.29 – Fração de austenita retida (AR) do aço VD2 em função dos parâmetros da têmpera superficial a laser por diodo (temperatura de austenitização e velocidade de processamento). A fração de austenita retida formada no aço VD2, Figura 4.29, para a menor velocidade de processamento (1 mm/s) obteve-se uma relação direta com a temperatura de austenitização. A fração de austenita retida foi de aprox. 3, 8 e 16% para as temperaturas de 1020ºC, 1080ºC e 1140ºC respectivamente, ou seja, a fração de austenita retida aumentou com o aumento da temperatura. Este efeito está relacionado a uma maior dissolução dos carbonetos como já comentado anteriormente com o aço VF800AT, item 4.1.2.1. Mesmo efeito foi observado por Medanha, Pinedo e Goldenstein (2003) quando temperado e revenido o aço AISI D2 a 1020ºC, 1040ºC, 1060ºC e 1080ºC. Quando realizada a têmpera com a maior velocidade (2 mm/s) a fração de austenita retida foi de aprox. 3 , 16,5 e 7% para as temperaturas de 1020ºC, 1080ºC e 1140ºC. A AR aumentou até a temperatura de 1080ºC e diminuiu com a temperatura de 1140ºC. Acredita-se que o efeito que prevaleceu quando aplicada temperaturas de austenitização muito elevadas, como no caso de 1140ºC, com velocidades maiores, é a estabilização da ferrita, devido o ciclo de aquecimento e resfriamento ser muito rápido. O VD2 possui em sua composição aprox. 11% de Cr, Capítulo 4 Resultados e Discussão 97 e este elemento sendo alfagêneo, poderá estabilizar a fase (α) do diagrama Fe-C. Este efeito também foi verificado no aço VF800AT, aumentando esta possibilidade a medida que se tem maiores percentuais de Cr na composição química do aço. A máxima fração de austenita retida (16,5%) formou-se a 1080ºC e com a maior velocidade (2 mm/s) e a mínima fração (aprox. 3,2%) formou-se a 1020ºC não havendo notável diferença em relação à velocidade. A austenita retida não é desejável para esta classe de aços, pois diminui a resistência ao desgaste e sendo uma fase instável pode se transformar em trabalho, favorecendo o aparecimento de trincas superficiais. 4.2.2.2 Tensões Residuais A medição da tensão residual nas amostras do aço VD2 temperado superficialmente a laser por diodo foi realizada por difração de raios-x. As medições foram realizadas no sentido transversal e longitudinal ao feixe do laser, na superfície e ao longo da profundidade até 0,6 mm por meio de polimento eletrolítico. A Figura 4.30 (a e b) mostra os resultados das medições em função dos parâmetros (temperatura de austenitização e velocidade de processamento) da têmpera superficial a laser por diodo. Capítulo 4 Resultados e Discussão 98 Figura 4.30 – Tensões residuais do aço VD2 em função dos parâmetros da têmpera superficial a laser (temperatura e velocidade). (a) tensões transversais ao feixe do laser e (b) tensões longitudinais ao feixe do laser. O sinal negativo nos resultados indica tensão residual de compressão e, de maneira inversa, o sinal positivo indica tensão residual de tração. Observa-se na Figura 4.30 (a e b) que na maioria das amostras do aço VD2 temperadas a laser, as zonas temperadas apresentaram tensões residuais compressivas, decorrentes da transformação martensítica, que expande o material em aproximadamente 4%. Apenas na condição realizada com a temperatura de 1080ºC e velocidade de 1 99 Capítulo 4 Resultados e Discussão mm/s que a tensão transversal ao feixe do laser se apresentou trativa com uma tendência a tensões compressivas com a profundidade. Este efeito pode estar relacionado à fração de austenita retida presente na microestrutura da camada temperada. A magnitude das tensões residuais transversais (com exceção da condição que apresentou tensão trativa) variou de aproximadamente -150 à 89 MPa. A magnitude das tensões residuais longitudinais variaram de aproximadamente -366 à -113 MPa. Tanto as tensões residuais transversais como as longitudinais realizadas até a profundidade de 0,6 mm, apresentaram uma tendência para formação de tensões trativas ao longo da profundidade da camada temperada. 4.2.3 Gradiente de Dureza de Topo A dureza inicial do aço VD2, recozido, variou em uma faixa de aproximadamente 205 a 225 HV (14 HRC), estando de acordo com a ficha técnica do fabricante que especifica uma dureza máxima de 260 HV (24 HRC) (Villares 2006). Os resultados do gradiente de dureza de topo, transversal ao feixe do laser do aço VD2 em função da temperatura de austenitização (1020ºC, 1080ºC e 1140ºC) e da velocidade (1 e 2 mm/s) são visualizados na Figura 4.31 (a e b). (a) (b) Figura 4.31 - Influência da temperatura de austenitização e da velocidade de processamento no gradiente de dureza transversal ao feixe do laser do aço VD2. (a) Vel.: 1 mm/s e (b) Vel.: 2 mm/s. 100 Capítulo 4 Resultados e Discussão Analisando os resultados do gradiente de dureza de topo em função da temperatura de austenitização e da velocidade de processamento indicados na Figura 4.31 (a e b), nota-se que a forma “top hat” foi verificada em ambas as condições de velocidade, ou seja, ocorreu uma redução gradual da dureza à medida que se distancia do centro do feixe do laser e se aproxima do material base. Para a têmpera realizada com a menor velocidade (1 mm/s), Figura 4.31 (a), inicialmente verifica-se que o aumento da dureza teve uma relação direta com o aumento da temperatura, atingindo durezas no centro do feixe do laser de 735, 866 e 409 HV nas temperaturas de 1020, 1080 e 1140ºC respectivamente. Entretanto, há uma queda da dureza no centro do feixe do laser ao atingir a temperatura de 1140ºC. Acredita-se que com o aumento da temperatura melhorou a homogeneidade da austenita favorecendo assim o endurecimento até a temperatura de 1080ºC. Ao atingir a temperatura de 1140ºC a maior dissolução dos elementos de liga em especial o Cromo e o Carbono favoreceu uma fração maior de austenita retida ou estabilizou a ferrita com o aumento do Cr em solução, como verificado no aço VF800AT. Para a têmpera realizada com a maior velocidade (2 mm/s), como mostra a Figura 4.31 (b), a dureza superficial apresentou-se mais homogênea para as condições estudadas, aumentando com o aumento da temperatura, apenas com a temperatura de 1140ºC é que a dureza se apresenta um pouco menor. Atingiu-se durezas no centro do feixe do laser de 744, 754 e 722 HV nas temperaturas de 1020, 1080 e 1140ºC respectivamente. Acredita-se que a têmpera no aço VD2 realizada com uma maior velocidade, não favoreceu a dissolução dos carbonetos e o efeito do Cr como alfagêneo deve ter sido mais intenso, estabilizando a ferrita. Capítulo 4 Resultados e Discussão 101 4.2.4 Perfil de Dureza Os perfis de dureza das amostras do aço VD2 temperados superficialmente a laser são mostrados na Figura 4.32 (a e b). Figura 4.32 - Influência dos parâmetros da têmpera superficial a laser no perfil de dureza do aço VD2 com referência de profundidade de endurecimento de 500HV. (a) Vel.: 1 mm/s e (b) Vel.: 2 mm/s. Capítulo 4 Resultados e Discussão 102 Como referência de profundidade de endurecimento foi definido o valor de 500HV50 HRC com base nas exigências de clientes que utilizam a têmpera superficial a laser por diodo para aumentar a resistência mecânica dos aços. A ZT (zona temperada) considerada como a ZTA (zona termicamente afetada) é a distância da superfície para o interior da peça na qual não mais se observa diferença de dureza com relação ao material base (aprox. 205 a 225 HV). Analisando os efeitos da temperatura de austenitização no perfil de dureza do aço VD2, Figura 4.32 (a) observa-se que maiores profundidades de endurecimento e maiores zonas temperadas (ZT’s) são atingidas com o aumento da temperatura. Quando realizada a têmpera com a menor velocidade (1 mm/s) atingiu-se as profundidades de endurecimento de aprox. 0,9, 1,4 e 2,0 mm e uma ZT de 1,8, 2,4 e 2,6 para as temperaturas de 1020, 1080 e 1140°C res pectivamente. Quando realizada a têmpera no aço VD2 na maior velocidade (2 mm/s), Figura 4.32 (b), atingiu-se as profundidades de endurecimento de aprox. 1,2, 1,1 e 1,0 mm e uma ZT de 1,6, 2,0 e 2,0 para as temperaturas de 1020, 1080 e 1140°C respectivamente. Os melhores resultados de profundidade de endurecimento foram atingidos com a menor temperatura (1020°C) e os men ores resultados com a maior temperatura (1140°C). O equipamento ajustou automaticamente potências maiores quando realizada a têmpera com a maior velocidade de processamento (2 mm/s). Na temperatura de 1140ºC com a menor velocidade (1 mm/s), a faixa de potência variou de 1250 à 1400 W, e com a maior velocidade (2 mm/s) variou de 1600 à 2000 W. No geral, verifica-se que os melhores resultados de profundidade de endurecimento foram adquiridos com as maiores temperaturas, entretanto a menor velocidade propiciou uma dissolução maior dos carbonetos em relação à maior velocidade, promovendo também uma maior fração de austenita retida. Comparando o parâmetro de velocidade de processamento, a maior diferença nas microestruturas superficiais e na profundidade de endurecimento foi quando realizada a têmpera com a temperatura de austenitização de 1140ºC, como mostra a Figura 4.33. Capítulo 4 Resultados e Discussão 103 Figura 4.33 - Influência da velocidade de processamento no perfil de dureza do aço VD2 temperado a 1140°C. A Figura 4.34 correlaciona o perfil de dureza com a microestrutura formada para a temperatura de 1140°C e velocidade de 1 mm/s. Figura 4.34 – Perfil de dureza x microestrutura do aço VD2 temperado a laser a 1140°C; e Vel.: 1 mm/s. Microscopia ótica (M.O). A taque Metabissulfito de sódio 10%. A condição mais favorável para o aço VD2 é realizar a têmpera a 1080ºC e velocidade de 1 mm/s, obtendo-se desta forma elevadas durezas superficiais, maior profundidade de endurecimento aliada a uma microestrutura mais homogênea. Capítulo 4 Resultados e Discussão 4.3 104 Aço Ferramenta para trabalho a frio VC131 4.3.1 Análise Microestrutural A estrutura inicial dos aços ferramenta para trabalho a frio VC131 no seu estado de fornecimento, recozido, é composta de carbonetos primários e secundários dispersos em uma matriz ferrítica, como mostra a Figura 4.35 (a e b). (a) (b) Figura 4.35 – Microestrutura do material base do aço VC131, composta de carbonetos dispersos na matriz ferrítica. (a) Microscopia ótica (M.O). Ataque Metabissulfito de sódio 10%. (b) Ampliação. A Figura 4.36 (a e b) apresenta a microestrutura de amostras do aço VC131 temperadas a laser com uma temperatura de 1140ºC e velocidade de 2 mm/s. (a) (b) Figura 4.36 – Microestrutura do aço VC131 após têmpera superficial a laser, composta de carbonetos dispersos na matriz martensítica. (a) Microscopia ótica (M.O), Temp.: 1140ºC e vel.: 2 mm/s; (b) Ampliação. Ataque Metabissulfito de sódio 10%. Capítulo 4 Resultados e Discussão 105 A Figura 4.36 (a) mostra uma microestrutura bastante refinada constituída de carbonetos complexos dispersos na matriz martensítica. Acredita-se que os carbonetos maiores com diversas geometrias, Figura 4.36(b), sejam os primários, e os carbonetos menores e globulares sejam os secundários. Comparando o tamanho dos carbonetos das micrografias das Figuras 4.35 (b) e 4.36 (b) não foi possível notar se houve uma dissolução parcial dos mesmos nesta condição de têmpera realizada. Também deve-se ressaltar que, os carbonetos presentes no VC131 são maiores e alinhados, devido sua distribuição na direção longitudinal. Esta distribuição dos carbonetos no VC131 torna sua dissolução mais difícil do que nos aços VF800AT e VD2, com os carbonetos distribuídos transversalmente. 4.3.2 Difração de Raios-X A técnica de análise de difração de raios-X foi utilizada neste trabalho para medir a fração de austenita retida e as tensões residuais das amostras do aço VC131 temperado superficialmente a laser por diodo. 4.3.2.1 Austenita Retida A Figura 4.37 apresenta os resultados da fração de austenita retida nas amostras do aço VC131 temperadas superficialmente a laser. Figura 4.37 – Fração de austenita retida (AR) do aço VC131 em função dos parâmetros da têmpera superficial a laser por diodo (temperatura de austenitização e velocidade de processamento). Capítulo 4 Resultados e Discussão 106 A fração de austenita retida formada nas amostras do aço VC131, Figura 4.37, para a menor velocidade de processamento (1 mm/s) houve uma relação direta com a temperatura de austenitização. A fração de austenita retida foi de aprox. 16, 34 e 38% para as temperaturas de 1020ºC, 1080ºC e 1140ºC respectivamente, ou seja, a fração de austenita retida aumentou com o aumento da temperatura e do aporte térmico. Este efeito também ocorreu para os aços VF800AT e o VD2, discutidos anteriormente. Quando realizado a têmpera com uma maior velocidade (2 mm/s) a fração de austenita retida diminuiu com o aumento da temperatura de austenitização, formando 31, 24 e 11% para as temperaturas de 1020ºC, 1080ºC e 1140ºC respectivamente. Nestas condições de maior velocidade de têmpera, as quais houve um menor aporte térmico do que para a menor velocidade (1 mm/s), acredita-se que não houve aporte térmico e tempo de residência do feixe do laser suficiente para a dissolução dos carbonetos, e conseqüentemente formou-se uma fração menor de austenita retida. A fração máxima de austenita retida (38%) formou-se com a maior temperatura (1140ºC) e menor velocidade (1 mm/s). A fração mínima (aprox. 11%) formou-se com a maior temperatura (1140ºC) na maior velocidade (2 mm/s). Estes valores consideráveis de austenita retida nas amostras do aço VC131 são decorrentes do elevado percentual de carbono presente na composição química deste aço. A austenita retida não é desejável para esta classe de aços, pois diminui a resistência ao desgaste e sendo uma fase metaestável pode se transformar em trabalho, favorecendo o aparecimento de trincas superficiais. Com base na evolução microestrutural do material base (MB) até a zona temperada (ZT), foram identificadas alterações microestruturais envolvendo a fração de austenita retida nas amostras do aço VC131 temperadas superficialmente a laser. A Figura 4.38 mostra a diferença da microestrutura formada a partir de duas condições onde este efeito fica claramente visível, mantendo a mesma temperatura de austenitização (1140ºC) e variando a velocidade de processamento: (a) 1 mm/s e (b) 2 mm/s. 107 Capítulo 4 Resultados e Discussão Temp.: 1140ºC – Vel.: 1 mm/s Temp.: 1140ºC – Vel.: 2 mm/s (a) (b) Figura 4.38 – Efeito da velocidade de processamento na fração de austenita retida formada no aço VC131 temperado a 1140ºC. (a) Vel.: 1 mm/s e (b) Vel.: 2 mm/s. Microscopia ótica (M.O). Ataque Metabissulfito de sódio 10%. Analisando as micrografias da Figura 4.38 (a e b) verifica-se que estão de acordo com os resultados quantitativos mostrados na Figura 4.37, a qual a fração de austenita retida diminuiu de 38% para aproximadamente 11% com o aumento da velocidade (de 108 Capítulo 4 Resultados e Discussão 1 mm/s para 2 mm/s). Nota-se nitidamente na Figura 4.38 (a) uma fase clara mais próxima da superfície, considerando que estas amostras foram preparadas e atacadas simultaneamente no mesmo baquelite, acredita-se que esta diferença microestrutural, ou seja, esta fase clara indique a fração de austenita retida presente. As Figuras 4.39 e 4.40 (a e b) mostram um detalhe da região próxima da superfície da Figura 4.38 (a e b). (a) (b) Figura 4.39 – Efeito da temperatura de 1140ºC na fração de austenita retida do aço VC131, com velocidade de 1 mm/s. (a) DET. A - Figura 4.38(a); (b) Ampliação. Microscopia ótica (M.O). Ataque: Metabissulfito de sódio 10%. (a) (b) Figura 4.40 – Efeito da temperatura de 1140ºC na fração de austenita retida do aço VC131, com velocidade de 2 mm/s. (a) DET. B - Figura 4.38(b); (b) Ampliação. Microscopia ótica (M.O). Ataque: Metabissulfito de sódio 10%. Analisando as micrografiias das Figuras 4.39 e 4.40 nota-se claramente que a têmpera realizada com uma menor velocidade (1 mm/s) promoveu uma maior dissolução dos carbonetos e a formação de uma fração maior de austenita retida. Capítulo 4 Resultados e Discussão 4.3.2.2 109 Tensões Residuais As tensões residuais do aço VC131 medidas por difração de raios-x na superfície e ao longo da profundidade até 0,6 mm são mostrados na Figura 4.41 (a e b) em função dos parâmetros (temperatura de austenitização e velocidade de processamento) da têmpera superficial a laser por diodo. Figura 4.41 – Tensões residuais do aço VC131 em função dos parâmetros da têmpera superficial a laser (temperatura e velocidade). (a) tensões transversais ao feixe do laser e (b) tensões longitudinais ao feixe do laser. 110 Capítulo 4 Resultados e Discussão O sinal negativo nos resultados indica tensão residual de compressão e, de maneira inversa, o sinal positivo indica tensão residual de tração. Observa-se na Figura 4.41 (a) que para todas as amostras do aço VC131 temperadas a laser, as tensões residuais transversais ao feixe do laser zonas apresentaram compressivas, decorrentes da transformação martensítica, que expande o material em aproximadamente 4%. Também nota-se a tendência das tensões compressivas se transformando em tensões trativas com a profundidade de endurecimento. A magnitude destas tensões compressivas variou de -306 a 125 MPa. Observa-se na Figura 4.41 (b) que as tensões residuais longitudinais ao feixe do laser apresentaram dois comportamentos diferentes. O comportamento diferenciado foi em relação à velocidade de processamento realizada a têmpera a laser. Com a menor velocidade (1 mm/s) as tensões residuais se apresentaram trativas, com magnitude de 74 à 404 MPa. Estas tensões trativas podem estar relacionadas à maior formação de austenita retida na superfície das amostras do aço VC131. O maior resultado de tensão trativa foi na condição de maior temperatura e menor velocidade (1140ºC / 1 mm/s) onde se obteve a maior fração de austenita retida, de aprox. 38%. Quando realizada a têmpera a laser com a maior velocidade (2 mm/s) as tensões residuais se apresentaram compressivas com tendência a tensões trativas na profundidade de endurecimento. A magnitude destas tensões compressivas variou de -270 a 90 MPa. 4.3.3 Gradiente de Dureza de Topo A dureza inicial do aço VC131 variou em uma faixa de aproximadamente 215 a 225 HV (15 HRC), estando de acordo com a ficha técnica do fabricante que especifica uma dureza máxima de 260 HV (24 HRC) (Villares 2006). Os resultados do gradiente de dureza de topo, transversal ao feixe do laser do aço VC131 em função da temperatura de austenitização (1020ºC, 1080ºC e 1140ºC) e da velocidade (1 e 2 mm/s) são visualizados na Figura 4.42 (a e b). 111 Capítulo 4 Resultados e Discussão (a) (b) Figura 4.42 - Influência da temperatura de austenitização e da velocidade de processamento no gradiente de dureza transversal a pista do laser do aço VC131. (a) Vel.: 1 mm/s e (b) Vel.: 2 mm/s. Analisando os resultados do gradiente de dureza de topo em função da temperatura de austenitização e da velocidade de processamento indicados na Figura 4.42 (a e b), nota-se que a forma “top hat” foi verificada em ambas as condições de velocidade, ou seja, ocorreu uma redução gradual da dureza à medida que se distancia do centro do feixe do laser e se aproxima do material base. Entretanto, com a menor velocidade (1 mm/s) como mostra a Figura 4.42 (a), houve uma queda de dureza significativa no centro do feixe do laser para a maior temperatura de 1140ºC, o que provavelmente está relacionado com uma maior dissolução dos carbonetos, e conseqüentemente a presença da austenita retida, já comentado para o aço VF800AT e o VD2. No centro do feixe do laser atingiram-se as durezas de 825, 784 e 576 HV para as temperaturas de 1020, 1080 e 1140ºC respectivamente. Com a maior velocidade (2 mm/s), como mostra a Figura 4.42 (b), a dureza superficial apresentou-se mais homogênea para as condições estudadas, aumentando com o aumento da temperatura, apenas com a temperatura de 1020ºC é que a dureza se apresenta um pouco menor. No centro do feixe do laser atingiramse as durezas de 612, 812 e 831 HV para as temperaturas de 1020, 1080 e 1140ºC respectivamente. Capítulo 4 Resultados e Discussão 4.3.4 112 Perfil de Dureza Os perfis de dureza das amostras do aço VC131 temperados superficialmente a laser são mostrados na Figura 4.43 (a e b). Figura 4.43 - Influência dos parâmetros da têmpera superficial a laser no perfil de dureza do aço VC131 com referência de profundidade de endurecimento de 500 HV. (a) Vel.: 1 mm/s e (b) Vel.: 2 mm/s. Capítulo 4 Resultados e Discussão 113 Como referência de profundidade de endurecimento foi definido o valor de 500HV/50 HRC com base nas exigências de clientes que utilizam o processo de têmpera superficial a laser por diodo para aumentar a resistência mecânica dos aços. A ZT (zona temperada) considerada como a ZTA (zona termicamente afetada) é a distância da superfície para o interior da peça na qual não mais se observa diferença de dureza com relação ao material base (aprox. 215 a 225 HV). Analisando os efeitos da temperatura de austenitização no perfil de dureza, Figura 4.43 (a) primeiramente observa-se que há uma relação direta da profundidade de endurecimento e da ZT com o aumento da temperatura. Maiores profundidades de endurecimento e conseqüentemente maiores ZT’s são atingidas com o aumento da temperatura e com um maior aporte térmico. Quando realizada a têmpera com a menor velocidade (1 mm/s) atingiu-se as profundidades de endurecimento de aprox. 1,0, 1,2 e 1,6 mm e uma ZT de 2,2, 2,2 e 2,4 para as temperaturas de 1020, 1080 e 1140°C respectivamente . Quando realizada a têmpera no aço VC131 na maior velocidade (2 mm/s), Figura 4.43 (b), atingiu-se as profundidades de endurecimento de aprox. 1,5, 1,3 e 1,2 mm e uma ZT de 2,4 mm para todas as temperaturas. Os melhores resultados de profundidade de endurecimento foram atingidos com a menor temperatura (1020°C) e os menores resul tados com a maior temperatura (1140°C). Quanto ao aporte térmico, o equipamento ajustou automaticamente potências maiores quando realizada a têmpera com a maior velocidade de processamento (2 mm/s). Na temperatura de 1140ºC com a menor velocidade (1 mm/s), a faixa de potência variou de 1300 à 1450 W, e com a maior velocidade (2 mm/s) variou de 1600 à 1750 W. Mesmo que na velocidade maior (2 mm/s) o aporte térmico tenha sido maior, as maiores profundidades de endurecimento com as temperaturas de 1080 e 1140ºC foram atingidas com a menor velocidade. Entretanto, com a temperatura maior houve uma queda considerável da dureza na superfície, devido a formação de 38% de austenita retida com uma dissolução maior dos carbonetos, essencialmente o carbono. Com a temperatrura de 1080ºC também ocorreu o mesmo efeito, formando aprox. 34% de austenita retida na superfície. Com a menor Capítulo 4 Resultados e Discussão 114 temperatura de 1020ºC a maior profundidade de endurecimento foi atingida com a maior velocidade (2 mm/s). A Figura 4.44 correlaciona o perfil de dureza com a microestrutura formada para a temperatura de 1140°C e velocidade de 1 mm/s . Esta não é uma condição favorável de aplicação, visto que formou-se 38% de austenita retida na superfície, resultando em uma queda da dureza até 0,2mm. Figura 4.44 – Perfil de dureza x microestrutura do aço VC131 após têmpera superficial a laser por diodo. Temp: 1140°C; e Vel .: 1 mm/s. Microscopia ótica (M.O). Ataque Metabissulfito de sódio 10%. A condição mais favorável para o aço VC131 é realizar a têmpera a 1080ºC e velocidade de 2 mm/s, obtendo-se desta forma elevadas durezas superficiais, maior profundidade de endurecimento aliada a uma microestrutura mais homogênea. A Tabela 4.2 mostra um resumo dos resultados obtidos nesta pesquisa com os aços ferramenta VF800At, VD2 e o VC131. Capítulo 4 Resultados e Discussão Tabela 4.2 – Resumo dos resultados obtidos nesta pesquisa 115 Capítulo 5 Conclusões 116 5 CONCLUSÕES O presente trabalho teve como principal objetivo estudar o efeito dos parâmetros da têmpera superficial a laser por diodo na microestrutura da camada temperada dos aços ferramenta para trabalho a frio VF800AT, VD2 e VC131. Analisando os parâmetros do processo e os resultados obtidos, conclui-se que: • A microestrutura do material base (MB) dos aços ferramenta VF800AT, VD2 e VC131, composta de carbonetos dispersos em uma matriz ferrítica, após a têmpera a laser, tem sua estrutura alterada para martensítica, com carbonetos não dissolvidos e uma fração de austenita retida. Suspeita-se também que uma pequena fração de ferrita de alto cromo esteja presente na microestrutura. • Quando realizada a têmpera com maiores temperaturas de austenitização e maiores velocidades, o equipamento demandou maiores potências de trabalho. • A potência também depende da absortividade dos materiais. O aço ferramenta VD2 demandou as maiores potências de trabalho em relação ao VF800AT e o VC131, devido ao seu maior percentual de elementos de liga na composição química. • No geral obtiveram-se maiores durezas superficiais e profundidades de endurecimento com maiores temperaturas de austenitização e menores velocidades de processamento. Este efeito está relacionado a uma maior dissolução dos carbonetos na fase austenítica que aumenta a temperabilidade dos aços ferramenta. Entretanto, vale ressaltar que quanto maior for à dissolução dos carbonetos, maior será a fração de austenita retida na camada temperada. • A fração de austenita retida aumenta com o teor dos elementos de liga, especificamente com o carbono. Capítulo 5 Conclusões 117 VF800AT • Os melhores resultados de dureza superficial (714HV), zona temperada (1,8mm) e austenita retida (7%) foram obtidos na temperatura de 1080ºC e velocidade de 1 mm/s. • As tensões transversais e longitudinais ao feixe do laser foram compressivas com magnitude de -200 a -410 MPa. VD2 • Os melhores resultados de dureza superficial (866HV), zona temperada (2,4mm) e austenita retida (8%) foram obtidos na temperatura de 1080ºC e velocidade de 1 mm/s. • Em uma única condição estudada, na maior temperatura (1140°C) e menor velocidade de processamento (1 mm/s)ocorreu o fenômeno de liquação, formando poças de carbonetos eutéticos em decomposição. • As tensões transversais e longitudinais ao feixe do laser na maioria da condições foram compressivas, com magnitude de -113 a -366 MPa. Em uma única condição estudada, na temperatura de 1080ºC e velocidade de 1 mm/s formou-se tensões trativas com magnitude de 90 a 170 MPa. VC131 • Os melhores resultados de dureza superficial (812HV), zona temperada (2,4mm) e austenita retida (24%) foram obtidos na temperatura de 1080ºC e velocidade de 2 mm/s. As tensões transversais apresentaram-se compressivas com tendência a trativas na profundidade de endurecimento, com magnitude de --306 a 125 MPa. • As tensões residuais longitudinais tiveram dois comportamentos distintos: trativas quando realizada a têmpera com a menor velocidade (1 mm/s) com magnitude de 74 a 404 MPa; e compressivas com tendência a trativas na profundidade de endurecimento, quando realizada a têmpera com a maior velocidade (2 mm/s) com magnitude de -270 a 90 MPa. Capítulo 5 Conclusões 5.1 118 Sugestões para Trabalhos Futuros • Caracterização microestrutural detalhada dos efeitos dos parâmetros da têmpera superficial a laser por diodo, utilizando a microscopia eletrônica de transmissão (MET). • Realizar ensaio de resistência ao desgaste nas amostras temperadas superficialmente a laser. • Estudar o efeito da austenita retida (AR) nas propriedades dos aços ferramenta temperados a laser. • Realizar experimentos com sobreposição do feixe do laser e analisar seu efeito nas propriedades dos aços ferramenta. • Analisar a dissolução dos carbonetos na têmpera superficial a laser por meio da 1ª Lei de Fick. 119 Referências REFERÊNCIAS ALBERTIN, E.; BENEDUCE, F.; MATSUMOTO, M. and TEIXEIRA, I. Optimizing heat treatment and wear resistance of high chromium cast irons using computational thermodynamics. Wear, 271, p.1813-1818, 2011. ASM INTERNATIONAL HANDBOOK: Heat Treating, Vol.4, 1991. ASM INTERNATIONAL HANDBOOK: Surface Engineering, Vol.5, 1994. ASM HANDBOOK: Mechanical Testing And Evaluation. Vol. 8, 2000. ASM International: Heat Treater’s Guide: Practices and Procedures for Irons and Steels, 1995. ASSUMPÇÃO L.F.J.; Otimização de um processo de têmpera por laser em aço 1045. Tese de Mestrado. Universidade Federal do Paraná, Curitiba, 2001. ASSUMPÇÃO L.F.J., Oliveira, A.S.M.; Têmpera Superficial por Laser de aço ao Chumbo. In: COBEF – Congresso Brasileiro de Engenharia de Fabricação, 2001. BAILEY, N.S; TAN, W.; YUNG C. S. Predictive modeling and experimental results for residual stresses in laser hardening of AISI 4140 steel by a high power diode laser. Surface & Coatings Technology, 2009. BASU, A.; CHAKRABORTY J.; et. al.: Laser Surface Hardening of Austempered (bainitic) Ball Bearing Steel, 2007. CHIAVERINI V.; Aços e Ferros Fundidos. 6ª Edição, 1990. COLAÇO, R.; VILAR, R. Effect of the processing parameters on the proportion of retained austenite in laser surface melted tool steels. Journal Materials Science Letters, v.17, n.7, p.563-567, 1998. COLAÇO, R.; VILAR, R. On the influence of retained austenite in the abrasive wear behaviour of a laser surface melted tool steel. Wear 258, p.225-231, 2005. Referências COMP INDÚSTRIA E COMÉRCIO DE METAIS LTDA. Têmpera a Laser. Disponível em: http://www.complaser.com.br/têmpera.htm. Acesso em 01 Set. 2011. CULLITY, B. D. Elements of X-ray diffraction. Addison-Wesley Publishing Company, Inc. Massachusetts, 1978. GOIA, F. A. Endurecimento da superfície do aço ferramenta VC131 utilizando laser a fibra. 99f. Tese (Mestrado em Engenharia Aeronáutica e Mecânica) – Instituto Tecnológico de Aeronáutica, ITA, São José dos Campos, 2010. JCPDS, Program for Powder Diffraction Files, v.2.3, International Center for Diffraction Data, Pennsylvania, USA, 2002. KENNEDY E.; BYRNE G.; COLINS D.N. A review of the u e of high power diode lasers in surface hardening. Journal of Materials Processing Technology, Elsevier Science, 2004. LUSQUINÕS, F., CONDE, J.C., BONSS, S., et. al;. Theoretical and experimental analysis of high power diode laser (HPDL) hardening of AISI 1045 steel. Applied Surface Science, Elsevier Science, August 2007. MAILLET, H. O Laser, Princípios e técnicas de aplicação. Editora Manole Ltda, 1987. MAJUMDAR J. D. and MANNA, I. Laser Processing of Materials. Sadhana Vol, Parts 3 & 4, pp.495-562, 2003. MEDANHA, A.; GOLDENSTEIN, H.; PINEDO, C.E Tenacidade do aço ferramenta para trabalho a frio AISI D2 – Parte I. Influência do ciclo do tratamento térmico. 1º Encontro de Integrantes da Cadeia Produtiva de Ferramentas, Moldes e Matrizes. São Paulo, 2003. MEDANHA, A.; PINEDO, C. E.; GOLDENSTEIN, H. Tenacidade do aço ferramenta para trabalho a frio AISI D2 – Parte II. Influência do ciclo do tratamento térmico. 1º Encontro de Integrantes da Cadeia Produtiva de Ferramentas, Moldes e Matrizes. São Paulo, 2003. 120 Referências MESQUITA, R. A.; BARBOSA, C. A. Uma Avaliação das Propriedades de Desgaste e Tenacidade em Aços para Trabalho a Frio. Tecnologia em Metalurgia e Materiais, São Paulo, v.2, n.2, p.12-18, out.-dez., 2005. MESQUITA, R. A.; ANDRIJAUSKAS, P. S; BARBOSA, C. A. Desenvolvimento de um novo aço para trabalho a frio de alta tenacidade. Congresso Anual da ABM, 56, p.71-80, 2001. MIOKOVIC, T., SCHULZE, V., VÖHRINGER, O., LÖHE, D. Influence of cyclic temperature changes on the microstruture of AISI 4140 after laser surface hardening. Acta Materialia, v.55, p.584-599, 2007. MIRALLES, M. Laser Hardening of Cutting Tools. Tese (Mestrado em Fíisica e Engenharia Mecânica) – Lulea University of Technology, 2003. NOYAN, I.C.; COHEN, J.B. Residual Stress – Measurement by Diffraction and Interpretation. New York: Springer-Verlag, 1987. PANTELIS, D. I.; BOUYIOURI, E., KOULOUMBI, N., VASSILIOU, P., KOUTSOMICHALIS, A.. Wear and Corrosion Resistence of Laser Surface Hardened Structural Steel. Surface & Coatings Technology, Elsevier, 2002. PANTSAR, H.; KUJANPAA V. Effect of oxide layer growth on diode laser beam transformation hardening of steels. Surface & Coatings Technology, 2006. PANTSAR, H.; Relationship between processing parameters, alloy atom diffusion distance and surface hardness in laser hardening of tool steel. Journal of Materials Processing Technology, Elsevier Science, 2007. PASHBY, I.R.; BARNES, S.; BRYDEN, B.G.. Surface hardening of steel using a high power diode laser. Journal of Materials Processing Technology, Elsevier Science, 2003. PENG, R. L. and ERICSSON, T., Residual Stress Distributions in Laser Transformation Hardened Steels. Scand. J. Metall., Vol. 27, pp. 223–232, 1998. PORTER, D.A.; EASTERLING, K.E.; Phase Transformation in Metals and Alloys. 2 ed., Van Nostrand Reinhold Co. Ltd., 1984. 121 122 Referências PEREIRA, E.C. Tratamento Superficial por Refusão a Laser em Aços AISI H13 e AISI 420. 73f. Tese (Mestrado em Engenharia Mecânica) - Universidade Estadual de Campinas, Campinas, 2006. REED-HILL, R. E. Princípios de Metalurgia Física. Ed. Guanabara Dois, ed. 2, Rio de Janeiro, 1982. SAYEG, I.J. Caracterização microestrutural da decomposição de carbonetos eutéticos M2C em ferro fundido multicomponente do tipo Fe2C-5V-5G-5Mo-5W tratados isotermicamente a 950°C e 1050C. 281p. Tese (Doutorado em Engenharia Metalúrgica e de Materiais) – Escola Politécnica da Universidade de São Paulo, 2010. SELVAN, J.S.; SUBRAMANIAM, K. and NATH A. K. Effect of laser surface hardening on En18 (AISI 5135) steel. Journal of Materials Processing Technology, Elsevier Science, 1999. SKOOG D.A; HOLLER, F.J; NIEMAN, T.A.: Principles of instrumental analyses. 5ed. Philadelphia, Harcourt Brace, 700p. 1998. SLUD, R.; GOUVEIA, H.; OLIVEIRA, A.S.M. Laser de diodos – Uma alternativa no tratamento de superfícies. In: CBECIMAT – Congresso Brasileiro de Engenharia e Ciência dos Materiais, 2002. SMITH, W. F. Princípios de Ciência e Engenharia dos Materiais. 3ª. Ed. Lisboa: McGraw-Hill, 1998. STEEN, W. M. Laser Materials Processing. 2. Ed. London: Springer Verlag, p.408, 1998. THELNING, K-E. Steel and its heat treatment. 2 ed., 1984. VILLARES METALS. Aços para trabalho a frio VF800AT. Folheto informativo, 2p., 2006. VILLARES METALS. Aços para trabalho a frio VD2. Folheto informativo, 2p., 2006. VILLARES METALS. Aços para trabalho a frio VC131. Folheto informativo, 2p., 2006.