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
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