1 UNIVERSIDADE PRESBITERIANA MACKENZIE ESCOLA DE...

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UNIVERSIDADE PRESBITERIANA MACKENZIE

ESCOLA DE ENGENHARIA

MESTRADO PROFISSIONAL EM ENGENHARIA DE MATERIAIS

PAULO SÉRGIO RIBEIRO

DESENVOLVIMENTO DE UM NOVO AÇO PARA MOLDES DE PLÁSTICO

São Paulo

2009

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Dissertação de Mestrado apresentada ao Programa de Mestrado Profissional em Engenharia de Materiais da Universidade Presbiteriana Mackenzie como requisito parcial para obtenção do titulo de Mestre Profissional em Engenharia de Materiais.

ORIENTADOR: Prof. Dr. Waldemar Alfredo Monteiro

São Paulo

2009

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R484d Ribeiro, Paulo Sergio. Desenvolvimento de um novo aço para moldes de plástico / Paulo Sergio Ribeiro. – 2009. 70 p. : il. ; 30 cm. Dissertação (Mestrado em Engenharia de Materiais) – Escola de Engenharia, Universidade Presbiteriana Mackenzie, São Paulo, 2009. Orientação: Prof. Dr. Waldemar Alfredo Monteiro. Bibliografia: p. 69-70. 1. Aço P20. 2. Condutividade térmica. 3.Aço ecológico. 4.Molde de plástico.. II.Título. CDD 672

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Dissertação apresentada à Universidade Presbiteriana Mackenzie como requisito parcial para obtenção do titulo de Mestre em Engenharia de Materiais.

Aprovado em

BANCA EXAMINADORA

______________________________________________________________________ Prof. Dr. Jan Vatavuk

Universidade Presbiteriana Mackenzie

______________________________________________________________________ Prof. Dr. Waldemar Alfredo Monteiro Universidade Presbiteriana Mackenzie

______________________________________________________________________

Prof. Dr. Arnaldo Homobono Paes de Andrade Instituto de Pesquisas Energéticas e Nucleares

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AGRADECIMENTOS

Ao Prof. Dr. Waldemar Alfredo Monteiro pela disposição, empenho pessoal, esforço

em transmissão de conhecimento e experiência acadêmica, e principalmente, pela observação

metalográfica que foram importantíssimos para o desenvolvimento deste trabalho.

Ao Msc. Eng. Dante Ribeiro, pelos comentários e sugestões apontadas no decorrer de

todo o trabalho.

Ao Prof. Rodrigo Magnabosco por comentários de grande importância ao

desenvolvimento do estudo.

Ao meu colega e técnico em mecânica Everaldo Vitor, pelo empenho na confecção de

amostras para ensaio.

Ao Eng° Sérgio Domingos, pelo apoio no início da pesquisa.

Ao Prof. Antônio Augusto Couto, pelas fotos tiradas no Microscópio Eletrônico de

Varredura.

Ao Prof. Ricardo Alberto Neto Ferreira, e sua equipe (Denise Mercês Camarano,

Pablo Andrade Grossi, Odair Miranda, Fabrício Lima Migliorini e Égonn Hendrigo Carvalho

Silva), pelos ensaios e resultados que foram de extrema importância para a realização desse

estudo.

Aos colegas Eng° Hudison Libério de Souza, Eng° Leonardo Gaspar Rocha e Eng°

Paulo Sérgio Perez e a todos que de alguma forma contribuíram com esse trabalho.

A Prof. Leila no seu precioso auxilio na bibliografia sobre polímeros e na normatização.

Ao Prof. Dr. Jan Vatavuk e Prof. Dr. Arnaldo Homobono Paes de Andrade

pelas valiosas orientações que aprimoraram o resultado do trabalho.

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“O único modo de escapar da corrupção

causada pelo sucesso é continuar trabalhando.”

Albert Einstein

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RESUMO

Uma nova liga a base de ferro (aço) para moldes plásticos foi obtida com

características melhoradas quando comparada aos materiais usualmente utilizados no

mercado. Os materiais, existentes no mercado, usados como referência neste trabalho,

também não são indicados para utilização que necessitem acabamentos especiais. Para

aplicações de uso restrito ou que requeiram acabamentos especiais, como texturização, por

exemplo, outros testes, teriam que ser realizados. Com estas características atingiu-se melhor

produtividade do molde, opções de menor custo, dependendo da variação de custo de liga, no

mercado internacional, bem como uma redução no consumo de energia na produção das

peças, por conta da melhoria da condutividade térmica. Como resultado deste trabalho

atingiu-se a manutenção das características mecânicas quando comparado aos aços

equivalentes comerciais em uso, obtendo ganho expressivo em condutividade térmica.

Também foi obtida a possibilidade de obter-se um aço com estrutura compatível com a

aplicações do aço DIN 1.2738 até 600 mm de espessura, com menor adição de elementos

de liga.

Palavras chave: 1.Aço P20. 2. Condutividade térmica. 3.Aço ecológico. 4.Molde de plástico.

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ABSTRACT

A new iron based alloy (steel) was developed to produce plastic molds focused on

reaching improved characteristics when comparing with customary materials usually used on

the market. Those materials existing in the market are reference on this work and also aren´t

indicated for special finishing. For restricts applications or that who needs a special finishing,

as photo etching for example, another tests need to be done. The characteristics intend a

greater production of the mold as well as a reduction in the energy consume when producing

the parts, in order to have a better thermal conductivity result. The result of this work was

achieved the maintenance of the mechanical characteristics comparing to equivalents steels in

comercial use, and considerable profits concerning thermal conductivity. It was also obteined

the possibility to make a steel with compatible structure with the steel DIN 1.2738 aplications

up to 600 mm thickness, with lower alloy elements addition

Key words: 1. P20 steel. 2.Thermal Conductivity. 3. Ecological Steel. 4.Plastic mold.

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SUMÁRIO

I INTRODUÇÃO 12

1.1 Objetivo geral 13

1.2 Objetivo específico 13

1.3 Justificativa 13

1.4 REVISÃO DE LITERATURA 14

II Revisão de literatura 15

2.1 Tratamento térmico 15

2.1.1 Têmpera 17

2.1.2 Revenimento 17

2.2 Fundamentos teóricos 19

2.3 Teores de liga 20

2.4 Aspecto teórico de aços baixo carbono 25

2.5 Microestrutura 26

2.5.1 Martensita 28

2.6 Diagrama TRC 31

III MATERIAIS E MÉTODOS 34

3.1 Desenvolvimento de ligas para moldes plásticos 34

3.2 Obtenção dos lingotes 38

3.3 Forjamento 39

3.4 Beneficiamento 39

3.5 Técnicas de ensaio 40

3.6 Tração 41

3.7 Dureza 42

3.8 Impacto 43

3.9 Análise da microestrutura 44

3.10 Analise das propriedades térmicas pelo método flash 44

3.11 Carbono equivalente 46

3.12 Calculo do preço das ligas 47

IV RESULTADOS E DISCUSSÃO 48

4.1 Ensaio de tração 48

4.2 Ensaio de dureza 51

4.2.1 Dureza com temperaturas de revenimento compatível 52

10

4.3 Analise da condutividade térmica pelo método flash 53

4.4 Formula teórica do carbono equivalente 54

4.5 Comparação de custo 56

4.6 Comparação entre desenvolvimentos e referências 57

4.6.1 Comparação entre desenvolvimento 1 e referências 58



4.6.4

Comparação entre desenvolvimento 4 e referências 63

4.7 Observações microestruturais 64

4.8 Microestrutura obtida por MEV(microscopia eletrônica de varredura) 70

4.8.1 MEV (Desenv. 1) 70

4.8.2 MEV (Desenv. 2) 71

4.8.3 MEV (Desenv. 3) 72

4.8.4 MEV (Desenv. 4) 73

4.8.5 MEV (K 2005) 74

4.8.6 MEV (DIMO 42M) 75

V DISCUSSÕES GERAIS 76

VI CONCLUSÃO 77

Referência 78

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INDICE DE FIGURAS

Figura 1 Diagrama equilíbrio Fe-C 16 Figura 2

Diagrama Ellingham 23

Figura 3

Diagrama de equilíbrio Fe-C modificado 25

Figura 4 Esquema de uma microestrutura típica dos aços ferramenta e seus principais constituintes (EBNER;LEITNER,1999).

27

Figura 5

Esquema representando o cisalhamento e a superfície associados à formação da martensita (THOMPSON,1983)

30

Figura 6 Curva CCT (K2005) 31 Figura 7 Curva CCT (DIMO 42M). 32 Figura 8 Curva CCT do aço 2311 (LUCCHINI) 32 Figura 9 Curva CCT do aço 2738 (LUCCHINI) 33 Figura 10 Simulação da estrutura do 2311. 34 Figura 11 Simulação da estrutura do desenvolvimento 1. 35 Figura 12 Simulação da estrutura do desenvolvimento 2. 35 Figura 13 Simulação da estrutura do desenvolvimento 3 e 4. 36 Figura 14 Aspecto dos lingotes em estado bruto de fusão 38 Figura 15 Forma e dimensões (mm) dos corpos-de-prova de tração 41 Figura 16

Esquema de impressão da esfera no ensaio Brinell 42

Figura 17 Esquema do ensaio de impacto Charpy sem entalhe 43 Figura 18 Dureza Brinell para os diferentes desenvolvimentos 51 Figura 19 Comparativo de revenimento entre todos desenv. e referências Ranking dos 57 Figura 20 Comparativo das curvas de revenimento entre o Desenv. 1 e Refer. 58 Figura 21 Comparativo das curvas de revenimento entre o Desenv. 2 e Refer. 59 Figura 22 Comparativo das curvas de revenimento entre o Desenv. 3 e Refer. 61 Figura 23 Comparativo das curvas de revenimento entre o Desenv. 4 e Refer. 62 Figura 24 Análise Microestrutural ( Microscópio Óptico ) 63 Figura 25 Análise Microestrutural ( Microscópio Óptico ) 64 Figura 26 Análise Microestrutural ( Microscópio Óptico ) 65 Figura 27 Análise Microestrutural ( Microscópio Óptico ) 66 Figura 28 Análise Microestrutural ( Microscópio Óptico ) 67 Figura 29 Análise Microestrutural ( Microscópio Óptico ) 68 Figura 25 Análise Microestrutural ( Microscópio MEV ) 69 Figura 26 Análise Microestrutural ( Microscópio MEV ) 70 Figura 27 Análise Microestrutural ( Microscópio MEV ) 71 Figura 28 Análise Microestrutural ( Microscópio MEV ) 72 Figura 29 Análise Microestrutural ( Microscópio MEV ) 73 Figura 30 Análise Microestrutural ( Microscópio MEV ) 74

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I . INTRODUÇÃO

As ferramentas para moldes de plástico são empregadas nos mais variados ramos

industriais e para um diversificado número de polímeros (plásticos) os quais apresentam

propriedades diferentes como: transparência, tenacidade, rigidez, elasticidade, resistência ao

desgaste, opacidade dentre outras. Estes moldes são mais utilizados no processo de injeção

onde o polímero encontra-se geralmente no intervalo entre 135°C e 265°C, dependendo da

composição e estrutura. As peças moldadas mais comuns são os corpos de eletrodomésticos,

de aparelhos eletrônicos, encanamentos (conexões), componentes para indústria

automobilística (como painéis e lanternas) além de utilidades domésticas, entre outros.

Nos processos usuais de injeção o aço utilizado na construção do molde deverá

suportar grandes pressões de fechamento, até 2.000 toneladas, dependendo da geometria da

peça, do número de cavidades (área de injeção) do material a ser injetado e, em muitos casos,

deverá resistir à ocorrência de risco em sua superfície polida. Após a injeção, ainda durante a

extração da peça do molde, é possível que pequenos resíduos de plásticos se localizem nas

regiões de fechamento da matriz, o que poderá, durante o fechamento do molde, para início de

novo ciclo de injeção, ocasionar o amassamento dessa região. Este fato levaria as peças a

apresentarem defeitos, em forma de rebarbas, pois o plástico passaria a penetrar nessas

lacunas causadas pela deformação provocada no molde.

Portanto, é importante que o aço possua o mínimo de resistência à compressão, para

que a vida útil estimada do molde atenda às exigências de mercado. O acabamento do molde

é outro fator importante, pois precisa apresentar um bom polimento. Para tanto, o aço deverá

possuir boa isotropia (decorrente da limpeza e homogeneidade obtidas em sua fabricação).

Este fator dificulta a usinagem, encarecendo a mão de obra, elevando o custo de energia e de

ferramentas necessárias à usinagem para obtenção do molde.

Além desses requisitos o aço precisa apresentar uma boa condutividade térmica, com o

objetivo de diminuir o tempo no ciclo de injeção, pois o resfriamento da peça plástica, ainda

dentro da cavidade do molde, representa aproximadamente 30% do tempo de processo.

A consciência ecológica atual exige que todos os fatores ligados à economia de

energia, ou recursos para fabricação, tenham a mesma relevância, que os ligados ao custo.

Nesse particular, a baixa adição de elementos de liga torna-se importantíssima, pois, além de

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baratear o custo da liga, facilitará a sua reciclagem, por não possuir concentração elevada de

nenhum elemento químico que possa ser considerado contaminante residual para o

reaproveitamento em corridas de outras ligas. Os aços mais utilizados, para essa finalidade

são os da família do aço P20, que são derivados de um aço para construção mecânica. A

demanda desses produtos, no Brasil, no ano de 2008 girou em torno de 5.000 toneladas.

Este trabalho apresenta o projeto de um novo aço ferramenta com melhoria de custo,

usinabilidade, condutividade térmica, procurando-se manter ou diminuir o carbono

equivalente, mas que apresente resistência à compressão compatível com a aplicação e a

mínima utilização de elementos de liga.

1.1 - OBJETIVO GERAL

Desenvolvimento de uma nova liga a ser usada na fabricação de moldes para injeção

(AÇO ECOPLAST ®), com custo reduzido, ênfase ecológica, sem comprometimento do seu

desempenho no maior número de requisitos.

1.2 - OBJETIVO ESPECÍFICO

Desenvolvimento e caracterização de uma nova liga a base de ferro, visando melhoria

de custo, condutividade térmica e diminuição, ou manutenção do carbono equivalente, com a

mínima adição de elementos de liga.

1.3 - JUSTIFICATIVA

O rápido crescimento e a importância adquirida pela indústria de plásticos, causaram

uma expansão considerável no desenvolvimento de aços para moldes (COSTA E SILVA;

MEI, 1988).

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Sensíveis economias na produção de peças e moldes de aço podem ser observadas

com a diminuição de paradas para reparo, com decréscimo de rejeitos de ferramentas após o

tratamento térmico (devido à distorções, trincas, dentre outros) (COSTA E SILVA; MEI,

1988). Além disso, torna-se importante acrescentar que, a troca de ferramentas pode ser um

trabalho longo e difícil, causando atrasos na produção.

Nesse contexto a facilidade de usinagem e conseqüente rapidez na construção do

molde, a facilidade de reparo (soldabilidade) e a não necessidade de tratamento térmico são

fatores importantíssimos (BLASS, 1988; COSTA E SILVA; MEI, 1988).

Estes fatores levam a economia de recursos indo de encontro aos ideais ecológicos

atuais. Neste contexto, o desenvolvimento de uma nova liga levando em conta todos estes

fatores, torna-se necessário.

1.4 - METODOLOGIA

O desenvolvimento do tema proposto foi realizado por meio de pesquisa bibliográfica

cuja função é ajudar a entender melhor quais as propriedades e necessidades gerais dos aços

para moldes em estudo. As normas que foram utilizadas seguiram a normalização ABNT,

SAE e ASTM a que for aplicada a cada caso, segundo procedimento usual no mercado em

foco.

A partir da determinação de quatro ligas experimentais e de seus tratamentos térmicos,

com dados de experiência do dia a dia, e com o auxilio do software AC3 (foi utilizado o

mesmo tratamento térmico utilizado no mercado com temperaturas de austenitização e

revenimentos já definidos), foi feita toda a parte experimental com produção de quatro

lingotes, pelo Instituto de pesquisas tecnológicas (IPT), com as ligas alternativas, procedeu-se

o forjamento, tratamento térmico, ensaios mecânicos (tração e impacto), foi realizada a

medição da condutividade térmica pelo Centro de Desenvolvimento de Energia Nuclear

(CTDN) em Belo Horizonte (MG) realizou-se a observação metalográfica de todas as etapas

com utilização de microscopia óptica na indústria “Aços Especiais Piratini (AEP)” e em

laboratório da Universidade Presbiteriana Mackenzie. Os resultados foram obtidos da

comparação dos resultados dos ensaios, e realizados gráficos que facilite o entendimento de

tal comparativo.

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II . REVISÃO DE LITERATURA

Para execução do trabalho obteve-se catálogos e livros técnicos de bibliotecas

conceituadas, como, por exemplo: Mackenzie, ABM(Associação Brasileira de metalurgia e

materiais), FEI (Faculdade de Engenharia Industrial) e também publicações internacionais de

trabalhos técnicos. Todo esse levantamento foi pautado levando-se em consideração a

experiência acumulada em 40 anos de trabalhos no setor de assistência técnica em aços para

moldes de plástico do autor desse trabalho. Como o objetivo do trabalho é desenvolver uma

liga com algumas vantagens tanto técnicas como de custo sobre as já pré-existentes no

mercado necessário fez-se comparar com os dados técnicos pré-existentes e as possíveis

tentativas anteriores ao trabalho na mesma direção. A conclusão foi obtida a partir da

compilação de todos os dados práticos e técnicos obtidos em laboratório e da avaliação do

comportamento de ligas e tentativas possíveis no mercado normal nos dias de hoje.

2.1 - TRATAMENTO TÉRMICO

É dado o nome de Tratamento Térmico, para o conjunto de operações de

aquecimento e resfriamento, a que são submetidos os aços sob controle de tempo, temperatura

e atmosfera, objetivando alterar suas propriedades ou características mecânicas e estruturais,

em função de suas aplicações. Os tratamentos que serão dados maior destaque serão o de

Têmpera e Revenimento.

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Figura 1: Diagrama de equilíbrio Fe-C.

Fonte(CHIAVERINI,1977).

Para se chegar aos resultados dos estudos, uma das ferramentas iniciais foi o

diagrama de equilíbrio Fe-C (figura 1). Não se trata, a rigor, de diagrama de equilíbrio estável.

De fato, se assim fosse, não deveria ocorrer qualquer mudança de fase com o tempo;

verificou-se, entretanto, que, mesmo em ligas Fe-C relativamente puras (isto é, com baixo

teor de elementos residuais) mantidas durante anos a temperaturas elevadas (da ordem de

700°C) o Fe3C pode-se decompor em ferro e carbono, este último na forma de grafita.

Rigorosamente, pois, o diagrama Fe-C deve ser considerado de equilíbrio metaestável (estado

fora do equilíbrio que pode persistir durante um tempo muito longo)(CALLISTER,2006); o

equilíbrio estável Fe-grafita no diagrama Fe-C (figura 1) é representado pelas linhas

pontilhadas, logo acima das linhas PSK, SE e ECF. O ponto A corresponde ao ponto de fusão

do ferro puro, isto é 1534°C e o ponto D, ainda impreciso, ao ponto de fusão do Fe3C.

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A partir do estudo do diagrama Fe-C na formação de fases e microestrutura, visou-se,

com a adição balanceada de elementos de liga, a obtenção de propriedades específicas através

destes constituintes microestruturais.

2.1.1 - TÊMPERA

Consiste no resfriamento rápido do aço de uma temperatura superior à sua

temperatura crítica (mais ou menos 50°C acima da linha A¹ para hipereutetóide) em um meio

com óleo, água, salmoura ou mesmo ar, com o objetivo de obtenção de uma estrutura

chamada martensítica, tendo como resultado dessa operação, sob o ponto de vista de

propriedades mecânicas, o aumento do limite de resistência à tração do aço e também da sua

dureza. Também resultam da têmpera a redução da ductilidade, da tenacidade e o

aparecimento de apreciáveis tensões internas. Esses inconvenientes são atenuados ou

eliminados pelo revenimento (CHIAVERINI,1977).

2.1.2 - REVENIMENTO

É o tratamento térmico que normalmente acompanha a têmpera, pois elimina a

maioria dos inconvenientes produzidos por esta, além de aliviar ou eliminar as tensões

internas, corrige as excessivas dureza e fragilidade do material, aumentando sua ductilidade e

resistência ao choque.

Esta fase do tratamento térmico de ferramentas é uma das que menor atenção recebe,

sendo, porém, de extrema importância. A formação da martensita, durante a têmpera, cria

grandes tensões na ferramenta, diminuindo a plasticidade do aço à temperatura ambiente

(tenacidade). Uma regra prática diz que: “deve-se proceder ao revenimento assim que as

ferramentas possam ser seguras com as mãos desprotegidas”.

O objetivo do revenimento, além de transformar a martensita em martensita revenida,

menos tencionada, é também transformar em parte ou totalmente a austenita que porventura

ainda não tenha se transformado em martensita (austenita retida). Portanto, após o primeiro

revenimento, é normal a presença simultânea de martensita revenida e não revenida na

estrutura da ferramenta. A martensita não revenida oriunda da transformação da austenita

retida, novamente gera perda de tenacidade. Por este motivo, muitas vezes, há a necessidade

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de um segundo ou terceiro revenimento. Concluí-se, portanto, por este quadro, que para um

processo de têmpera correto é necessário à utilização de pelo menos dois fornos em seqüência

imediata, pois com um único forno o tempo de redução da temperatura de têmpera para o de

revenimento, seria muito grande, correndo-se o risco de trinca nas ferramentas. Vale lembrar,

que o revenimento é obrigatório sempre que o constituinte resultante do tratamento térmico

for a martensita.

- Conforme a temperatura de revenido verifica-se as seguintes transformações:

- Entre 25°C e 100°C - ocorre segregação ou uma redistribuição do carbono em direção a

discordâncias; essa pequena precipitação localizada do carbono pouco afeta a dureza. O

fenômeno é predominantemente em aços de alto carbono.

- Entre 100°C e 250°C - às vezes chamado 1° estágio d revenido – ocorre precipitação de

carboneto de ferro do tipo épsilon, de fórmula Fe2-3C, e reticulado hexagonal; este carboneto

pode estar ausente em aços de baixo carbono e de baixo teor em liga; a dureza Rockwell

começa a cair, podendo chegar a 60.

- Entre 200°C e 300°C - às vezes chamado de 2° estágio do revenido – ocorre transformação

austenita retida em bainita; a transformação ocorre somente em aços-carbono de médio e alto

teor de carbono; a dureza Rockwell continua a cair.

- Entre 250°C e 350°C – às vezes chamado de 3° estágio do revenido – forma-se um

carboneto metaestável, de fórmula Fe5C2 ; quando ocorre, essa transformação verifica-se em

aços e alto carbono; a estrutura visível ao microscópio é uma massa escura, que era chamada

“troostita”, denominação não mais utilizada; a dureza Rockwell continua caindo, podendo

atingir valores pouco superiores a 50.

- Entre 400°C e 600°C - ocorre uma recuperação da subestrutura de discordância; os

aglomerados de Fe3C passam a uma forma esferoidal, ficando mantida uma estrutura de

ferrita fina acicular; a dureza Rockwell cai para valores variando de 45 a 25.

- Entre 500°C e 600°C – somente nos aços contendo Ti, Cr, Mo, V, Nb, ou W, há precipitação

de carbonetos de liga, a transformação é chamada de “endurecimento secundário” ou 4°

estágio do revenido.

- Entre 600°C e 700°C – ocorre recristalização e crescimento de grão; a cementita precipitada

apresenta a forma nitidamente esferoidal; a ferrita apresenta forma equi-axial; a estrutura é

freqüentemente chamada “esferoidita” e caracteriza-se por ser muito tenaz e de baixa dureza,

variando de 5 a 20 Rockwell C.

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Pelo que acaba de ser exposto, percebe-se que a temperatura de revenido pode ser

escolhida de acordo com a combinação de propriedades mecânicas que se deseja no aço

temperado.

2.2 - FUNDAMENTOS TEÓRICOS

É importante que o aço possua um mínimo de resistência à compressão, para que a

vida útil estimada do molde atenda às exigências de mercado.

Outro fator importante é o acabamento do molde, que precisa apresentar um bom

polimento. Para tanto, o aço deverá possuir boa isotropia (decorrente da limpeza e

homogeneidade obtidas em sua fabricação). Este fator dificulta a usinagem, encarecendo a

mão de obra, elevando o custo de energia e de ferramentas necessárias à usinagem para

obtenção do molde. A usinagem seria facilitada com a adição de impurezas na produção do

aço como o enxofre, por exemplo, o que prejudicaria, na mesma proporção, o polimento, a

tenacidade e a resistência do material (COSTA E SILVA; MEI, 1988).

Como há necessidade potencial de reparos, no molde, seja durante o processo de

fabricação ou durante sua vida útil, torna-se importante que o aço (contendo carbono

equivalente o mais baixo possível) apresente boa soldabilidade (HONEYCOMBE, 1996) isto,

posteriormente, será detalhado no capitulo cujo tema é carbono equivalente.

A consciência ecológica atual exige que todos os fatores ligados à economia de

energia, ou recursos para fabricação, tenham a mesma relevância, que os ligados ao custo.

Nesse particular, a baixa adição de elementos de liga torna-se importantíssima.

Atualmente, os aços mais utilizados, para essa finalidade, são os da família do aço

P20, que ganharam mercado há cerca de 60 anos nos EUA e são derivados de uma classe de

aços para construção mecânica, conhecido como SAE 4135 (COSTA E SILVA; MEI, 1988).

A demanda desses produtos, no Brasil, no ano de 2008 girou em torno de 5000 ton.

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2.3 - TEORES DE LIGA

Os aços propostos foram estudados e elaborados focando o menor consumo de

elementos de liga possível para obtenção e melhoramento do máximo de suas propriedades,

entre elas polimento, resistência mecânica e condutividade térmica. Focando em um novo

conceito de aço ecológico onde inclusive o seu reaproveitamento em futuras fusões será

facilitado em comparação com outros aços utilizados amplamente no mercado para a mesma

finalidade, conforme mostra a tabela 1.

Foram considerados, para a soma de liga, os elementos: C, Si, Mn, Cr, Ni, Mo, Cu e

V, quando mencionados pelo fabricante como pertencentes na liga, ou ainda por serem os que

mais afetam o carbono equivalente, ou por estarem presentes como, por exemplo, o silício

acima do nível residual normal (até 0,40%) nos aços atuais, para essa finalidade (moldes). O

Si, apesar de não ser considerado um resíduo indesejável, durante a fusão, dada à sua

relativamente fácil oxidação durante o processo, e não possuir um custo significativo na liga,

além de não influir muito no carbono equivalente, ele muda propriedades, elevando o limite

de escoamento, diminuindo a tenacidade, condutividade térmica e usinabilidade. Os

elementos residuais só foram considerados, mais adiante, sem interferirem no calculo do

carbono equivalente, ai então pela média dos certificados de análise. O elemento químico

declarado pelo fabricante como participante da liga obriga a adição do mesmo, o que interfere

com a conclusão deste trabalho. Para construção da tabela número 1 foram utilizados uma

média de 3 certificados de analise de cada material em corridas diferentes.

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Tabela 1 - Aços utilizados amplamente no mercado comparado, com as ligas em desenvolvimento, pelo percentual de liga.

Material (nome comercial ou

norma)

Percentual em massa de

elementos de liga com carbono

Percentual em massa de

elementos de liga sem carbono

Desenvolvimento 1 3,31 2,98 KEYLOS 2005 3,50 3,07

DIMO 42M 3,60 3,18 SP300 3,65 3,39

Desenvolvimento 2 4,10 3,74

Desenvolvimento 3 (AÇO ECOPLAST®)

4,49 4,10

KEYLOS 2311 4,54 4,10 Desenvolvimento 4 4,85 4,47

SP400 4,97 4,65 KEYLOS 2002 5,27 5,02 KEYLOS 2738 5,66 5,23

AISI H13 8,99 8,60

AISI 420 15,06 14,68

Como pode-se notar na tabela 1 os desenvolvimentos 1, 2 e 3 estão entre os de menor

concentração de elementos de liga, que é o objetivo deste trabalho no quesito.

Quando se pensa no percentual de liga, deve-se analisar, separadamente, os

elementos químicos de alto ou baixo poder contaminante na elaboração de corridas de aço

(fundições). É considerado de alto poder contaminante aquele elemento químico presente na

sucata que, durante a fundição, não pode ser removido, pois para se realizar este intento se

oxidaria (ou queimaria) o Fe presente no banho antes de oxidar o elemento em questão. Em

contrapartida os baixos contaminantes são aqueles que oferecem mais facilidade para serem

removidos (oxidados). Essa dificuldade ou facilidade de reação química é estabelecida pela lei

de Gibbs, definida pela equação de Richardson:

∆G° = - RT ln po2

Onde: ∆G° = Energia livre de Gibbs

R = Constante universal dos gases

T = Temperatura

po2 = Pressão parcial de Oxigênio

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Conforme a 2ª Lei da termodinâmica (GASKELL,1940) em que as transformações

ocorrem no sentido de aumentar a entropia e considerando apenas os casos onde se têm

reagentes e produtos nos respectivos estados padrão, exceto o oxigênio, pode-se dizer que o

potencial de oxigênio é função de dois parâmetros:

• Temperatura.

• Sistema que realiza o trabalho de expansão.

Portanto, se for construído um gráfico de potencial de oxigênio em função da

temperatura para diversos sistemas, duas informações podem ser obtidas:

• Variação do potencial de oxigênio de cada sistema com a temperatura.

• Comparação entre as capacidades dos sistemas de abaixar a pressão de oxigênio, ou

seja, comparação entre as afinidades dos diversos elementos pelo oxigênio.

Foi observado que a variação do potencial de oxigênio de qualquer sistema com a

temperatura é aproximadamente uma linha reta. Esse gráfico é visto na figura 2 e foi

construído para os sistemas mais importantes para os processos metalúrgicos.

Esse gráfico recebe o nome de diagrama Ellingham. Deve-se observar que cada linha

é traçada para um sistema envolvendo um mol de oxigênio. O diagrama Ellingham também

permite comparar a afinidade dos elementos pelo oxigênio. Para os elementos onde essa

afinidade é grande, a pressão de equilíbrio do oxigênio é baixa e o potencial de oxigênio será

um valor grande com sinal negativo. Esses elementos se encontram na parte inferior do

diagrama e seus óxidos são os mais estáveis. Á medida que se caminha para parte superior do

diagrama, decresce tanto a afinidade pelo oxigênio quanto a estabilidade do óxido.

O diagrama de Ellingham é de interesse quando se pensa na redução de óxidos para

produção de metais. Facilmente se observa no diagrama, que a variação do potencial de

oxigênio de qualquer sistema com a temperatura é aproximadamente uma linha reta para cada

elemento em oxidação, e que as retas que aparecem mais altas no gráfico representam os

elementos de maior dificuldade de oxidação. Fica evidente, por exemplo, que o Ni e Cu

oxidariam depois do Fe (vide figura 2).

23

Figura 2: Diagrama Ellingham. Fonte: GASKELL,1940.

24

Para uma análise de cunho ecológico dois pontos devem ser considerados: Primeiramente, o

mínimo de utilização dos elementos químicos de alto poder contaminante de corrida. Em segundo, o

grau de dificuldade ou de energia que será necessário para a remoção daqueles elementos considerados

removíveis como, por exemplo, o cromo. Este último como se pode perceber no diagrama de

Ellingham, vai ter sua oxidação muito mais próxima da temperatura em que o ferro inicia sua própria

oxidação (ou queima), ou seja, no auge da oxidação do cromo, durante o processo siderúrgico, iniciará

a oxidação de quantidades consideráveis de Fe, o que tenderá a reduzir o rendimento metálico,

diferentemente de outros como Mn ou Si. Portanto, ao mesmo tempo em que essa temperatura (mais

elevada) torna a sua remoção mais difícil do ponto de vista energético, facilitará a oxidação do próprio

Fe pela proximidade da temperatura de sua oxidação. Nesse contexto as ligas de desenvolvimentos 1,

2 e 3 situam-se sempre entre as de menor poder contaminante ao se comparar com as referências

existentes no mercado, como se pode ver na tabela 2.

Tabela 2 - Percentual de liga com potencial contaminante.

25

2.4 - ASPECTOS TEÓRICOS DE AÇOS BAIXO CARBONO

Lembrando que os aços em estudo encontram-se com composição de carbono na

faixa entre 0,3 e 0,4%, quando em alta temperatura tem-se uma mistura hipoeutetóide de

ferrita praticamente sem carbono e austenita com a composição eutetóide, representada pela

linha vermelha ,na figura a seguir (Fig. 3).

Figura 3: Diagrama de equilíbrio Fe-C modificado. Fonte : (CHIAVERINI, 1977).

Abaixo da temperatura eutetóide, a ferrita permanece, mas a austenita se transforma

em perlita. O que se espera é encontrar “ilhas” (grãos) de perlita com sua estrutura lamelar

embebida em ferrita.

26

Com resfriamentos convenientes ter-se-á a formação de martensita nestes aços, estes

recozimentos e tratamentos térmicos objetivam alterar a mistura estável da cementita e ferrita,

com isso pode-se manter dureza da martensita e a ductilidade dos aços baixo carbono. Um

posterior revenimento pode melhorar esse conjunto de propriedades.

A presença de carbono móvel na austenita na temperatura escolhida neste trabalho

ainda irá formar cementita e ferrita, assim têm-se partículas de cementita em ferrita-α com um

menor tamanho de grão pela manutenção da estrutura de grão pequeno da martensita.

A presença de finas partículas Fe3C dificulta o movimento de defeitos cristalinos

pela matriz, por exemplo, discordâncias. Todos estes tratamentos térmicos irão colaborar em

uma combinação excelente de resistência, dureza e tenacidade para o aço em estudo. Assim

resfriamentos rápidos até temperatura intermediária e seguido de resfriamento lento produz

ainda outra característica na mistura de Fe3C (ferrita) + α (bainita).

2.5 - MICROESTRUTURAS

Aços ferramenta, de uma maneira geral, são fornecidos pelos fabricantes na condição

recozido e aplicados, posteriormente, o tratamento de têmpera e revenido.

O fornecimento dos aços ferramenta como recozido (dureza na faixa de 180 a

230HB) se justifica pela facilidade de se conformar e usinar os mesmos neste estado. A

aplicação dos aços ferramenta após a seqüência de tratamentos como austenitização, têmpera

e revenido, se baseia na necessidade destes materiais resistirem aos fenômenos de desgaste,

presentes nas operações envolvendo ferramentas. Já, no caso, dos aços para moldes, é usual o

fornecimento de materiais pré-tratados (pré-temperados) , normalmente entre 300 e 400 HB,

dependendo da liga e da aplicação. Tanto para os materiais recozidos como para os pré-

tratados é importante analisar-se algumas características da formação micro-estrutural destes

aços.

Os mais relevantes elementos presentes nos aços ferramenta são a matriz metálica, os

finos precipitados nela presentes e as partículas duras, também envolvidas pela matriz.

27

A matriz é responsável pela maior fração volumétrica da microestrutura, sendo esta

normalmente martensita revenida. Já os precipitados finos, são normalmente constituídos por

carbonetos complexos finamente dispersos com tamanho observável apenas através de

técnicas que envolvem microscopia eletrônica de transmissão. Estes precipitados em geral são

coerentes com a matriz, destacando-se os carbonetos de endurecimento secundário. As

chamadas partículas duras apresentam tamanhos que podem estar contidos entre 0,1 a 100

µm, sendo diretamente responsáveis pela resistência ao desgaste e pela queda nas

propriedades como ductilidade e tenacidade dos aços ferramenta. Os carbonetos MC, M2C,

M6C, M7C3 e M23C6 são os exemplos de partículas duras, onde “M” representa um elemento

de liga metálica.

A figura 4 apresenta, de forma esquemática, os principais elementos microestruturais

presentes nos aços ferramenta temperados e revenidos.

Figura 4 – Esquema de uma microestrutura típica dos aços ferramenta e seus principais constituintes (EBNER;LEITNER,1999).

50 nm

10 µm

Precipitados

Matriz

Discordâncias

Contorno de grão da martensita

Contorno de grão da martensita

Carbonetos (Partículas duras)

Precipitação de carbonetos (pró-eutetóides)

28

A tabela 3 apresenta uma relação entre os elementos principais constituintes da

microestrutura dos aços ferramenta.

Tabela 3 - Elementos constituintes da microestrutura dos aços ferramenta e suas propriedades.

Constituinte Propriedades Relacionadas

Matriz Metálica

(Martensita revenida)

- Tenacidade

- Dureza

- Fonte de C para endurecimento secundário

- Fixar e estabilizar precipitados duros

Precipitados Finos e

Discordâncias

- Dureza

- Resistência ao desgaste

- Resistência ao revenido

Partículas duras e

Precipitados pró-eutetóide

- Resistência ao desgaste

- Dureza

Observa-se pela tabela 3 e figura 4 que o desenvolvimento de novas ligas de aços

ferramenta, passa por uma otimização dos seus principais constituintes microestruturais, com

o objetivo de se alcançar às propriedades específicas para uma dada aplicação.

2.5.1 - CONSTITUINTES DO AÇO

Martensita será a microestrutura que dará embasamento às diferenças relativas à

resistência mecânica e tenacidade entre os dois materiais em estudo, porém existem mais

alguns microconstituintes, a saber:

a) AUSTENITA (ferro γ): nos aços comuns, só é estável acima de 720ºC,

possuí boa resistência mecânica e apreciável tenacidade. Não é magnética, como exemplo

dessa estrutura estável a temperatura ambiente o AÇO INOX AISI 304 é o mais comum.

b) FERRITA (ferro α): baixa dureza, baixa resistência à tração, excelente

resistência ao choque e elevado alongamento.

29

c) CEMENTITA (carboneto de ferro Fe3C): muito dura, quebradiça, é

responsável pela elevada dureza e resistência de aços de alto carbono, assim como a sua

menor ductilidade.

d) PERLITA: é a mistura mecânica de 88% de ferrita mais 12% de cementita,

suas propriedades mecânicas são intermediárias entre a martensita e a ferrita, cuja dureza é a

função direta da sua espessura interlamelar.

e) BAINITA: a microestrutura da bainita consiste nas fases ferrita e cementita;

dessa forma, processos de difusão estão envolvidos na sua formação. A bainita se forma como

agulhas ou como placas, dependendo da temperatura da transformação; os detalhes

microestruturais da bainita são tão finos que só se consegue fazer a sua resolução com o

auxilio de um microscópio eletrônico (CALLISTER,2006), essa microestrutura tem

propriedades idênticas, senão mesmo superiores, as das estruturas martensiticas revenidas, ao

evitar-se a formação direta da martensita, eliminam-se os inconvenientes que essa estrutura

apresenta quando obtida pela tempera direta e que são somente eliminadas pelo

revenimento(CHIAVERINI,1977).

No caso particular dos aços, a martensita é o produto do resfriamento rápido da

austenita, caracterizando a transformação de fase pela não presença da difusão atômica. O

resfriamento rápido é necessário para justamente prevenir a decomposição da austenita por

processo difusional, formando produtos como a ferrita e a perlita. Isto significa que sob

determinadas taxas de resfriamento, os átomos de carbono podem se difundir fora da estrutura

austenítica (cúbica de face centrada) quando esta lentamente se transforma em ferrita (cúbica

de corpo centrada). Esta transformação da austenita para ferrita ocorre através do processo de

nucleação e crescimento, sendo dependente do tempo. Com um significante aumento na taxa

de resfriamento, o carbono não possui tempo suficiente para se difundir, embora átomos de

ferro tenham se movimentado. A estrutura resultante, neste caso, não se transforma em cúbica

de corpo centrada, uma vez que o carbono fica preso na solução. A estrutura resultante

chamada martensita, estrutura esta supersaturada de carbono, responsável pela alta resistência

mecânica, associada à alta dureza e resistência ao desgaste. Tais características são atribuídas

à mencionada estrutura supersaturada de carbono, bem como à fina condição que se apresenta

à subestrutura desta fase.

30

A transformação martensítica inclui ainda vários aspectos como geometrias

resultantes, estruturas cristalinas unitárias e subestruturas, aspectos estes que variam conforme

a composição química do aço em questão.

A martensita se forma por mecanismo de cisalhamento representado na figura 5, a

qual traz os mais relevantes aspectos desta transformação (THOMPSON,1983).

Figura 5 – Esquema representando o cisalhamento e a superfície associados à formação da martensita (THOMPSON,1983).

As setas verdes da figura 5 indicam a direção do cisalhamento no plano que a

transformação se iniciou. O cisalhamento resulta numa rotação do plano vertical original da

fase austenítica precursora, característica importante da transformação martensítica.

Superfície distorcida damartensita

Superfície original daaustenita

Martensita

Plano de hábito

Região de acomodação

Espinha de peixe

31

2.6 - DIAGRAMAS TRC (Transformação por Resfriamento Contínuo) (em inglês: CCT- Continuous Cooling Transformation).

As estruturas comentadas acima podem ser previstas e induzidas segundo a análise

das curvas TRC de cada material, a seguir será mostrado as curvas nas figuras: 6, 7, 8 e 9 dos

respectivos materiais: KEYLOS 2005, DIMO42M, 2311 e 2738. Materiais esses comuns e

largamente distribuídos no mercado, as figuras 6 e 7 foram simuladas pelo software AC3 uma

vez que os fornecedores não as disponibilizam no mercado e as figuras 8 e 9 foram extraídas

de catálogos técnicos largamente distribuídos pelas empresas que distribuem o produto no

mercado.

Figura 6: Curva TRC (K2005).

32

Figura 7: Curva TRC do aço DIMO 42M.

Figura 8: Curva TRC do aço KEYLOS 2311 (LUCCHINI).

33

Figura 9: Curva TRC do aço 2738 (LUCCHINI).

34

III . MATERIAIS E MÉTODOS 3.1 - DESENVOLVIMENTO DE UMA LIGA PARA MOLDES

Para o desenvolvimento, em escala laboratorial, de uma nova liga para aplicação em

moldes de injeção, foram definidas quatro composições químicas para serem avaliadas neste

desenvolvimento, sendo uma composição química base mais três variações. Para chegar-se a

conclusão dessas ligas utilizou-se o software AC3, um software aberto,

determinístico(baseado em equações de natureza empírica) criado em l987 por uma empresa

americana de fabricação de fornos(David Brown Gear) que tem como principal objetivo a

previsão do percentual estrutural ( após tratamento térmico)a partir de uma liga hipotética,

aliada a parâmetros pré estabelecidos de tratamento térmico. O software começa calculando as

curvas TRC com base em composição química e tamanho de grão austenitico. Para uma dada

temperatura de austenitização e geometria da peça o software calcula as curvas de

resfriamento de 20 pontos entre a superfície(SF) e o núcleo(CORE). Após a sobreposição

dessas curvas o software prevê o percentual microestrutural. Tomemos por exemplo as

figuras 10 a 13, a seguir:

Figura 10: Simulação da estrutura do aço 2311.

35

Figura 11: Simulação da estrutura do desenvolvimento 1.

12: Simulação da estrutura do desenvolvimento 2.

36

Figura 13: Simulação da estrutura do desenvolvimentos 3(AÇO ECOPLAST®) e 4.

A partir de várias simulações chegou-se às estruturas presentes nas figuras 10 a 13.

Durante a produção e distribuição de mais de 2000 t de aço 2311 em espessuras até 600

mm(não é usual a fabricação de aço 2311 acima dessa espessura) verificou-se que nunca

ocorriam problemas de polimento ou mesmo texturização (em inglês:Photo Etching) quando a

estrutura presente era homogeneamente formada por martensita revenida, bainita ou um mix

das duas, desde que, com a dureza dentro de uma faixa estreita (não variando mais do que

20HB), os problemas ocorriam sempre que o mix estrutural apresentava uma variação que

envolvesse a presença de concentrações de fases ou microestruturas com durezas muito

díspares tais como: ferrita, perlita e austenita retida. Isso influenciava, tanto no polimento

como no processo de texturização. Daí tomou-se como base de partida a estrutura de

referencia do aço 2311 com 600 mm de espessura. O cuidado tomado foi que mix de fases

como ferrita e austenita retida , bem como estruturas perlíticas fossem evitadas. O objetivo

seguido foi o de obter-se a maior quantidade de martensita e de bainita em toda a seção, pois

através de um controle de tempo de revenimento, para cada espessura que o material possuir,

pode-se obter homogeneidade de dureza, o que será fundamental para o resultado do

acabamento (polimento e textura) do futuro material.

37

Ou melhor, através do controle da temperatura do revenimento no núcleo do bloco

ou barra, objetivando manter-se as propriedades da bainita no núcleo, consegue-se igualar a

dureza em toda seção da barra, uma vez que o núcleo, neste tipo de material, facilmente atinge

valores acima de 360 HB, como a faixa de dureza fica entre 290 e 320 HB, controlando-se o

revenimento nesse material, dificilmente se cria “não homogeneidade”, assim, respeitando-se

o tempo de encharque, para que não se exagere no revenimento do núcleo,o que mudaria as

propriedades da bainita presente, e procurando-se homogeneizar toda seção da barra, o

comportamento final de isotropia poderá ser alcançado. A experiência, em campo, do autor

desse trabalho demonstra que as diferenças entre uma bainita, mesmo superior, e a

martensita revenida, embora existam, não são perceptíveis em um polimento, a olho nú, por

mais apurado que ele seja, persistindo apenas diferenças relativas a processos de fabricação e

não estruturais, a citar por exemplo o processo ESR (Electroslag Remelting) que conferiria

ao acabamento do material uma ausência muito grande ou quase total de segregações, ou se

existissem, seriam uniformemente distribuídas pela liga, isto sim podendo interferir no

polimento, como no caso das lentes ( exemplo de polimento óptico) que não é relevante nesse

estudo. As diferenças estruturais oriundas de uma bainita superior e uma martensita revenida

são imperceptíveis no polimento, mesmo com observações em baixo aumento ou lupa.

Portanto, partindo de 600 mm de espessura no aço 2311 procurou-se materiais que pudessem

apresentar, segundo o software AC3, maior espessura possível dentro de uma estrutura

correspondente após o tratamento térmico. Para o desenvolvimento 1 chegou-se a uma

espessura de 140mm, no desenvolvimento 2 chegou-se a 255 mm e para os desenvolvimentos

3 (AÇO ECOPLAST®) e 4 chegou-se a uma espessura de 760 mm, ou seja, previu-se que a

temperabilidade equivalente dessa liga seria compatível com a do aço 2311 com 600 mm de

espessura, portanto, com um ganho estimado de 160 mm de possibilidade de fabricação. No

caso do desenvolvimento quatro a presença do cobre foi motivada para medir-se a diferença

de condutividade térmica em relação as desenvolvimento 3 (AÇO ECOPLAST®).

38

3.2 - OBTENÇÃO DOS LINGOTES

Foram produzidos pelo Instituto de Pesquisas Tecnológicas (IPT) quatro lingotes

fundidos sob vácuo conforme a composição química definida. A tabela 4 apresenta os

resultados da análise química dos desenvolvimentos. Os elementos em amarelo foram

alterados em relação a materiais utilizados no mercado de injeção para moldes plásticos. Na

figura 14 podem ser vistos os lingotes no estado bruto de fusão.

Tabela 4: Composição química, em massa, dos desenvolvimentos.

Figura 14: Aspecto dos lingotes em estado bruto de fusão.

39

3.3 - FORJAMENTO

Os lingotes, com seção quadrada de 100 mm, foram forjados na AÇOS ESPECIAIS

PIRATINI (AEP) localizada em Charqueadas – RS, na mesma temperatura utilizada para o

aço DIN 1.2330, obtendo-se barras de seção quadrada de 50 mm.

3.4 - BENEFICIAMENTO Após o forjamento, as barras foram beneficiadas para adequação da dureza e da

microestrutura. O tratamento térmico foi realizado no laboratório metalúrgico da AEP. Os

parâmetros utilizados estão apresentados na tabela 5.

Tabela 5: Parâmetros utilizados na têmpera das amostras.

Pode-se notar diferenças nas temperaturas utilizadas para revenimento: 620°C

(Desenv. 1), 640°C (Desenv. 2 e Desenv. 4) e 650°C (Desenv. 3). Esse procedimento foi

adotado devido a variação dos teores de liga, e partindo de simulações no software AC3 que

levaram em conta a dureza final objetivada no mercado (290 à 320HB) para evitar ficar

abaixo da faixa estabelecida foram escolhidas temperaturas que levassem a durezas

ligeiramente acima ou no pico da faixa.

As variações obtidas são oriundas a partir de somatórias de desvio, tais como:

tolerância de liga na fundição em comparação com a média utilizada no software AC3,

tolerância de massa dos corpos de prova e tolerância de temperatura.

40

3.5 - TÉCNICAS E ENSAIOS UTILIZADOS

Os ensaios de dureza foram realizados seguindo a norma ASTM E45. Todos os

corpos-de-prova passaram pelo ensaio de dureza Brinell (HB), como não foi utilizado nenhum

tipo de tratamento superficial não se fez necessário extrair durezas na escala Vickers. Vale

salientar que os resultados obtidos correspondem a média de 3 pontos obtidos.

O ensaio de dureza Brinell para este tipo de material, que possui resistência mecânica,

porém com uma boa variação de microestrutura, é o mais indicado, já que a esfera da

impressão gera uma média da região resultando em uma dureza, já outras durezas gerariam

uma variação muito grande por serem mais suscetíveis à variação da dureza decorrente de tais

microestruturas.

Os ensaios de tração foram realizados seguindo a norma ASTM E8M.

Os ensaios de impacto foram realizados mesmo não sendo o objetivo principal do

trabalho, seguindo a norma ASTM E23.

Para as medidas de tamanho de grão e inclusões utilizaram-se as normas ASTM E112

e ASTM E45. Micrografias realizadas por microscopia óptica foram obtidas no Laboratório de

Metalografia da Universidade Presbiteriana Mackenzie e por microscopia eletrônica de

varredura no IPEN (Instituto de Pesquisas Energéticas e Nucleares). Para o ensaio

metalográfico, os corpos de prova foram embutidos, polidos e passaram pelo ataque Nital.

Foram utilizados os aumentos de 50x, 100x, 200x e de 500x.

As propriedades térmicas foram obtidas pelo método FLASH LASER e foi realizada

no Laboratório de Medição de Propriedades Termofísicas de Materiais do Centro de

Desenvolvimento da Tecnologia Nuclear (CTDN). Este método consiste na aplicação de um

pulso de energia radiante na face de uma amostra em forma de disco, registrando o transiente

de temperatura na face oposta. O valor da difusividade térmica é computada a partir da

espessura da amostra e do tempo requerido para o aumento da temperatura na face oposta

atingir um dado percentual de valor máximo. O calor específico é calculado a partir da

energia absorvida, da diferença máxima de temperatura na face oposta, da espessura e da

densidade da amostra. O valor da condutividade térmica é obtido pelo produto da difusividade

pelo calor específico e pela densidade do material.

41

Para a medição de difusividade térmica por meio do Método do Flash de Laser, as

amostras foram elaboradas no formato de um disco com diâmetro de 8 mm (tolerância:

+0,000, -0,050), e espessura de 2,5 mm. O valor exato da espessura para a determinação da

difusividade foi medido com micrômetro de resolução de 0,001 mm. O disco tem faces

paralelas e com bom acabamento em suas superfícies.

Para se fazer medições de calor específico por Calorimetria Diferencial Exploratória

(em inglês: Differential Scanning Calorimetry – DSC) utilizaram-se amostras do aço com

aproximadamente 10 miligramas. Foi necessário também, utilizar também pequenos

fragmentos (aproximadamente 10 miligramas) do mesmo aço de cada amostra.

A densidade foi medida pelo método do empuxo, que é uma simplificação do "Método

de Penetração e Imersão com Xilol", desenvolvido no Centro de Pesquisas da Kraftwerk

Union em Erlangen (Alemanha). Não houve necessidade de se impregnar as amostras com

xilol, já que as amostras não possuíam porosidade aberta.

A condutividade térmica k foi então calculada multiplicando-se a difusividade α pela

densidade ρ e pelo calor específico Cp (k = α . ρ . Cp).

3.6 - ENSAIO DE TRAÇÃO

Os corpos-de-prova para ensaio de tração (três peças para cada aço estudado) foram

confeccionados segundo a norma ASTM E 8M. A figura 15 mostra o desenho do corpo-de-

prova utilizado neste trabalho. Os ensaios foram realizados em uma máquina servo-hidráulica

MTS, modelo 810.23M, à temperatura ambiente. Foram determinados o limite de

escoamento, o limite de resistência à tração e o alongamento percentual dos materiais.

42

Figura 15: forma e dimensões (mm) dos corpos-de-prova de tração.

3.7 - ENSAIO DE DUREZA

O ensaio de dureza Brinell consiste em comprimir lentamente uma esfera de aço

temperado, de diâmetro D, sobre uma superfície plana, polida e limpa de um metal, por meio

de uma carga ”F”, durante certo tempo “t”, produzindo uma calota esférica de diâmetro “d”.

A dureza Brinell (HB) é a relação entre a carga aplicada (F) e a área da calota

esférica impressa no material ensaiado (Ac).

Em linguagem matemática: HB = F/Ac . A área da calota esférica é dada pela

fórmula: πDp, onde p é a profundidade da calota, substituindo Ac pela fórmula para cálculo

da área da calota, temos : HB = F/πDp .

Figura 16: Esquema de impressão da esfera no ensaio Brinell.

43

3.8 - ENSAIO DE IMPACTO

Os ensaios de impacto Charpy sem entalhe foram realizados em máquina de impacto

WPM, modelo PSW 30, martelo 30 Kgf, padrão RBC (Rede Brasileira de Calibração).

A figura 17 apresenta um esquema do ensaio de impacto Charpy sem entalhe.

Figura 17: Esquema do ensaio de impacto Charpy sem entalhe.

A figura 17 apresenta o ensaio de impacto Charpy, de forma esquemática, ensaio este

de grande aceitação devido a sua simplicidade e efetividade na obtenção de valores de energia

absorvida pela amostra quando esta é submetida a carregamento dinâmico. Apesar do corpo

de prova apresentar na maioria das vezes um entalhe em “V”, tal formato pode apresentar

variações, como no caso de materiais com alta fração de partículas frágeis como os aços

ferramenta alto C – alto Cr, para os quais se aplicam corpos de prova sem entalhe, devido aos

baixos valores de energia absorvida por estes materiais quando solicitados. A velocidade é

resultado da queda de um martelo pendular com elevado peso de uma altura conhecida

(situação 1, representada na figura 17), o qual se impacta contra uma amostra que se encontra

posicionada perpendicularmente a direção do martelo, de forma simétrica.

44

A fratura ocorrida após o encontro do martelo pendular com a amostra, consome

energia do referido martelo a qual é medida pela altura atingida pelo mesmo após o impacto

(situação 2, representada na figura 17).

3.9 - ANÁLISE DE MICROESTRUTURA

As amostras para microscopia óptica tiveram o chanfro desbastado até o início da

região de fratura e foram submetidas ao preparo metalográfico convencional, consistindo em

embutimento, lixamento nas granulometrias de 100, 220, 320, 400, 600, 1200 e 4000 e

posterior polimento utilizando-se pastas de diamante de 6µm, 3µm, 1µm e 1/4µm. Seguindo-

se diversos ataques químicos conforme aplicável. As amostras foram observadas em

microscópio ótico e microscópio eletrônico de varredura para as diferentes análises.

3.10 - ANÁLISE DAS PROPRIEDADES TÉRMICAS PELO MÉTODO FLASH

Para medição de condutividade térmica através do Método do Flash de Laser, as

amostras foram enviadas ao Centro de Desenvolvimento da Tecnologia Nuclear (CDTN), um

laboratório com um sistema para medição de propriedades termo-físicas de materiais em

geral, e especialmente de combustíveis nucleares.

Foram encaminhadas 6 amostras, onde duas seriam utilizadas para aferição da

medição, a partir de dados conhecidos, a saber: DIMO 42M e KEYLOS 2005, que possuem ,

por catálogo, medidas de 46W/mK e 34,2W/mK, respectivamente.

Neste método, um pulso luminoso de curta duração e alta intensidade fornecido por

um laser de potência, é aplicado na face de uma pequena amostra com a forma de um disco,

obtendo-se um registro do histórico de temperatura resultante da face oposta através de um

sensor de temperatura. Para se chegar à condutividade térmica necessita-se calcular a

difusividade. A difusividade térmica é a capacidade de o material conduzir a energia térmica

em relação à sua capacidade em armazená-la e a condutividade térmica fornece a indicação da

taxa segundo a qual a energia é transferida pelo processo de difusão. A condutividade

45

depende da estrutura física da matéria, a níveis atômicos e moleculares, que por sua vez está

relacionada ao seu estado físico.

A difusividade térmica indica como o calor se difunde através de um material. Isto

depende, por um lado, da condutividade (k) ou da velocidade de condução da energia térmica

no interior do material e, por outro lado, do calor específico volumétrico (Cp) ou da

quantidade de energia térmica necessária para aumentar a temperatura de determinado

volume do material.

Obtém-se a difusividade dividindo o valor da condutividade (k) pelo calor especifico

volumétrico (Cp), isto é:

α = k/Cp, cuja unidade é m²/s.

A difusividade térmica é determinada a partir da espessura da amostra e do tempo

requerido para o aumento da temperatura na face oposta atingir um dado percentual de seu

valor máximo. O calor específico é calculado a partir da temperatura máxima indicada pelo

sensor de temperatura, e a condutividade térmica pelo produto da difusividade pelo calor

específico e pela densidade do material da amostra. O método tem sido usado para medir

materiais cujas difusividades térmicas variam de 0,1x10-6 a 1.000x10-6m².s-1 (uma faixa de

104) e a temperatura entre 80 e 3.000 K, com resultados que podem ser obtidos em segundos.

Este método tem sido empregado para medir a difusividade térmica de metais, ligas,

cerâmicos, materiais e combustíveis nucleares, semicondutores, compósitos, metais líquidos,

fibras de carbono, materiais reforçados com fibras, camadas individuais ou compósitos em

camadas, condutância de contato térmico em interfaces, compósitos dispersos, além de

medições mais rotineiras. Tem sido demonstrado que se pode reduzir erro de medição abaixo

de 0,5% usando modelos matemáticos adequados (PARKER,1961).

46

3.11 - CARBONO EQUIVALENTE

A determinação do carbono equivalente, em uma liga em desenvolvimento, se faz

importante por conta de apresentar, teoricamente, qual das ligas pode ter uma soldabilidade

maior do que outras. Esta característica (soldabilidade) está relacionada à capacidade de se

obter uma junta soldada com uma zona termicamente afetada com a menor variação de dureza

possível sem defeitos (isto é, com um nível aceitável de descontinuidades) e com

características mecânicas adequadas (em geral, resistência de junta soldada é especificada

como sendo maior que o mínimo especificado para o metal base).

Uma avaliação básica e preliminar de soldabilidade de um material é feita tendo-se

como referência o valor de carbono equivalente, o qual é função da composição química do

aço. Existem várias fórmulas para calculo deste valor, sendo a mais comum e conhecida, a

proposta pelo IIW (International Institute Welding), normalmente referenciada como “Ceq”

(Carbono equivalente):

Sendo:

Ceq= Carbono Equivalente Mo= Molibdênio (%) C= Carbono (%) V= Vanádio (%) Mn= Manganês (%) Ni= Níquel (%) Cr = Cromo (%) Cu= Cobre (%)

Outros fatores determinantes na soldabilidade são a espessura do material (grau de

restrição de estrutura soldada) e o procedimento de soldagem (processo e eletrodo) usado.

Outras metodologias e testes para avaliação de soldabilidade, que consideram

algumas ou todas estas variáveis envolvidas, são também freqüentemente empregadas.

Normalmente, estas metodologias resultam da definição de uma temperatura de pré -

aquecimento mínima para atingir-se uma solda sem presença de trincas. Tais procedimentos

47

serão definidos para determinadas combinações de materiais (composição e espessura) e

procedimento de soldagem a ser aplicado (processo/ eletrodo). Códigos e normas para

estruturas soldadas (por exemplo, AWS “American Welding Society” D1.1) também

estabelecem tais temperaturas, além de outras recomendações, para os materiais já

amplamente utilizados no mercado cuja soldabilidade já é bem conhecida.

3.12 - CALCULO DO PREÇO DAS LIGAS

Para o calculo de custo médio de liga foi adotado o seguinte critério: primeiramente

só foram considerados os elementos de adição, não levando em conta micro-adições (valores

inferiores a 0,05% de massa) também não se considerou teores residuais, ou que não

pertençam à norma do material. Posteriormente adotaram-se os parâmetros de preço dos

componentes de liga por meio eletrônico (www.metalprices.com) e calculou-se a média de

cada mês para obter a média semestral de cada ano.

48

IV . RESULTADOS E DISCUSSÃO

A seguir são apresentados os ensaios realizados para as quatro composições químicas

testadas e os mesmos são discutidos.

4.1 - ENSAIO DE TRAÇÃO

Como as temperaturas utilizadas nos revenimentos eram diferentes em função do

objetivo do desenvolvimento, ou seja, obter-se uma estrutura definida por uma espessura

baseada no aço 2311. Os resultados dos ensaios de tração devem ser, portanto, analisados com

cautela. Guardarão diferenças, obviamente, em relação aos existentes no mercado, aqui o

importante será levar em conta se os valores mínimos (que são as referências do mercado)

foram atingidos.

Analisando-se todos os desenvolvimentos (ou ligas desenvolvidas) realizados,

observou-se que o limite de escoamento ficou sempre acima dos existentes no mercado onde

o maior é o do aço 2738 com 905Mpa (conforme mostra a tabela 7). Com relação ao limite de

resistência, novamente o valor encontrado, para todas as ligas de desenvolvimento, ficou

maior em relação às referencias existentes no mercado.

Neste trabalho será mantido o foco em obtenção de dureza, portanto, as analises

complementares que foram realizadas, detém-se neste quesito (conforme se pode observar na

tabela 8 e na fig. 18, mais adiante).

Aqui seria interessante realizar-se uma analise mais profunda, comparativa, com a

mesma temperatura de revenimento, como foi utilizado para o estudo de dureza (vide 4.2.1).

Nesse contexto os complementos exibidos na tabela 6, relativo ao Alongamento, Estricção e

impacto só foram registrados para analises futuras.

49

Tabela 6 – Resultados Do Ensaio de tração nos desenvolvimentos

Material Escoamento Resistência Alongamento Estricção Impacto Dureza

MPa MPa % % (Kj/m²) (HB)

933 1078 17 56 28

936 1075 17 56 26 Desenv. 1

906 1075 17 55 27

332

994 1089 19 55 46

999 1090 19 55 47 Desenv. 2

1015 1098 19 56 48

332

1082 1214 17 54 59

1114 1207 18 51 61 Desenv. 3

1115 1213 15 52 63

360

1130 1242 17 50 38

1141 1244 15 48 40 Desenv. 4

1133 1246 13 47 41

369

Tabela 7 – Resultados encontrados em materiais usuais no mercado e utilizados como referência no trabalho

50

Os gráficos a seguir apresentam os resultados obtidos nos ensaios de: tração,

escoamento, alongamento, estricção e impacto para as 4 composições químicas testadas.

51

4.2 - ENSAIO DE DUREZA (HB)

Com relação aos ensaios de dureza tem-se que ser cuidadoso, em razão das diferenças

de temperatura executadas no revenimento. Vale salientar, entretanto, que a previsibilidade do

software AC3 confirmou-se, dentro dos seus desvios permitidos, em virtude da simulação

conter dados exatos, por exemplo: 0,35%C, austenitização 860°C, espessura 200mm,

resfriamento a óleo, revenimento 180°C. Quando na realidade, pode ocorrer uma somatória de

desvios, tais como: 0,37%C, austenitização 870°C, espessura 198mm, resfriamento em óleo

mais rápido ou mais lento e revenimento a 190°C, As temperaturas utilizadas para

revenimento mantiveram o material ligeiramente acima, no quesito dureza, das obtidas pelas

temperaturas usuais no mercado, atingindo o objetivo do trabalho em sua parte experimental.

A figura 18 apresenta os resultados dos ensaios de dureza Brinell obtidos das quatro ligas do desenvolvimentos.

Figura 18: Dureza Brinell para os diferentes desenvolvimentos.

52

4.2.1 - COMPARAÇÃO DE DUREZA COM TEMPERATURA DE REVENIMENTO

COMPATÍVEL. Para eliminar-se o desvio provocado pelas diferentes temperaturas utilizadas no

revenimento, foi refeito o trabalho de têmpera e revenimento para os materiais usuais no

mercado, agora em escala laboratorial, para que possamos comparar nas temperaturas de

620°C, 640°C e 650° C, com as respectivas ligas em desenvolvimentos e suas temperaturas

equivalentes, como mostra a tabela 8.

Tabela 8: Durezas nos materiais de referência.

Material 620º C 640º C 650º C KEYLOS 2005 341 HB 363 HB 302 HB

DIMO42M 341 HB 363 HB 302 HB

KEYLOS 2311 321 HB 321 HB 285 HB

KEYLOS 2738 388 HB 302 HB 311 HB

Essa média foi obtida através de corpos-de-prova semelhantes aos utilizados nos

desenvolvimentos, em um numero de 3 corpos para obtenção da média, utilizando os mesmos

parâmetros de têmpera e revenimento.

Nesse contexto é preciso observar a figura 19 (pág. 55) onde se faz uma comparação

nas mesmas temperaturas de revenido entre as referências de mercado e as ligas em

desenvolvimento.

Pode-se observar que todos ficaram ligeiramente acima da sua dureza obtida com

exceção do 2311 (referência), o desenvolvimento 1 obteve 332 HB contra 321 HB do aço

2311, perdendo para os demais.

Quando se analisa o desenvolvimento 2 vê-se que ele atingiu 332 HB, desta vez

também levando vantagem sobre os aços 2738 e 2311, o que demonstra tendência a

uniformização de dureza maior para essa espessura analisada compatível.

Já o desenvolvimento 3 (AÇO ECOPLAST®) com 360 HB de dureza revenidos a 650ºC

além de demonstrar uma razoável resistência ao revenimento, o que é bastante louvável neste

tipo de busca, pois demonstra uma maior facilidade de se homogeneizar toda a estrutura em

uma seção consideravelmente maior, ganhou de todos os outros materiais de referência no

53

mercado, onde o top de resistência ao revenimento é 311 HB do aço 2738, com isso, a liga em

desenvolvimento 3 (AÇO ECOPLAST®) mostra uma maior estabilidade nos seus constituintes

estruturais nesta espessura, mais pra frente serão analisados os resultados estruturais em

referência ao software AC3.

A liga numero 4 obteve 369 HB de dureza que é maior que todas as referências após

revenimento, como ela, a 640°C, também demonstrando um valor muito parecido com as

ligas KEYLOS 2005 e DIMO 42M que será analisado adiante.

4.3 – ANÁLISE DA CONDUTIVIDADE TÉRMICA APÓS DETERMINAÇÃO DAS

PROPRIEDADES TÉRMICAS PELO MÉTODO FLASH.

Analisando-se a tabela 9 é notado que a melhor condutividade térmica do mercado é

encontrada no aço de menor liga, mas com sérias restrições ao seu desempenho mecânico que

é o DIMO 42M. O que se objetivava nesse trabalho era equiparar essa condutividade térmica

ganhando em resistência mecânica, se possível, mantendo-se o custo e também o carbono

equivalente. Pela tabela abaixo se pode verificar que o desenvolvimento 3 (AÇO ECOPLAST®)

e o desenvolvimento 2 se aproximaram muito do pico que é encontrada no DIMO 42M,

como já foi mostrado há sérias vantagens em comportamento mecânico. Analisar-se-á adiante

o impacto disso no custo da liga, porém, esse quadro já mostra estar-se no caminho certo.

Tabela 9: Comparação entre as condutividades térmicas dos aços em estudo

Difusividade Térmica Densidade

Calor Específico

Condutividade Térmica Amostra

[x106m2.s-1] [kg.m-3] [J.kg-1.K-1] [W.m-1.K-1] KEYLOS 2005 10 7703 440 34

DIMO 42M 12,7 7782 477,08 47,2

2311 Não analisado Não analisado Não analisado 34 *

2738 Não analisado Não analisado Não analisado 32 *

Desenv. 1 9,5 7792 573,6 42,4

Desenv. 2 12,6 7802 453,6 44,6

Desenv. 3 10,5 7713 556,4 45,1

Desenv. 4 14,1 7766 335,3 36,7

.* Usual de catálogo.

54

4.4 – VALORES OBTIDOS SEGUNDO A FÓRMULA TEÓRICA DO CARBONO

EQUIVALENTE.

Os resultados práticos, aplicando-se a fórmula teórica do carbono equivalente, foram

os que estão demonstrado na tabela 10, levando-se em conta que foram utilizados, os teores

médios das ligas, obtidos através de 3 certificados de análise diferentes, dos materiais

utilizados como referência e foram ignorados os teores considerados residuais, ou os que não

são declarados como da liga, e normalmente são oriundos do processo como, por exemplo, da

sucata.

Segundo a tabela 10 podemos perceber que o melhor desempenho, em se tratando de

carbono equivalente, dentre as referências existentes no mercado é o KEYLOS 2005, talvez

porque seu elemento de destaque seja o Silício, havendo uma corrente de pensamento de que

o Silício facilite, inclusive, a solda no mesmo sentido que prejudica a usinabilidade e a

condutividade térmica. Pode ser essa a explicação para que ele (KEYLOS 2005) tenha uma

condutividade térmica similar a do 2311 e próxima a do 2738, mesmo possuindo baixíssimos

teores de liga (vide tabela 1, pág 19).

Outro ponto que merece destaque é que o valor do carbono equivalente é apenas um

fator importante ao se prever o resultado de uma solda, quanto maior o teor de carbono, pior a

tendência do resultado da solda.

Notadamente acima de 0,30% de carbono, esse fato acentua-se chegando a um grau de

dificuldade critico quando se passa de 0,40% de carbono. Nesse quesito vale salientar que

aços como o SP 300 e SP 400 levam uma nítida vantagem ao se valerem de baixo teor de

carbono combinados com micro-ligantes que induzam a formação de carbonetos menores, o

que caminha no sentido de favorecimento do acabamento superficial da solda. O critério de

desempate no caso dessas ligas seria o seu custo conforme mostra a tabela 11, onde o SP 300,

que possui liga ligeiramente menor que do SP 400, já apresenta custo a nível muito próximo

do 2738, ainda sem se considerar o custo de adição de microligantes.

55

Dentre as ligas em desenvolvimento pode-se notar que o desenvolvimento 1 seria,

realmente, o material de melhor desempenho, em comparação com todos os demais

desenvolvimentos apresentados, sendo uma vantagem a ser mostrada, a seguir, aliada ao seu

custo, porém, por ter apresentado uma resposta ao tratamento térmico mediana, há que se

tomar cuidado na sua aplicação, respeitando uma espessura máxima, que conforme o software

AC3 demonstra, deveria ficar por volta de 140mm. Quando comparado o desenvolvimento 2 ,

com os demais, vê-se que ele se assemelha muito ao DIMO 42M que também tem uma

excelente resposta a soldabilidade. Nas ligas em desenvolvimento, o carbono equivalente não

foi significativamente piorado, teve um pequeno desvio, positivo, nas ligas que tiveram um

melhor comportamento mecânico (3 e 4) que, porém, obtiveram resultados melhores do que

as duas ligas mais utilizadas no mercado que são: 2311 e 2738.

Tabela 10: Comparação de carbono equivalente para os aços em estudo e os de referência

K2005 SP300 SP400 DIMO42M 2311 2738 Desenv.

1 Desenv.

2 Desenv.

3 Desenv.

4

0,83 0,87 0,98 0,92 1,01 1,12 0,75 0,90 0,99 0,99

56

4.5 – COMPARAÇÃO DE CUSTOS Tabela 11: Valores das Referências e Desenvolvimentos.

2007 ValorU$D/Ton – 1° semestre

k2005 366,14 D 42M 395,71 G 2311 432,57 Desenvolvimento 1 453,85 Desenvolvimento 2 463,82 Desenvolvimento 3 630,85 Desenvolvimento 4 652,85 SP300 743,85 TOOLOX 799,71 2738 890,85


k2005 638,85 D 42M 745,85 Desenvolvimento 1 776,14 G 2311 799,85 Desenvolvimento 2 802,14 TOOLOX 971,42 Desenvolvimento 3 990,42 SP300 1037,42 Desenvolvimento 4 1033,42 2738 1072,14


k2005 227,42 D 42M 245,85 Desenvolvimento 1 252,42 Desenvolvimento 2 265,57 G 2311 304,57 Desenvolvimento 3 320,57 Desenvolvimento 4 343,28 TOOLOX 356,28 SP300 372,71 2738 434,28

*Valores obtidos segundo o site (www.metalprices.com)

A real vantagem da comparação do custo fica por conta do desenvolvimento 3 em

relação aos aços SP300 e 2738 durante o ano de 2008 e em relação ao SP300, TOOLOX e

2738 no período de 2007 e 2009. Durante o ano de 2009 o desenvolvimento 3 apresentou

apenas incremento de custo de 5% sobre o 2311 (tabela 11). Esse panorama justifica a

utilização do Desenvolvimento 3 (AÇO ECOPLAST®) até cerca de 800mm de espessura .

57

4.6 - COMPARAÇÃO ENTRE REFERÊNCIAS E DESENVOLVIMENTOS.

Figura 19 – Comparativo das Curvas de Revenimento entre as Referências e todas as ligas em Desenvolvimento

58

4.6.1 - COMPARAÇÃO ENTRE REFERÊNCIAS E DESENVOLVIMENTO 1

Analisando a condição mecânica do desenvolvimento 1 pode-se observar que o

escoamento se situou na ordem de 920 MPa, quando o máximo no mercado é 905 MPa

(obtido no 2738), nota-se que nesse caso a vantagem é dada pela dureza ligeiramente maior,

porém, como o software previu a estrutura até 140 mm como factível e o software AC3

demonstrou um desvio para baixo no resultado de têmpera, esse numero (140 mm) fica

resguardado, ou seja, protegido (ele poderia ser um pouco maior) e que ao se ajustar a dureza

a tendência seria obter-se uma estrutura razoavelmente uniforme, respeitando-se essa

espessura.

A conclusão obvia seria que para materiais com essa espessura ou abaixo (140 mm)

seria suficiente respeitar-se os limites que dele advirão em virtude do baixo custo. Pode-se

ainda afirmar que para essa liga em desenvolvimento, a resistência a compressão da mesma

está intrinsecamente ligada à dureza do material, dureza de 332 HB a 620°C, o material que

mais se equivale neste quesito (dureza) é o aço 2311. Todos os demais levam vantagem em

relação a essa liga, o que era esperado, em virtude do baixo teor de liga.

O que era esperado, e que não ocorreu, foi que o desenvolvimento 1 não foi o que

apresentou o melhor valor em condutividade térmica mas, ainda assim, está com valor

próximo ao dos melhores resultados no mercado do aço, ganhando do 2311, do 2738 e do

KEYLOS 2005, perdendo apenas para o DIMO 42M, possivelmente o que atrapalhou o seu

desempenho em condutividade térmica foi o teor de Si, que se aproxima do KEYLOS 2005.

O desenvolvimento 1 também mostrou ser o melhor carbono equivalente. O

desenvolvimento 1 mostrou-se compatível, em custo, em todos os períodos, perdendo apenas

no ano de 2007 para 3 referências e perdendo para duas nos demais períodos, logo, ele só

seria vantajoso em comparação com essas 2 referências no quesito condutividade térmica em

referência ao KEYLOS 2005 e também no quesito soldabilidade mas, perdendo no quesito

custo. Desta forma, a liga em desenvolvimento 1 não se mostra, no momento, promissora.

Figura 20 – Comparativo das duas curvas de Revenimento entre o Desenv. 1 e Referências.

59

. 4.6.2 - COMPARAÇÃO ENTRE REFERÊNCIAS E DESENVOLVIMENTO 2

A dureza obtida no desenvolvimento 2 (revenido a 640ºC) foi de 332 HB que já

sugere boa resistência à compressão, o escoamento se situou na faixa de 990 MPa, este

razoavelmente acima das referências disponibilizadas no mercado.

Na mesma temperatura de revenimento (640 ºC), o aço 2738 apresentou dureza de

302 HB e o KEYLOS 2005 com 363 HB; este ultimo demonstrando maior resistência ao

revenimento, pela ação do molibdênio e vanádio em sua liga, o aço 2311 a 321 HB e o

DIMO42M, 363 HB de dureza, pelo fato de conter vanádio e molibdênio.

O desenvolvimento 2 se situou acima dos aços 2311 e 2738, na mesma temperatura

de revenimento, apresentou também valores de escoamento e resistência superiores às

referências.

O valor da condutividade térmica do desenvolvimento 2 foi inferior somente para o

desenvolvimento 3 e também ao DIMO42M que é um dos que apresenta menor elemento de

liga, mas como o resultado se aproxima muito, o quesito custo começa a ter relevância.

O resultado do carbono equivalente ficou muito próximo ao DIMO42M e teve uma

ligeira perda em referência ao KEYLOS 2005, ganhando de todos os demais.

60

Quando se analisa o custo, o desenvolvimento 2 passa a ter alguma vantagem quando

comparado ao 2311, SP300 e 2738 em todos os períodos; há de se considerar a importância de

se analisar em conjunto para uma determinada espessura, a validade de utilização dessa liga,

no nosso caso, ela foi demonstrada que até 255 mm todas as condições permanecem.

O desenvolvimento 2 seria um opção extremamente válida, caso o quesito fosse o

valor da condutividade térmica e do custo em relação ao 2738 e 2311, quando se utiliza

espessura abaixo de 255 mm.

Figura 21: Comparativo das duas Curvas de Revenimento entre as Referencias e o Desenv.2.

61

4.6.3 - COMPARAÇÃO ENTRE REFERÊNCIAS E DESENVOLVIMENTO 3 (AÇO ECOPLAST®)

Analisando a partir do gráfico da curva AC3, ele já previa que para essa liga a

espessura máxima para a mesma estrutura do 2311 seria 760 mm, convém lembrar que nossa

referência é de que ele não apresente desvio significativo de comportamento em relação ao

2738 ate 600 mm de espessura, desde que outras condições sejam respeitadas, tais como:

controle de revenimento.

O gráfico do software AC3 já sinalizava que se havia obtido um ganho de 160 mm,

trabalhando com folga, por já, poderia se pensar em uma espessura na ordem de 800 mm. A

primeira consideração a ser feita, é que a liga de desenvolvimento 3 (AÇO ECOPLAST®) foi a

que foi revenida na temperatura mais alta, portanto a que suporta melhor as condições de

revenimento. A dureza obtida a 650°C se situou na faixa de 360 HB, enquanto os outros, no

máximo, chegaram a 311 HB (2738).

O escoamento dessa liga ficou na média de 1.100 MPa, quando o máximo

encontrado, revenido na mesma temperatura, no mercado é 905 MPa. A sua resistência a

compressão relacionada com sua resistência a tração (média de 1.210MPa) não encontra

paralelo nas referências, onde o máximo encontrado é no 2738 (1.030 MPa).

No quesito condutividade térmica, o desenvolvimento 3 (AÇO ECOPLAST®) foi a

melhor das ligas em desenvolvimento, perdendo apenas para o DIMO42M (cuja liga não se

presta a espessuras maiores) talvez devendo-se jamais utilizá-las acima de 200mm.

Novamente o desenvolvimento 3 (AÇO ECOPLAST®) como previu o software AC3 obteve

um comportamento razoavelmente homogêneo de bainita, tendendo à bainita inferior,

denotada por essa dureza de revenimento. Essa estrutura vai conferir uma homogeneidade em

seções extremamente maiores, seções essas razoavelmente maiores em comparação com o

2311.

No quesito carbono equivalente, equivale-se com ligas como 2738 e 2311, com

ligeira vantagem.

No quesito custo, aonde a analise é crucial, pode-se denotar que o desenvolvimento 3

(AÇO ECOPLAST®) sempre se situa ligeiramente acima do 2311, para um incremento na ordem

de 30 % na espessura. Em uma única situação (no ano de 2007) o desenvolvimento 3 (AÇO

ECOPLAST®) chegou a apresentar 45% a mais de custo (comparação com o 2311) mas nessa

época a diferença entre o 2738 e o 2311 era de 106%. Já nos anos de 2008 e 2009 o

desenvolvimento 3 (AÇO ECOPLAST®) teve de 23% em 2008 e para 5% de incremento de

custo apenas no ano de 2009 em comparação ao 2311, enquanto o 2738 tinha, na mesma

62

época, 34% e 43% respectivamente, de diferença para o 2311. Leve-se em conta a sua

facilidade de reparo ressaltada em termos de carbono equivalente além de uma condutividade

térmica sensivelmente aumentada em relação ao 2311 e os seus concorrentes, com exceção do

DIMO 42M (como já foi citado que tem um sério problema no item espessura), com relação

ao aço 2738 o desenvolvimento 3 (AÇO ECOPLAST®) demonstra, por si só, que até espessuras

de 600 mm (aqui cabe salientar que por medidas de segurança esta sendo citado 600 mm,

porque o trabalho deveria ser feito empírico até 800 mm para confirmação), trabalha com

folga sobre o 2738, em termos de propriedades e resposta interna da liga, com uma vantagem

extrema em condutividade térmica.

Convém salientar que o aço 2738 (usualmente fornecido no mercado até peças na

ordem de 1.100 mm de espessura), mantém a sua vantagem nesse tipo de espessura. Como

espessuras acima de 600mm representam na ordem de 40 a 45% do mercado consumidor, ou

outros 55 a 60% do restante do mercado poderão ser atendidos perfeitamente por um

desenvolvimento que não necessite de tantos componentes de liga, e que mostre vantagens

sobre essa liga nos quesitos: carbono equivalente, custo, necessidade de minérios (mineração)

e que principalmente favoreça a condutividade térmica.

Nota-se que tudo isso leva a uma mesma vida útil estimada. Não faz sentido

portanto, pensar num bloco de 1.100 mm de espessura, quando se fabrica peças de 600 mm, o

uso corrente de que um bloco enorme é necessário ou melhor para recortar para qualquer

dimensão deixa de fazer sentido nos novos tempos, fez sentido há anos atrás, quando o

minério era barato e a energia não estava em escassez crescente como nos níveis dos dias

atuais.

Figura 22: Comparativo das duas Curvas de Revenimento entre as Referências e Desenv. 3(AÇO ECOPLAST®).

Materiais revenidos a 650°

360

302 302

285

311

250

270

290

310

330

350

370

Desenv. 3 K2005 DIMO42M 2311 2738

Dur

eza

(HB)

63

4.6.4 - COMPARAÇÃO ENTRE REFERÊNCIAS E DESENVOLVIMENTO 4

O desenvolvimento 4 foi uma tentativa visando a melhoria da condutividade térmica,

com a presença do cobre na sua liga, isso não se evidenciou; pelo contrário, a condutividade

térmica caiu sensivelmente , comparável a do KEYLOS 2005, com um pouco de vantagem

sobre o 2738 e 2311. Porém a presença do cobre pode levar ao efeito de “clogging”, reação do

oxigênio da atmosfera durante o processo de lingotamento, principalmente com alumínio e

cobre formando o óxido correspondente que se pode depositar na válvula de lingotamento ou

de distribuição, durante a fundição, o que não é desejável pelos metalurgistas de chão de

fábrica. Portanto, não há vantagens significativas obtidas por essa liga, alem de a dureza

também não demonstrar nada de significativo, não é considerada vantajosa, denotadamente

perdendo para o desenvolvimento 3.

Figura 23: Comparativo das duas Curvas de Revenimento entre a Referências e o Desenvolvimento 4

64

4.7 - OBSERVAÇÕES MICROESTRUTURAIS - (MICROGRAFIAS DAS MICROESTRUTURAS OBTIDAS POR MICROSCOPIA ÓPTICA NAS LIGAS EM DESENVOLVIMENTO).

Vamos registrar a seguir as microestruturas encontradas nos diversos lingotes forjados

e tratados termicamente (tempera e revenimento). Os constituintes microestruturais

mostraram-se alinhados com os resultados dos ensaios apesar das barras em

desenvolvimento terem sido forjadas para uma dimensão razoavelmente fina (quadrado de

100mm de espessura). Para efeito de tratamento térmico as amostras foram retiradas de

regiões superficiais.

4.7.1 - Desenvolvimento 1:

Figura 24: Análise Microestrutural (Microscópio Óptico).

As fotos mostram uma estrutura formada tipicamente de martensita revenida e

grosseira, bem como de bainita, perlita e ferrita também são verificados. Além de um

65

bandeamento da microestrutura do material, uma alta heterogeneidade micro-estrutural foi

constatada.



Esta liga apresentou uma homogeneidade maior na formação da sua

microestrutura, sendo formada predominantemente de uma martensita revenida e

predominantemente escorregada, bem como de agulhas de bainita superior e pouca

concentração de ferrita. Neste caso, também foi observado um bandeamento na estrutura do

material.

66

4.7.3 - Desenvolvimento 3 (AÇO ECOPLAST®) :

Figura 26 : Análise Microestrutural (Microscópio Óptico).

Nesta liga uma estrutura mais fina e ainda mais homogênea foi obtida, comparando-se

com as anteriores, bem como um afinamento da sua estrutura que apresenta martensita

revenida, poucos traços de martensita e também de bainita fina.

67



Nesta liga, o resultado obtido foi de uma estrutura formada basicamente por martensita

e bainita, porém com uma morfologia não tão uniforme quanto a anterior, bem como uma

estrutura tanto de martensita quanto de bainita mais grosseira. Também é possível notar a

precipitação, de certa forma homogênea, de alguns carbonetos na matriz do material.

68

4.7.5 - KEYLOS 2005:

Figura 28 – Análise Micro-estrutural (Microscópio Óptico).

Microestrutura formada por uma martensita grosseira, com traços de bainita e forte

presença de perlita, isso tudo configurando uma grande heterogeneidade microestrutural que

pode não impactar tanto na resistência mecânica do material, porém pode impactar muito em

aspectos de usinabilidade, principalmente furação, bem como em ataques químicos, não

servindo para aplicações onde a textura fosse necessária.

Para aplicações onde acabamentos especiais de polimento ou aplicação de texturização

fosse necessária, por essa apresentação estrutural, sua aplicação não seria recomendada dada

essa heterogeneidade microestrutural.

69

4.7.6 - DIMO 42M:

Figura 29: Análise Micro-estrutural (Microscópio Óptico).

Esta microestrutura apresenta um forte bandeamento, normal em aços com este teor de

carbono que foram conformados mecanicamente, típico dos processos de fabricação, pois,

conferem variação estrutural ao material (martensita grosseira e bainita superior). Material

apresenta baixa heterogeneidade, portanto a sua aplicação para alguns tipos de texturizações

provenientes de ataques químicos seriam facilmente obtidas, em termos de polimento também

conseguiria uma superfície de bom espelhamento.

Nesta referência nota-se um forte bandeamento na microestrutura, bem como a

presença de estruturas como martensita grosseira e de bainita também grosseira, uma

microestrutura não muito homogênea, com uma fina dispersão de carbonetos precipitados.

1 UNIVERSIDADE PRESBITERIANA MACKENZIE ESCOLA DE...

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