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UNIVERSIDADE DO ESTADO DE SANTA CATARINA – UDESC

CENTRO DE CIÊNCIAS TECNOLÓGICAS – CCT

DEPARTAMENTO DE ENGENHARIA MECÂNICA –DEM

PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E

ENGENHARIA DE MATERIAIS - PGCEM

Formação: Mestrado em Ciência e Engenharia de Materiais

DISSERTAÇÃO DE MESTRADO OBTIDA POR

Romário Mauricio Urbanetto Nogueira

OBTENÇÃO E ESTUDO DE INSERTOS SINTERIZADOS DE AÇOS

RÁPIDOS AISI M2, M3/2 E T15

Apresentada em 20 / 02 / 2004 Perante a Banca Examinadora:

Dr. César Edil da Costa - Presidente (UDESC)

Dr. Paulo César Borges (CEFET-PR)

Dr. Luiz César Fontana (UDESC)

Dr. Miguel Vaz Junior (UDESC)

UNIVERSIDADE DO ESTADO DE SANTA CATARINA – UDESC


DEPARTAMENTO DE ENGENHARIA MECÂNICA - DEM

PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS – PGCEM

DISSERTAÇÃO DE MESTRADO

Mestrando: ROMÁRIO MAURICIO URBANETTO NOGUEIRA Engenheiro Mecânico

Orientador: Prof. Dr . CESAR EDIL DA COSTA

CCT/UDESC – JOINVILLE

OBTENÇÃO E ESTUDO DE INSERTOS SINTERIZADOS DE AÇOS RÁPIDOS AISI M2, M3/2 E T15

DISSERTAÇÃO APRESENTADA PARA OBTENÇÃO DO TÍTULO DE MESTRE EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS DA UNIVERSIDADE DO ESTADO DE SANTA CATARINA, CENTRO DE CIÊNCIAS TECNOLÓGICAS – CCT, ORIENTADA PELO PROF. DR. CESAR EDIL DA COSTA

Joinvil le 2004

UNIVERSIDADE DO ESTADO DE SANTA CATARINA - UDESC


COORDENAÇÃO DE PÓS-GRADUAÇÃO - CPG

" OBTENÇÃO E ESTUDO DE INSERTOS SINTERIZADOS DE AÇOS

RÁPIDOS AISI M2, M3/2 E T15"

por

Romár io Maur icio Urbanetto Nogueira

Essa dissertação foi julgada adequada para a obtenção do título de

MESTRE EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS

na área de concentração "Metais", e aprovada em sua forma final pelo

CURSO DE MESTRADO EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS

DO CENTRO DE CIÊNCIAS TECNOLÓGICAS DA

UNIVERSIDADE DO ESTADO DE SANTA CATARINA

Dr. César Edil da Costa presidente

Banca Examinadora:

Dr. Paulo César Borges CEFET-PR

Dr. Luiz César Fontana

Dr. Miguel Vaz Junior

FICHA CATALOGRÁFICA

NOME:URBANETTO NOGUEIRA, Romário Mauricio

DATA DEFESA: 20/02/2004

LOCAL: Joinvil le, CCT/UDESC

NÍVEL : Mestrado Número de ordem: 01 – CCT/UDESC

FORMAÇÃO: Ciência e Engenharia de Materiais

ÁREA DE CONCENTRAÇÃO: Metais

TÍTULO: OBTENÇÃO E ESTUDO DE INSERTOS SINTERIZADOS DE AÇOS RÁPIDOS AISI M2, M3/2 E T15

PALAVRAS - CHAVE: Metalurgia do Pó, Aços Rápidos, Sinterabilidade, Usinagem.

NÚMERO DE PÁGINAS: 111 p.

CENTRO/UNIVERSIDADE: Centro de Ciências Tecnológicas da UDESC

PROGRAMA: Pós-graduação em Ciência e Engenhar ia de Mater iais - PGCEM

CADASTRO CAPES: 4100201001P-9

ORIENTADOR: Dr. Cesar Edil da Costa

PRESIDENTE DA BANCA : Dr. Cesar Edil da Costa

MEMBROS DA BANCA: Dr. Paulo César Borges, Dr. Luiz César Fontana, Dr. Miguel Vaz Junior

“Talvez não tenhamos conseguido fazer o melhor,

Mas lutamos para que o melhor fosse feito

Não somos o que deveríamos ser,...

Mas graças a Deus, não somos o que éramos”

Martin Luther King.

Aos meus pais

Hercules (in memorian)

e Teresinha de Jesus

e à minha esposa

Conceição Aparecida

AGRADECIMENTOS

� Ao Prof. Dr. César Edil da Costa pela sua amizade e apoio, e que não mediu

esforços em oferecer todas as condições necessárias à realização do presente

trabalho.

� A minha família que sempre me apoiara de maneira direta ou indireta, no

presente estágio e em todos os outros de minha vida.

� À Universidade do Estado de Santa Catarina – UDESC e ao Programa de Pós-

graduação em Ciência e Engenharia de Materiais - PGCEM pela realização do

presente trabalho.

� À Universidade Poli técnica de Madrid, pelo material fornecido para a realização

desta pesquisa

� A empresa Logtools Ferramentas, na pessoa do Sr.Roberto Belons pelo apoio

técnico recebido.

� Aos demais professores do Curso de Mestrado em Ciência e Engenharia de

Materiais que de uma forma direta ou indireta contribuíram para a realização

desse trabalho aquele abraço.

� Aos amigos do Paraná pelo incentivo e colaboração para a realização desse

trabalho.

� Aos alunos bolsistas e da iniciação cientifica pelo apoio recebido, em especial ao

aluno Valdir Vermoehlen pela sua grande dedicação na realização deste trabalho.

� Aos que no transcorrer do curso, mais que colegas, tornaram-se amigos meu

agradecimento pela feliz convivência e, como diz o poeta um dia amigo a gente

volta a se encontrar. Até lá.

I

ÍNDICE

SIMBOLOGIA .................................................................................................... IV

LISTA DE EQUAÇÕES........................................................................................V

LISTA DE FIGURAS.......................................................................................... VI

LISTA DE TABELAS......................................................................................... XI

RESUMO...........................................................................................................XII

ABSTRACT......................................................................................................XIII

CAPÍTULO 1........................................................................................................ 1

1. INTRODUÇÃO............................................................................................. 2

CAPÍTULO 2........................................................................................................ 5

2. AÇOS RÁPIDOS ...........................................................................................6 2.1. Introdução................................................................................................... 6 2.2. Estruturas e propriedades............................................................................ 7 2.3. Efeitos dos elementos de liga nos aços rápidos............................................ 8 2.4. Processos de Fabricação dos Aços Rápidos...............................................18

2.4.1. Metalurgia Convencional......................................................................18

2.4.2. Metalurgia do pó ..................................................................................19

2.5. Fabricação de Aços Rápidos Sinterizados................................................ 20 2.5.1. Processo ASP – “Anti-Segregation Process” .........................................20

2.5.2. Processo CPM – “Crucible Metallurgy Process” ................................... 22

2.5.3. Processo FULDENS............................................................................. 24

2.5.4. Moldagem de Pós Metálicos Por Injeção ..............................................24

2.5.5. Compactação Uniaxial a Frio................................................................25

2.6. Tratamentos Térmicos dos Aços Rápidos..................................................26 2.6.1. Etapas do processo de tratamento térmico............................................. 26

2.6.1.1. Pré-aquecimento............................................................................ 26

2.6.1.2. Austenitização...............................................................................27

2.6.1.3. Resfriamento brusco – têmpera por imersão................................... 27

2.6.1.4. Revenimento ................................................................................. 28

2.7. Propriedades Mecânicas dos Aços Rápidos...............................................30 2.7.1. Dureza a quente....................................................................................30

II

2.7.2. Tenacidade...........................................................................................31

2.7.3. Resistência ao desgaste.........................................................................32

2.8. Ferramentas de corte de Aço Rápido......................................................... 32 2.9. Fatores de influência no desgaste e vida da ferramenta.............................. 33

2.9.1. Condições de usinagem........................................................................ 33

2.9.2. Geometria da ferramenta......................................................................34

2.10. Avarias e Desgastes da Ferramenta de Usinagem......................................36 2.10.1. Desgaste Frontal (ou de Flanco) ...........................................................36

2.10.2. Desgaste de Cratera..............................................................................37

2.10.3. Desgaste por Deformação Plástica da Aresta de corte...........................37

2.10.4. Desgaste por Lascamento .....................................................................38

2.10.5. Desgaste por Trincas de Origem Térmica ou Mecânica........................38

2.10.6. Desgaste por Quebra da Ferramenta..................................................... 39

2.11. Mecanismos Causadores do Desgaste da Ferramenta ................................39 2.11.1. Desgaste por Aresta Postiça de Corte....................................................39

2.11.2. Abrasão Mecânica................................................................................ 42

2.11.3. Aderência.............................................................................................42

2.11.4. Difusão................................................................................................. 42

2.11.5. Oxidação.............................................................................................. 43

2.12. Medição do Desgaste da Ferramenta......................................................... 43

CAPÍTULO 3...................................................................................................... 45

3. PROCEDIMENTO EXPERIMENTAL......................................................... 46 3.1. Materiais Util izados..................................................................................46 3.2. Morfologia e Microestrutura dos Pós........................................................49 3.3. Compactação dos Pós................................................................................ 50 3.4. Estudo de Sinterabilidade..........................................................................51 3.5. Sinterização .............................................................................................. 51 3.6. Tratamentos Térmicos...............................................................................52

3.6.1. Têmpera............................................................................................... 52

3.6.2. Revenido.............................................................................................. 53

3.7. Propriedades Físicas..................................................................................53 3.7.1. Variação Volumétrica...........................................................................53

3.7.2. Densidade............................................................................................53

3.8. Propriedades Mecânicas............................................................................ 54 3.8.1. Dureza..................................................................................................54

3.9. Usinabil idade............................................................................................55 3.10. Estudo Microestrutural ..............................................................................55

III

3.11. Insertos Intercambiáveis............................................................................ 55 3.12. Parâmetros de Usinagem...........................................................................56 3.13. Material Usinado.......................................................................................57

CAPÍTULO 4...................................................................................................... 58

4. ANÁLISE E DISCUSSÃO DE RESULTADOS...........................................59 4.1. Estudo de Sinterabilidade..........................................................................59 4.2. Propriedades Físicas..................................................................................61

4.2.1. Densidade a Verde ...............................................................................61

4.2.2. Densidade após Sinterização ................................................................63

4.2.3. Variação Volumétrica...........................................................................67

4.3. Propriedades Mecânicas............................................................................ 69 4.2.1 Durezas dos Materiais Sinterizados.......................................................69

4.2.2 Dureza dos Materiais após Tratamento Térmico.................................... 71

4.4. Análise da Microestrutura.........................................................................74 4.4.1. Microestrutura dos Materiais Sinterizados............................................ 74

4.4.2. Microestrutura dos Materiais após Tratamento Térmico .......................78

4.4.3. Análise dos Desgastes ..........................................................................83

4.4.4. Evolução dos Desgastes........................................................................ 89

CAPÍTULO 5...................................................................................................... 94

5. CONCLUSÕES........................................................................................... 95

CAPÍTULO 6...................................................................................................... 97

6. SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS......................................... 98

CAPÍTULO 7...................................................................................................... 99

7. REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS.........................................................100

ANEXO I ...........................................................................................................106

ANEXO II ..........................................................................................................107

ANEXO II I .........................................................................................................108

ANEXO IV.........................................................................................................111

IV

SIMBOLOGIA

HV Dureza Vickers

VHN Dureza Vickers Superficial

δ Ferrita Delta

Aγ Superficie de Saida (Face)

S’ Aresta Secundária de Corte (Gume Secundário)

A’ α Superficie Secundária de Folga (Flanco Secundário)

S Aresta Principal de Corte (Gume Principal)

Aα Superfície Principal de Folga (Flanco Principal)

χ [°] Ângulo de Posição (Direção)

f [mm/rotação] Avanço

ap [mm] Profundidade de Corte

b [mm] Largura de Corte

h [mm] Espessura de Corte

ε [°] Ângulo de Ponta (Quina)

α [°] Ângulo de Incidência

β [°] Ângulo de Cunha

γ [°] Ângulo de Saída

λ [°] Ângulo de Inclinação

r [mm] Raio de Quina

VBN [mm] Desgaste de Entalhe

VB [mm] Desgaste de Flanco Médio

VB máx [mm] Desgaste de Flanco Máximo

KT [mm] Profundidade de Cratera

KM [mm] Afastamento Médio da Cratera

SVα Deslocamento do Gume no Sentido do Flanco

SVγ Deslocamento do Gume no Sentido da Face

V

LISTA DE EQUAÇÕES

Equação 1 ........................................................................................................................53

Equação 2 ........................................................................................................................54

Equação 3 ........................................................................................................................54

VI

LISTA DE FIGURAS

Figura 1 - Distribuição dos carbonetos em função da composição química de 6 HSS

estudados para uso em cilindros de laminação (Tabela 2); a) A; b) B1; c) B2; d)

C1; e) C2; f) D; [HWANG, 1998]............................................................................. 13

Figura 2 - Evolução da microestrutura dos aços rápidos [BOCCALINI, 2001]. ................ 16

Figura 3 - Métodos de produção de aços rápidos via M/P [ODÉRIZ, 1998]...................... 20

Figura 4 - Comparação entre processo convencional e o ASP [STEVENSON, 1984]. ......21

Figura 5 - Comparação da microestrutura entre o aço convencional (a) e o ASP (b)

[STEVENSON, 1984]. .............................................................................................21

Figura 6 - Esquema do processo CPM [STEVENSON, 1984]. .........................................23

Figura 7 - Comparação da microestrutura do aço convencional T15 (a) e do CPM

T15 (b) [STEVENSON, 1984].................................................................................. 23

Figura 8 - Esquema do processo Fuldens [STEVENSON, 1984]. .....................................24

Figura 9 - Diagrama esquemático das etapas do processo de moldagem de pós

metálicos por injeção utilizando uma injetora de alta pressão [SCHAEFFER,

1999]........................................................................................................................25

Figura 10 - Esquema do processo de tratamento térmico das ferramentas de aço

rápido [BAYER; 1989]............................................................................................28

Figura 11 - Transformações ocorridas nos aços rápidos temperados durante o

revenido. ..................................................................................................................29

Figura 12 - Influência da temperatura de têmpera sobre a modificação de dureza de

aços rápidos durante o revenido [HEINRICH, 1975]. ...............................................30

Figura 13 - Comparação do desgaste do gume de corte das ferramentas de aço

rápido [STEVENSON, 1984]. ..................................................................................31

Figura 14 - Superfícies, arestas e ponta de corte de uma ferramenta de barra

[WEINGAERTNER, 1991]. ....................................................................................33

Figura 15 - Estão definidos os principais ângulos de uma ferramenta de corte

[WEINGAERTNER, 1991]. ....................................................................................35

Figura 16 - Seção de corte no processo de torneamento [Rosso Junior, 1995]...................35

Figura 17 - (1) Croqui onde (a) indica desgaste tipo frontal ou de flanco, (b) e (c)

indicam desgaste tipo entalhe; (2) desgaste tipo frontal da ferramenta; (3)

desgaste tipo entalhe da ferramenta [DINIZ, 1999]...................................................36

VII

Figura 18 - Desgaste de cratera, (a) Croqui , (b) ferramenta [DINIZ , 1999]. ...................37

Figura 19 - Desgaste por Deformação Plástica da Aresta [DINIZ , 1999]. ........................37

Figura 20 - Desgaste por Lascamento [DINIZ , 1999]. ..................................................... 38

Figura 21 - Trincas de Origem Térmica (a) Croqui e (b) ferramenta; (c) Trincas de

Origem Mecânica [DINIZ , 1999]............................................................................38

Figura 22 - Desgaste por Quebra da Ferramenta, (a) Croqui, (b) Ferramenta [DINIZ ,

1999]........................................................................................................................39

Figura 23 - Desgaste por Aresta Postiça de Corte (a) Croqui e (b) Ferramenta [DINIZ

, 1999]...................................................................................................................... 40

Figura 24 - Desgaste Frontal x Velocidade de Corte mostrando a região de formação

da Aresta Postiça de Corte [Ferraresi, 1977]. ............................................................41

Figura 25 - Formas características da marca do desgaste da superfície de folga

[Ferraresi, 1977].......................................................................................................41

Figura 26 - Ferramenta com desgaste no flanco e na face (ISO 3685, 1977). ...................44

Figura 27 – Microscopia eletrônica de varredura dos pós de aço rápido tipo M2,

M3/2 e T15...............................................................................................................49

Figura 28 - Microscopia eletrônica de varredura dos pós de aço rápido tipo M2,

M3/2 e T15...............................................................................................................50

Figura 29 - Ciclos de sinterização para diferentes temperaturas de sinterização. ...............51

Figura 30 - Curva de têmpera dos tratamentos térmicos...................................................52

Figura 31 - Pastilhas de metal duro para torneamento geral SANDVIK T-MAX P

[SANDVIK, 2000]. ..................................................................................................56

Figura 32 - (a) Inserto Intercambiável Triangular, (b) Matriz de Compactação. ................ 56

Figura 33 – Curvas dos ensaios de dilatometria do HSS T15 sob vácuo e sobre

atmosfera de N2. ....................................................................................................... 59

Figura 34 - Curvas dos ensaios de dilatometria do HSS M3/2 sob vácuo e sobre

atmosfera de N2. ....................................................................................................... 60

Figura 35 - Curvas dos ensaios de dilatometria do HSS M2 sob vácuo e sobre

atmosfera de N2. ....................................................................................................... 60

Figura 36 – Variação da Densidade a Verde do Aço Rápido M2 em função do

aumento da pressão de compactação.........................................................................62

Figura 37 - Microestrutura do aço rápido M2, sem ataque químico, nas diversas

temperaturas de sinterização.....................................................................................64

VIII

Figura 38 - Microestrutura do aço rápido M3/2, sem ataque químico, nas diversas


Figura 39- Microestrutura do aço rápido T15, sem ataque químico, nas diversas


Figura 40 - Densidade relativa em função da temperatura de sinterização para os

aços rápidos M2, M3/2 e T15. ..................................................................................67

Figura 41 - Variação volumétrica dos aços rápidos M2, M3/2 e T15 em função da

temperatura de sinterização. ..................................................................................... 68

Figura 42 - Dureza vickers dos aços rápidos M2, M3/2 e T15 em função da

temperatura de sinterização. ..................................................................................... 70

Figura 43 - Dureza Vickers do HSS M2, sinterizado a 1285ºC e com tratamentos

térmicos de têmpera nas temperaturas de 1130º, 1150º e 1170º, seguindo-se de

duplo revenido em temperatura de 560ºC. ................................................................72

Figura 44 - Dureza Vickers do HSS M3/2, sinterizado a 1225ºC e com tratamentos



Figura 45 - Dureza Vickers do HSS T15, sinterizado a 1225ºC e com tratamentos



Figura 46 - Microestruturas do HSS M2, com ataque químico com nital,

evidenciando detalhes de crescimento de grãos e de carbonetos, e a formação de

redes de carbonetos. ................................................................................................. 75

Figura 47 - Microestruturas do HSS M3/2, com ataque químico com nital,

evidenciando detalhes de crescimento de grãos e de carbonetos, formação de

eutéticos e redes de carbonetos................................................................................. 76

Figura 48 - Microestruturas do HSS T15, com ataque químico com nital,

evidenciando detalhes de crescimento de grãos e de carbonetos................................ 77

Figura 49 - Microestrutura do HSS M2,sinterizado a 1285ºC, austenitizado a 1130ºC

por 3minutos e temperado em óleo, com o 1º e o 2º revenidos a 560ºC por 2

horas com resfriamento ao ar (ataque Nital 3%)........................................................78

Figura 50 - Microestrutura do HSS M2,sinterizado a 1285ºC, austenitizado a 1150ºC

por 3minutos e temperado em óleo, com o 1º e o 2º revenidos a 560ºC por 2

horas com resfriamento ao ar (ataque Nital 3%)........................................................79

IX

Figura 51 – Microestrutura do HSS M2, sinterizado a 1285ºC, austenitizado a

1170ºC por 3minutos e temperado em óleo, com o 1º e o 2º revenidos a 560ºC

por 2 horas com resfriamento ao ar (ataque Nital 3%)...............................................80

Figura 52 – Microestrutura do HSS M3/2, sinterizado a 1225ºC, austenitizado a

1170ºC por 3minutos e temperado em óleo, com o 1º e o 2º revenidos a 560ºC

por 2 horas com resfriamento ao ar (ataque Nital 3%).............................................. 81

Figura 53 – Microestrutura do HSS T15 austenitizado a 1170ºC por 3minutos e

temperado em óleo, com o 1º e o 2º revenidos a 560ºC por 2 horas com

resfriamento ao ar (ataque Nital 3%)........................................................................ 82

Figura 54 - Microestrutura do HSS M3/2 e do HSS T15, sinterizados a 1225ºC, após

austenitizados a 1150ºC por 3minutos temperados em óleo e duplamente

revenidos a 560ºC por 2 horas (ataque Nital 3%). ...................................................82

Figura 55 - Desgaste de flanco uma ferramenta de M2 após 2 minutos de usinagem

com velocidade de corte = 45m/min, profundidade = 1mm e avanço

0,1mm/rotação; onde (a) indica aresta de incidência e (b) aresta oposta a aresta

de incidência. ...........................................................................................................84


com velocidade de corte = 27m/min, profundidade = 1mm e avanço

0,1mm/rotação..........................................................................................................84


com velocidade de corte = 27m/min, profundidade = 0,5mm e avanço

0,05mm/rotação........................................................................................................ 85



0,05mm/rotação........................................................................................................ 85

Figura 59 - Desgaste de flanco uma ferramenta de M3/2 após 4 minutos de usinagem


0,05mm/rotação........................................................................................................ 86

Figura 60 - Desgaste de flanco uma ferramenta de M3/2 após 16 minutos com

velocidade de corte = 27m/min, profundidade = 0,5mm e avanço

0,05mm/rotação........................................................................................................ 86

X

Figura 61 - Desgaste de flanco uma ferramenta de T15 após 4 minutos de usinagem


0,05mm/rotação........................................................................................................ 87



0,05mm/rotação........................................................................................................ 87

Figura 63 – Desgaste de Flanco em função do tempo de corte para as ferramentas de

HSS M2, M3/2 e T15 sinterizadas. ...........................................................................88

Figura 64 – Microscopia Eletrônica mostrando o Desgaste Típico de flanco de uma

ferramenta de HSS M2 após 15 minutos de usinagem com velocidade de corte =

27m/min, profundidade = 0,5mm e avanço 0,05mm/rotação - aumento 50x.............. 89

Figura 65 – Desgaste de flanco e de cratera uma ferramenta de M2 após 20 minutos

de usinagem com velocidade de corte = 27m/min, profundidade = 0,5mm e

avanço 0,05mm/rotação............................................................................................90

Figura 66 - Desgaste de flanco de uma ferramenta de M2 após 30 minutos de

usinagem com velocidade de corte = 27m/min, profundidade = 0,5mm e avanço

0,05mm/rotação, com a presença do desgaste de entalhe...........................................90

Figura 67 - Presença de aresta postiça em uma ferramenta de T15 com tempo de

usinagem de 13 minutos com velocidade de corte = 27m/min, profundidade =

0,5mm e avanço 0,05mm/rotação. ............................................................................ 91

Figura 68 – Desgaste de cratera de uma ferramenta de T15 após 15 minutos de


0,05mm/rotação........................................................................................................ 91



0,05mm/rotação........................................................................................................ 92

Figura 70 - Desgaste de flanco uma ferramenta de M3/2 após 15 minutos de


0,05mm/rotação........................................................................................................ 92

Figura 71 - Desgaste de flanco uma ferramenta de M3/2 após 20 minutos de


0,05mm/rotação........................................................................................................ 93

XI

LISTA DE TABELAS

Tabela 1 - Composições químicas dos aços rápidos dos grupos T à base de tungstênio

e M à base de molibdênio...........................................................................................8

Tabela 2 - Estudo da influência dos elementos constituintes dos HSS [HWANG,

1998]........................................................................................................................11

Tabela 3 - Tipos de aços ASP, composição química e aplicações [STEVENSON,

1984]........................................................................................................................22

Tabela 4 - Vida de ferramenta (Percurso de Corte) de Torneamento para Diversos

Avanços e Velocidades de Corte [BONIFÁCIO, 1994]. ...........................................34

Tabela 5 - Composição química e densidade teórica dos aços rápidos do tipo M2,

M3/2 e T15...............................................................................................................46

Tabela 6 - Propriedades físicas do Pó de HSS M2, fornecido pela empresa Powdrex........ 47

Tabela 7 - Distribuição granulométrica do Pó de HSS M2, fornecido pela empresa

Powdrex. ..................................................................................................................47

Tabela 8 - Propriedades físicas do Pó de HSS M3/2, fornecido pela empresa Powdrex..... 47

Tabela 9 - Distribuição granulométrica do Pó de HSS M3/2, fornecido pela empresa

Powdrex. ..................................................................................................................48

Tabela 10 - Propriedades físicas do Pó de HSS T15, fornecido pela empresa Powdrex. .... 48

Tabela 11 - Distribuição granulométrica do Pó de HSS T15, fornecido pela empresa

Powdrex. ..................................................................................................................48

Tabela 12 - Parâmetros de compactação dos corpos de prova. ..........................................51

Tabela 13 - Tratamentos térmicos dos aços rápidos M2, M3/2, T15. ................................52

Tabela 14 - Composição química do aço ABNT 1045 (em % peso).................................. 57

Tabela 15 - Resultados dos ensaios de dilatometria para os aços rápidos tipo M2,

M3/2 e T15 realizados sob atmosfera de N2 e vácuo.................................................. 59

Tabela 16 – Densidades a verde dos Aço Rápido M2, compactado com diferentes

pressões....................................................................................................................61

Tabela 17 - Densidade a verde dos Aços Rápidos M2, M3/2 e T15, compactados com

pressões de 700 MPa. ............................................................................................... 63

Tabela 18 – Parâmetros de processamento utilizados na fabricação dos insertos de aço

rápido sinterizado do tipo M2, M3/2 eT15, utilizados nos ensaios de desgaste por

usinagem.................................................................................................................. 83

XII

RESUMO

Neste trabalho determinou-se os parâmetros de processamento e a resistência ao

desgaste dos aços rápidos AISI M2, M3/2 e T15 produzidos através de metalurgia de pó

convencional. A compactação dos corpos de prova foi realizada pelo processo uniaxial a

frio com pressão de 700 MPa em matriz flutuante de duplo efeito. E as sinterizações foram

realizadas com seis diferentes temperaturas de patamar, determinadas por dilatometria, sob

atmosfera de gás (H2-8%N2). Após a sinterização os corpos de prova foram tratados

termicamente por têmpera e duplo revenido. Os materiais foram caracterizados através da

análise microestrutural realizada por microscopia ótica e eletrônica e pela medição da

densidade, da dureza e da variação volumétrica. Para a realização desta pesquisa foi

desenvolvida uma matriz para a fabricação de insertos triangulares que foram util izados

nos ensaios de desgaste por usinagem. Das temperaturas de sinterização util izadas, 1150ºC,

1200ºC, 1225ºC, 1250ºC, 1270ºC e 1285ºC a temperatura de 1225ºC se mostrou a mais

adequada para a sinterização dos aços M3/2 e T15, já para o M2 a melhor temperatura foi

de 1285ºC. Nos tratamentos térmicos que foram realizados através de têmpera seguida de

duplo revenido realizados a temperatura de 560ºC por 2 horas e resfriamento ao ar, a

melhor temperatura de austenitização para os três materiais foi de 1150ºC. Nos ensaios de

desgaste por usinagem mesmo os insertos tendo o acabamento da sinterização sem

polimento ou afiação foi possível emprega-los na velocidade de 27 m/min durante 30 min,

no torneamento com corte contínuo do aço ABNT 1045 laminado, sendo a usinagem

realizada sem a util ização de fluido de corte e com avanço e profundidade de corte,

respectivamente de 0,05 mm/rotação e 0,5 mm, resultando em uma boa perspectiva para a

utilização destes materiais como insertos para usinagem.

XIII

ABSTRACT

In this work one determined the parameters of processing and wear resistance of the

high-speed steels AISI M2, M3/2 AND T15 produced trough conventional powder

metallurgy. The compacting of the test specimen was carried through by the uniaxial

process the cold with pressure of the 700 MPa in floating matrix of double effect. And the

sintering had been carried through with six different temperatures of level, determined for

dilatometry, under gas atmosphere (H2-8%N2). After sintering the test specimen were

thermally treated by hardness and double tempering. The materials were characterized by

microstructural analysis carried out by optical and electronic microscopy and by density,

hardness and volumetric variation. For the realization of this research was developed a die

for the manufacturing of triangular inserts which were used in the wear test by machining.

From the following sintering temperatures used, 1150°C, 1200°C, 1225°C, 1270°C and

1285°C, the most adequate was 1225°C for the sintering of M3/2 and T15 steels. For the

M2 the best temperature was 1285°. In the heat treatments that were carried out through

hardness followed by double tempering carried out at temperature of 560° for 2 hours and

air cooling, the best austenitizing temperature for the three materials was 1150°. In the

wear tests by machining, even the inserts having the sintering finish without polishing or

sharpening was possible to use them at a speed of 27m/min during 30 minutes, in the

continuos cut turning of the ABNT 1045 rolled steel, being the machinig carried out

without the use of cutting fluid and with cutting depth and feed, respectively of 0,05

mm/revolutions, resulting a good perspective for the use of these materials like inserts for

machining.

Capítulo 1 – Introdução

1

CAPÍTULO 1


2

1. Introdução

Os aços rápidos (High Speed Steel, HSS) são extensivamente usados em

ferramentas de usinagem e de conformação, como também para peças de fricção, devido a

suas propriedades mecânicas superiores e da resistência a abrasão.

Os aços rápidos podem ser divididos em grupos: Os produzidos por métodos

convencionais e os produzidos através da metalurgia do pó (Powder Metallurgy, PM). Os

HSS Convencionais são produzidos através de procedimentos metalúrgicos de alta-

temperatura (fusão em fornos de arco-elétrico, vazamento contínuo ou descontínuo em

tarugos ou lingotes, sendo conformados por laminação a quente ou forjamento)

[SUSTARSIC, 2001].

Porém, nos aços ferramenta forjados há uma forte tendência para ocorrer

segregação durante a solidificação em molde, resultando em uma microestrutura grosseira

e não uniforme com variação na composição química. Esta tendência limita a dureza, gera

problemas de tratamento térmico, e diminui a resistência ao desgaste. A metalurgia do pó

está sendo crescentemente utilizada, para superar estes problemas. As vantagens dos aços

rápidos sinterizados incluem resistência e dureza superiores [STEVENSON, 1984].

Em comparação com os HSS forjados, os HSS sinterizados têm uma microestrutura

mais uniforme com carbonetos finos e bem distribuídos que previnem o coalescimento ou

a formação de redes de carbonetos eutéticos ao redor dos grãos de ferrita [ZAPATA,

1998].

Os HSS via PM não possuem a tendência de apresentar segregação de elementos de

liga, nos níveis de estrutura ou de microestrutura. Outras vantagens destes processos em

relação a métodos convencionais incluem menos desperdício de material, propriedades

mecânicas isotrópicas e formas próximas da peça final [VÁREZ, 2001].

Problemas de microestrutura em HSS via PM podem ter origem em uma

temperatura de sinterização inadequada que promovem uma fusão indesejável e uma

subseqüente rede eutética no resfriamento. Porém, com um processo de sinterização ótimo,

os HSS sinterizados mostraram características melhores que os mesmos tipos de HSS

fabricados através de métodos convencionais, além disso alguns HSS só podem ser obtidos

através de métodos de PM [ZAPATA, 1998].


3

Os aços rápidos sinterizados têm um campo de aplicação bem definido, em função

das suas melhores propriedades em relação aos aços rápidos convencionais. Porém, estas

propriedades dependem do processo industrial. Quando é preciso uma densidade muito alta

para adquirir propriedades mecânicas melhores, podem ser util izadas várias rotas, por

exemplo sinterização em fase líquida, spray forming e compactação isostática a quente (hot

isostatic pressing, HIP). Entre estas rotas, a HIP permite a obtenção de pré-forma de HSS

livre de porosidade e com um tamanho pequeno de carboneto. Embora estes materiais

tenham propriedades boas, eles são mais caros que HSS forjados devido ao custo mais alto

da compactação isostática a quente [CAMBRONERO, 1996].

Outro método industrial para a produção de HSS via PM, extensamente usado é a

consolidação do pó através de compactação uniaxial a frio e a posterior sinterização dos

compactados. Neste caso, são usados pós mais baratos atomizados em água. Estes pós

atomizados em água têm partículas com formas irregulares, e são particularmente

apropriados para a compactação uniaxial a frio, possibili tando a fabricação de peças de

formas complexas com altas taxas de produção utilizando prensas mecânicas ou

hidráulicas [SUSTARSIC, 2001].

A sinterização das peças obtidas na compactação dos pós (peças a verde), é

realizada sob vácuo ou em atmosfera protetora/redutora (N2+H2). A vantagem principal

deste processo é uma ampla produção de componentes de forma complexa com tolerâncias

dimensionais estreitas e quase sem qualquer custo adicional de usinagem. Outra vantagem

deste processo é a flexibil idade para preparar misturas de diferentes pós, com a mistura de

partículas de durezas e fases diferentes ao pó de HSS básico.

As misturas formadas pelos pós podem conter partículas finas de carboneto,

óxidos, sulfetos ou fluoretos (por exemplo: NbC, TiC, Al2O3, MnS, CaF2, etc.) habilitando

a síntese de materiais compostos especiais, com propriedades designadas para uma

aplicação definida como por exemplo melhor resistência ao desgaste, resistência térmica,

resistência à corrosão, melhor usinabil idade e autolubrificação, etc.

De acordo com dados anualmente atualizados pela revista Máquinas e Metais sobre

os principais números que compõem o perfil econômico das empresas prestadoras de

serviços de usinagem para terceiros, no ano de 2003, 93,54% destas empresas


4

confirmaram que utilizam ferramentas de corte de metal duro para atender aos seus

pedidos e 79,83% necessitam do aço rápido. Ferramentas de corte de cerâmica são

utilizadas em 35,68% das prestadoras de serviços de usinagem, 20,16% empregam o

nitreto cúbico de boro (CBN), 14,31% precisam de Cermet e 10,48% das empresas da área

usam diamante policristalino (PCD) [Máquinas e Metais, 2003].

O principal objetivo deste trabalho é o estudo do comportamento ao desgaste e das

propriedades mecânicas das ferramentas de aços rápidos tipo M2, M3/2 e T15 produzidas por

metalurgia do pó convencional. O estudo foi realizado em ferramentas usadas no processo de

torneamento do aço ABNT 1045. Para a realização desta pesquisa foram produzidos insertos

intercambiáveis triangulares. Estes insertos foram temperados e revenidos. Adotou-se o desgaste

de flanco como parâmetro para avaliar a evolução do desgaste da ferramenta. As temperaturas de

sinterização foram determinadas com base no estudo de dilatometria. Os materiais foram

caracterizados por medidas da dureza, da densidade e análise da microestrutura por microscopia

ótica e eletrônica.

Capítulo 2 – Revisão Bibl iográfica

5

CAPÍTULO 2


6

2. Aços Rápidos

2.1. Introdução

Aços rápidos (High Speed Steel, HSS) levam este nome devido a sua capacidade

para reter dureza quando utili zados na usinagem a alta velocidade. Estes aços também são

utilizados em outras aplicações como em mancais de motores a jato ou componentes de

veículos espaciais. A base da seleção para estas aplicações é que estes aços podem ser

endurecidos a um nível de até 1000HV ou 65-70HRC, e que nenhum amolecimento

apreciável acontece quando atingem temperaturas de até 600ºC.

A origem dos aços rápidos parece ser a descoberta acidental por Robert F. Mushet

em 1868 em que um aço que continha tungstênio quando esfriava ao ar endurecia, a partir

de uma temperatura na qual a maioria dos aços para endurecer necessitava ser resfriado em

meios mais severos como a água.

O primeiro aço rápido definido por padrões modernos, foi desenvolvido no início

do século XX, contendo 18% tungstênio, 4% cromo e 1% vanádio, com aproximadamente

0.7% carbono. Este aço atualmente conhecido por seu número de especificação “T1”

(Tabela 1), permaneceu popular até a década de 50 do século XX quando foi substituído

por um aço tungstênio-molibdênio “M2” (Tabela 1) no qual 1/3 do tungstênio em “Tl” foi

substituído por 5% de molibdênio com a elevação dos conteúdos de vanádio a 2% e de

carbono à 0,85% [HOYLE, 1988].

A classificação mais habitual dos aços rápidos é baseada em sua composição,

existindo dois tipos básicos de acordo com a norma americana AISI (American Iron and

Steel Institute), os aços predominantemente ao tungstênio grupo T e os aços ao molibdênio

grupo M. A Tabela 1 apresenta as principais composições químicas dos aços rápidos

pertencentes aos dois grupos. [METALS HANDBOOK, vol.1].

Hoje em dia, os aços rápidos (ou de corte rápido) já não têm como principal

utilização à fabricação de ferramentas de corte. Porém o nome permaneceu, o que lembra

do inicio do desenvolvimento destes materiais quando eram exclusivamente usados nas

aplicações de corte e usinagem de metais, madeira, polímero, papel e outros materiais.

Em muitas aplicações em altas velocidades de corte, os HSS são substituídos por

novos materiais (carbonetos cementados nano-cristalinos, PCD, CBN, TiB2 e Sialons).

Apesar disto, atualmente os HSS estão bem estabelecidos em muitas outras aplicações


7

como materiais de ferramentas, peças estruturais e mancais onde uma excelente resistência

ao desgaste, tenacidade à fratura satisfatória e estabilidade térmica são requeridas.

Os HSS também são materiais em que a superfície pode ser refinada e

adicionalmente recoberta por camadas duras de TiN, Ti (C,N), CrN, etc. via processos

PVD (PPhhyyssiiccaall VVaappoorr DDeeppoossiittiioonn)) / CVD (Chemical Vapour Deposition) [SUSTARSIC,

2001].

A atualmente a usinagem a seco é um dos tópicos importantes da indústria. Fatores

econômicos e ambientais contribuem para o aumento do uso deste processo, pois os

fabricantes estão procurando maneiras de reduzir custos de produção e, ao mesmo tempo,

de evitar os problemas ambientais associados com o uso de fluidos de corte.

As ferramentas para usinagem a seco desenvolvidas pelos fabricantes consistem em

usar substratos de aços rápidos sinterizados ou carbonetos, recobertos com camadas duras

e autolubrificantes [RECH, 2001].

2.2. Estruturas e propr iedades

Os aços rápidos convencionais são produzidos através de procedimentos

metalúrgicos de alta temperatura como fusão através de fornos de arco-elétrico, vazamento

contínuo ou descontínuo em tarugos ou lingotes, sendo conformados por laminação a

quente ou forjamento. São aços altamente ligados contendo entre 0,8% e 1,5% de C; de 2%

a 18% de W; 1% a 5% de V, até 9% de Mo e ao redor de 4% de Cr; alguns tipos contêm

também Co. Apesar das diferenças de composição, todos os aços rápidos são muito

similares quanto a sua estrutura, no estado recozido apresentam uma matriz ferrítica com

uma grande quantidade dos elementos de liga formando carbonetos (em média 20%),

dispersos na matriz [ODÉRIZ, 1998].

Os aços do grupo M possuem maior resistência à abrasão do que os do grupo T, são

menos propensos a distorções durante o tratamento térmico e são ligeiramente mais

tenazes. Entretanto, estes também são mais propensos a descarbonetação [ODERIZ,

1998].

Do ponto de vista da resistência a abrasão, o HSS pode ser considerado como sendo

um material compósito com carbonetos primários grandes (1-10 µm em diâmetro,

formados durante a solidificação do HSS fundidos), dispersos em uma matriz martensítica


8

que contem uma dispersão muito mais fina de carbonetos secundários muito pequenos

(<100 nm), que precipitam durante o revenimento [BERGMAN, 1996].

Tabela 1 - Composições químicas dos aços rápidos dos grupos T à base de tungstênio e M à base de

molibdênio

Os carbonetos secundários, principalmente do tipo MC e M2C promovem o efeito

do endurecimento secundário por precipitação, fazendo com que a dureza da matriz de

HSS possa alcançar valores próximos a 1000 HV (dureza Vickers), excedendo a dureza da

estrutura martensítica pura (900 HV).

Os carbonetos primários, principalmente do tipo MC e M6C, são geralmente mais

duros que a matriz (1500-2800 HV), sendo razoável assumir que estes contribuem

positivamente na resistência ao desgaste.

2.3. Efeitos dos elementos de liga nos aços rápidos

Os elementos de liga produzem numerosos efeitos sobre as propriedades dos aços, e

podem ser divididos em classes. Como a classe dos elementos que alargam a zona gama

(ou gamágenos) e a classe dos que comprimem a zona gama (ou alfágenos).

AISI UNS C Mn Si Cr Ni Mo W V Co

M1 T11301 0.78-0.88 0.15-0.40 0.20-0.50 3.50-4.00 0.30MAX 8.20-9.20 1.40-2.10 1.00-1.35 ............... M2 T11302 0.78-0.88;0.95-1.05 0.15-0.40 0.20-0.45 3.75-4.50 0.30MAX 4.50-5.50 5.50-6.75 1.75-2.20 ............... M3,class1 T11313 1.00-1.10 0.15-0.40 0.20-0.45 3.75-4.50 0.30MAX 4.75-6.50 5.00-6.75 2.25-2.75 ............... M3,class2 T11323 1.15-1.25 0.15-0.40 0.20-0.45 3.75-4.50 0.30MAX 4.75-6.50 5.00-6.75 2.75-3.75 ............... M4 T11304 1.25-1.40 0.15-040 0.20-0.45 3.75-4.75 0.30MAX 4.25-5.50 5.25-6.50 3.75-4.50 ............... M7 T11307 0.97-1.05 0.15-0.40 0.20-0.55 3.50-4.00 0.30MAX 8.20-9.20 1.40-2.10 1.75-2.25 ............... M10 T11310 0.84-0.94;0.95-1.05 0.10-0.40 0.20-0.45 3.50-4.50 0.30MAX 7.75-8.50 ............... 1.80-2.20 ............... M30 T11330 0.75-0.85 0.15-0.40 0.20-0.45 3.50-4.25 0.30MAX 7.75-9.00 1.30-2.30 1.00-1.40 4.50-5.50 M33 T11333 0.85-0.92 0.15-0.40 0.15-0.50 3.50-4.00 0.30MAX 9.00-10.00 1.30-2.10 1.00-1.35 7.75-8.75 M34 T11334 0.85-0.92 0.15-0.40 0.20-0.45 3.50-4.00 0.30MAX 7.75-9.20 1.40-2.10 1.90-2.30 7.75-8.75 M35 T11335 0.82-0.88 0.15-0.40 0.20-0.45 3.75-4.50 0.30MAX 4.50-5.50 5.50-6.75 1.75-2.20 4.50-5.50 M36 T11336 0.80-0.90 0.15-0.40 0.20-0.45 3.75-4.50 0.30MAX 4.50-50.50 5.50-6.50 1.75-2.25 7.75-8.75 M41 T11341 1.O5-1.15 0.20-0.60 0.15-0.50 3.75-4.50 0.30MAX 3.25-4.25 6.25-7.00 1.75-2.25 4.75-5.75 M42 T11342 1.05-1.15 0.15-0.40 0.15-0.65 3.50-4.25 0.30MAX 9.00-10.00 1.15-1.85 0.95-1.35 7.75.8.75 M43 T11343 1.15-1.25 0.20-0.40 0.15-0.65 3.50-4.25 0.30MAX 7.50-8.50 2.25-3.00 1.50-1.75 7.75.8.75 M44 T11344 1.10-1.20 0.20-0.40 0.30-0.55 4.00-4.75 0.30MAX 6.00-7.00 5.00-5.75 1.85-2.20 11.00-12.25 M46 T11346 1.22-1.30 0.20-0.40 0.40-0.65 3.70-4.20 0.30MAX 8.00-8.50 1.90-2.20 3.00-3.30 7.80-8.80 M47 T11347 1.05-1.15 0.15-0.40 0.20-0.45 3.50-4.00 0.30MAX 9.25-10.00 1.30-1.80 1.15-1.35 4.75-5.25 M48 T11348 1.42-1.52 0.15-0.40 0.15-0.40 3.50-4.00 0.30MAX 4.75-5.50 9.50-5.50 2.75-3.25 8.00-10.00 M62 T11362 1.25-1.35 0.15-0.40 0.15-0.40 3.50-4.00 0.30MAX 10.00-11.00 5.75-6.50 1.80-2.10 ...............

T1 T12001 0.65-0.80 0.10-0.40 0.20-0.40 3.75-4.50 0.30MAX ............. 17.25-18.75 0.90-1.30 ............... T2 T12002 0.80-0.90 0.20-0.40 0.20-0.40 3.75-4.50 0.30MAX 1.00MAX 17.50-19.00 1.80-2.40 ............... T4 T12004 0.70-0.80 0.10-0.40 0.20-0.40 3.70-4.50 0.30MAX 0.40-1.00 17.50-19.00 0.80-2.20 4.25-5.75 T5 T12005 0.75-0.85 0.20-0.40 0.20-0.40 3.75-5.00 0.30MAX 0.50-1.25 17.50-19.00 1.80-2.40 7.00-9.50 T6 T12006 0.75-0.85 0.20-0.40 0.20-0.40 4.00-4.75 0.30MAX 0.40-1.00 18.50-21.00 1.50-2.10 11.00-13.00 T8 T12008 0.75-0.85 0.20-0.40 0.20-0.40 3.75-4.50 0.30MAX 0.40-1.00 13.25-14.75 1.80-2.40 4.25-5.75 T15 T12015 1.50-1.60 0.15-0.40 0.15-0.40 3.75-5.00 0.30MAX 1.00MAX 11.75-13.00 4.50-5.25 4.75-5.25

Aços Rápidos ao Tungstênio

Aços Rápidos ao Molibdênio

Designação Composição, %


9

Os elementos mais importantes do grupo dos gamágenos são: manganês, níquel,

cobalto e nitrogênio. Já os elementos que pertencem ao grupo dos alfágenos são: alumínio,

silício, fósforo, titânio, vanádio, cromo, molibdênio, tântalo e tungstênio. A seguir temos a

descrição do efeito, sobre os aços rápidos, de cada um dos seus principais elementos de

liga. �

Carbono: O carbono, é o responsável direto pela resistência ao desgaste e

pela alta dureza a quente, através da formação de carbonetos complexos. Os

teores usuais de carbono variam entre 0,65% e 1,50%, com cerca de 30%

(destes valores) dissolvidos na matriz. A quantidade mais adequada de

carbono é dada por aquela que seja estequiometricamente necessária para a

formação dos carbonetos e para alcançar a dureza requerida na matriz (a

dureza da martensita aumenta quanto maior a quantidade de carbono). Em

geral, ao aumentar-se a quantidade de carbono, também aumenta a

quantidade de austenita residual e diminuem-se as temperaturas de sólido e

líquido, com um aumento conseqüente da faixa da fusão. Entretanto,

também aumenta a dureza a alta temperatura e o número de carbonetos

duros e estáveis que contribuem para aumentar a resistência ao desgaste. �

Tungstênio e Molibdênio: São elementos alfágenos e carborígenos, são

substitucionais (um átomo de W por um de Mo) e possuem a mesma função

nos aços, melhorando as propriedades de corte e a dureza a quente. O W e o

Mo são os elementos mais utilizados nos aços rápidos, sendo os

responsáveis pela formação de uma grande quantidade de carbonetos

primários do tipo M6C, constituindo composições do tipo: (Fe,Cr,V)4

(W,Mo)2C – (Fe,Cr,V)3(W,Mo)3C. Estes carbonetos são parcialmente

solúveis na matriz do aço, tendo pouca contribuição no endurecimento

secundário, mas contribui amplamente na dureza a temperaturas elevadas. A

austenita nos aços rápidos com Molibdênio é menos estável que os com

Tungstênio, o que representa uma vantagem nos tratamentos térmicos, pois

melhora a temperabilidade dos mesmos, apesar de que os aços que não

apresentam W possuem maior tendência a descarbonetação. �

Cromo: elemento alfágeno e carborígeno apresenta a propriedade de

melhorar a resistência à oxidação, melhorar o endurecimento secundário


10

devido à precipitação de carbonetos de M23C6 durante o revenido, e

diminuir as variações dimensionais durante os tratamentos térmicos. Os

carbonetos de M23 C6 podem trocar Cr por Fe para formar carbonetos com

W e Mo. O papel mais importante realizado pelo cromo nestas ligas é de

retardar o amolecimento na faixa de revenimento de 530-600ºC.

Historicamente, o cromo foi adicionado para melhor a tenacidade, prevenir

a oxidação durante a austenitização a alta temperatura e para promover um

endurecimento secundário. [HETZNER, 2001]. �

Vanádio: Elemento alfágeno e carborígeno, seu principal efeito e a

formação de carbonetos de elevada dureza (conhecidos como MC, apesar

de sua estequiometria ser próxima a V4C3), o qual aumenta amplamente a

resistência ao desgaste e levemente à dureza a quente . Estes carbonetos

apresentam um efeito refinador de grão (fixam o movimento dos contornos

de grão durante o tratamento térmico, de forma igual aos M6C), e diminuem

a temperabili dade. �

Cobalto : Este elemento não se apresenta em todos os tipos de aço rápidos,

ele não e um elemento formador de carboneto, dissolve–se na matriz e

amplia a temperatura da curva solidus, permitindo que se realizem maiores

temperaturas de austenitização, diminui o conteúdo de austenita retida,

promove um refino da perli ta e principalmente da martensita, sendo um de

seus fatores mais importantes no aumento da dureza a quente .

Outros elementos formadores de carbonetos conhecidos são o Ti, Nb e o Ta, que

formam carbonetos muito estáveis do tipo MC, promovendo elevada resistência ao

desgaste.

Entre todos os carbonetos mencionados , os que se encontram presentes em todos

os aços rápidos são os M6C e MC (ambos de estrutura cúbica de face centrada)

[ODÉRIZ,1998], contendo também M23C6 (cúbica de face centrada) ou M7C3

(hexagonal), dependendo da quantidade de carbono. As ligas com maior quantidade de

carbono formam principalmente M7C3 com menos M23C6.


11

A maioria dos carbonetos do tipo M23C6 e M7C3 entram em solução durante o

tratamento de endurecimento, sendo que os outros carbonetos se dissolvem em maior ou

menor quantidade dependendo da temperatura de austenitização.

Recentemente, os HSS estão sendo aplicados na produção de cilindros de

laminação com o objetivo de produzir laminados com espessura homogênea e superfície

uniforme durante a laminação a quente, desta forma, aumentando a qualidade superficial

do laminado e ampliando o tempo de vida do cilindro [HWANG, 1998], [VILL ARES,

1998].

A quantidade de carbono nos cil indros de HSS é geralmente 1.5 –2.0 % , a maioria

do qual está combinado com elementos fortemente formadores de carbonetos, como V, W

e Mo. O restante do carbono, 0.3–0.6 % está contido dentro da matriz, e forma martensita

finamente distribuída na estrutura.

Composição Química dos Cili ndros Pesquisados (% em peso)

Cilindro C W Mo V Cr Si Mn P S Ni Al Weq*

A 1.95 1.6 1.7 5.1 5.5 1.0 0.9 ≤0.05 ≤0.05 1.2 0.02 5.0 B1 1.95 2.0 3.0 3.6 9.0 1.0 0.9 ≤0.05 ≤0.05 1.2 0.02 8.0 B2 1.95 2.0 3.0 5.0 9.0 1.0 0.9 ≤0.05 ≤0.05 1.2 0.02 8.0 C1 1.90 5.0 2.5 5.0 5.0 1.0 0.9 ≤0.05 ≤0.05 1.2 0.02 10.0 C2 1.90 5.0 5.0 5.0 5.0 1.0 0.9 ≤0.05 ≤0.05 1.2 0.02 15.0 D 1.45 5.0 5.0 5.0 5.0 1.0 0.9 ≤0.05 ≤0.05 1.2 0.02 15.0

*Weq= W+2Mo; Tungstênio Equivalente

Tabela 2 - Estudo da influência dos elementos constituintes dos HSS [HWANG, 1998].

Variando–se a composição dos constituintes dos HSS, tende-se a formar

quantidades diferenciadas de carbonetos na matriz. A maioria dos HSS forma carbonetos

do tipo MC, M2C, M6C e M 7C3 além de M23C6 sendo a quantidade de cada um destes

carbonetos determinada pela quantidade presente dos elementos que formam

preferencialmente um ou outro tipo de carboneto.

O carbono é o elemento principal na formação dos carbonetos, determinando

também o tipo de martensita que irá se formar na matriz, dependendo da quantidade

presente nesta após a formação dos carbonetos possíveis.

Para um teor acima de 0,4 % forma-se uma martensita de elevada dureza, tipo placa

(A, C1 e C2), que aumenta a dureza média da matriz, diminuindo entretanto sua tenacidade

devido ao fato que a martensita tipo placa nucleia e propaga microfissuras na matriz Figura

1 (d, e).


12

Para um teor de carbono abaixo de 0,4 % (B1 e B2) presente na matriz, forma–se

preferencialmente uma martensita finamente distribuída na microestrutura, que diminui a

dureza média da matriz , entretanto eleva a tenacidade da mesma Figura 1 (b, c).

Para o HSS com elevada quantidade de Cr Figura 1 (b, c), formam–se uma

quantidade maior de M7 C3, além de MC e M2C . Os carbonetos do tipo M7C3 e M2C

localizam–se ao longo dos contornos dos grãos, e quase todos os carbonetos tipo MC são

formados dentro dos grãos em um formato esférico ou tipo barra.

Se a quantidade de tungstênio equivalente for elevada (W + 2%Mo), forma–se uma

quantidade maior de partículas muito fibrosas tipo M2C e observa-se a formação de M6C,

MC, com redução de M7C3 além da formação de martensita tipo placa Figura 1 (e).

Os carbonetos de MC são ricos em V (estequiometria V4 C3) contendo a maior

parte do V com pequenas quantidades de W, Mo, Cr e Fe. Os carbonetos de M2C e M7 C3

são carbonetos que contém Mo e W, e os carbonetos M7C 3 são carbonetos que contém

principalmente Cr.

A dureza dos carbonetos de MC formados dentro dos grãos é consideravelmente

alta, em torno de 2740 VHN (microdureza Vickers), enquanto que os carbonetos de M2C,

M6C e M7C3 nas regiões intercelulares apresentam dureza de 2230, 1890 e 2380 VHN,

respectivamente, gerando uma dureza muito maior do que a matriz martensítica (650

VHN).

No estado fundido, através da análise por raio-x, os picos de martensita e os

carbonetos de MC e M2C são dominantes junto com uma pequena quantidade de austenita.

Acima da austenitização a 11000C por 1 hora e tempera, os picos de martensita, MC e M2C

permanecem, e novos picos de carbonetos de M6C aparecem .

Após a têmpera, a quantidade de austenita retida aumenta consideravelmente e a

redução da quantidade de austenita retida após o revenido é proporcional ao aumento da

temperatura de revenimento [HWANG, 1998].

Os carbetos fibrosos de M2C no estado fundido são decompostos em carbetos do

tipo MC e M6C após a austenitização.

A taxa de decomposição tende a aumentar com a elevação da temperatura de

austenitização. Os carbonetos M2C permanecem o mesmo em sua forma até após serem

completamente transformados em MC e M6C, desta forma, pode–se concluir que tais


13

propriedades como a resistência à fadiga térmica e a tenacidade à fratura não são muito

afetadas.

Figura 1 - Distr ibuição dos carbonetos em função da composição química de 6 HSS estudados para uso

em cil indros de laminação (Tabela 2); a) A; b) B1; c) B2; d) C1; e) C2; f) D; [HWANG,

1998].

Quanto maior a temperatura de austenitização, maior a dureza, isto se deve aos

carbonetos finos de M23C6 que são dissolvidos dentro da austenita na temperatura de

austenitização, sendo o aço temperado para formar a martensita com elevada dureza.

[HWANG, 1998].

Martensita Tipo Placa

Matriz Martensitica

Fina

Perlita


14

Os HSS são geralmente caracterizados, por possuírem dureza elevada e excelente

resistência ao desgaste, oxidação, e a formação de rugosidade superficial através da adição

dos fortes formadores de carbonetos tipo V, W, Mo e Cr para formarem carbonetos duros

de MC, M2C, M6C e M7C3.

Entretanto, além destas variáveis, as propriedades dos HSS são determinadas por

vários fatores microestruturais, como: tipo, forma, fração volumétrica e distribuição dos

carbonetos, características da matriz martensítica e estrutura de solidificação dos

carbonetos formados .

Quando a quantidade de carbono é menor que 0.3%, diminui-se o efeito do

tratamento térmico, mas no caso de estar acima de 0.6 %, pode ser seriamente prejudicial

ao coeficiente de tenacidade à fratura por causa do aumento na quantidade de martensita

tipo placa. Quando a quantidade de carbono é baixa, a dureza tende a diminuir, devido a

uma menor formação de carbetos tipo MC. Entretanto, quando a quantidade de carbono

excede um certo limite dos elementos formadores de carbonetos, estruturas abundantes do

tipo rede (eutético), são formadas nos contornos de célula.

Isto também pode ser prejudicial à dureza e ao coeficiente de tenacidade devido à

formação de carbonetos M3C que possuem baixa dureza, segundo a reação (Liquido �

austenita + M3C). Então, a quantidade de carbonetos depende da quantidade de cada

formador de carboneto.

Uma quantidade apropriada de W e Mo melhora a distribuição de carbonetos,

particularmente MC. Quando estes são adicionados em excesso, eles são eliminados na

fase líquida retida durante a solidificação, e aceleram a reação eutética. Como resultado,

uma grande quantidade de carbetos tipo M2C é formada nos contornos de célula.

Quando o W e o Mo estão em pequenas quantidades, a dureza diminui por que os

carbetos do tipo M2C são facilmente formados, e o efeito da dureza secundária durante o

revenimento diminui.

Então, a quantidade apropriada de W e Mo é de 3–4 % na qual a formação de

carbetos de M2C possa ser prevenida, enquanto que homogêniza e melhor distribui as

quantidades de carbetos do tipo MC [HWANG, 1998].

A adição de Cr previne a oxidação superficial, melhorando a dureza da matriz

através da precipitação de finos carbonetos, e ajuda a formar camadas de óxido de ferro


15

sobre a superfície do cilindro durante a laminação, adicionado geralmente na quantidade de

5 %.

Entretanto a quantidade excessiva de Cr diminui o coeficiente de tenacidade á

fratura, pelo fato que pode causar a formação de uma quantidade elevada de carbonetos do

tipo M7C3, principalmente nos contornos dos grãos. As quantidades usuais de Cr estão

entre 5 e 7 %.

O vanádio quando combinado com carbono, forma carbonetos muito duros,

melhorando a dureza e a resistência ao desgaste. Quando a quantidade de V é baixa em

relação à quantidade de carbono, o intervalo para formar austenita primária aumenta,

causando a formação de carbetos de MC sob uma quantidade insuficiente de fase líquida, e

conseqüentemente, resultando na segregação dos carbetos de MC no contorno dos grãos.

Um nível excessivo de V faz com que os carbonetos de MC não se formem na fase

γ. Os carbonetos de MC que possuem baixa densidade (5.6 g/cm3) em relação à fase

líquida tendem a segregar devido à força centrífuga reduzindo significantemente o efeito

do V adicionado. A quantidade apropriada de V apresenta–se entre 5 - 6 %.

Neste caso, os carbonetos de MC são formados em um estado com fase líquida

suficiente, crescem junto com a austenita primária, e estão distribuídos homogeneamente,

principalmente dentro dos grãos. Análises indicam que os conteúdos apropriados dos

elementos de ligas são, 1.9 - 2.0 % de carbono, 3 - 4 % de W e Mo respectivamente, 5 - 7%

de Cr , e 5 - 6 % de V.

Os carbonetos de M6C são formados no sentido do núcleo do material, enquanto

que a fração dos carbonetos de M2C é reduzida desde a superfície. Isto indica que os

carbonetos de M2C são formados principalmente sob elevadas taxas de refrigeração,

enquanto que os carbonetos de M6C juntamente com os carbonetos de M2C são formados

sob baixas taxas [HWANG, 1998].

A Figura 2 apresenta um resumo da evolução da microestrutura ao longo de um

século de desenvolvimento dos processos de produção dos aços rápidos.


16

Figura 2 - Evolução da microestrutura dos aços rápidos [BOCCALINI, 2001].

A presença de ferrita residual na microestrutura de solidificação é conseqüência da

transformação peritética incompleta (a ferrita se transforma em austenita + carboneto pela

reação δ-eutetóide) e é dependente da taxa de resfriamento e do conteúdo de carbono.

Uma baixa fração de volume de δ-eutetóide corresponde a um baixo conteúdo de

carbono ou uma baixa taxa de resfriamento.

A literatura sobre aços rápidos freqüentemente alude a um microconstituinte de

eutético particular por meio do carboneto formado: eutético de M6C, eutético de M2C, ou

eutético de MC. Embora faltando em precisão, esta terminologia descreve a diferença

essencial entre os eutéticos. Cuidado deve ser tomado, entretanto, para distinguir se um

autor está se referindo ao componente de eutetico (austenita + carboneto) ou a carbonetos

isolados, particularmente ao discutir frações de volume [BOCCALINI, 2001].

A fração de volume de eutéticos total, a fração de volume de cada eutético

diferente, e a sucessão pela qual eles precipitam depende da composição química, da taxa

de resfriamento e da presença de elementos de liga residual. Geralmente, a fração de

volume de eutéticos total aumenta com o aumento dos conteúdos de C e V, com o aumento

da relação de W/Mo e com a diminuição das taxas de resfriamento [BOCCALINI, 2001].

O eutético de MC é favorecido com respeito aos eutéticos M2C e M6C aumentando

o conteúdo de V que aumenta o conteúdo de V global e faz o líquido residual da reação

peritética mais rico em V, aumentando a força motriz para a formação do eutético MC,

como também aumentando a temperatura de formação dos eutéticos M2C e M6C,

diminuindo por conseguinte suas frações de volume.


17

O carboneto de M2C dissolve todos os elementos principais dos aços rápidos. Além

disso, a composição do carboneto de M2C apresenta grande variabilidade e é influenciada

pela taxa de resfriamento. Carbonetos de M2C tem uma estrutura cristalina hexagonal e sua

dureza é ao redor de 2000HV. O carboneto de M2C, enquanto sendo metaestável,

decompõe-se em MC, e M6C quando aquecido em temperaturas entre 900ºC e 1150ºC.

A rápida seqüência de solidificação dos pós de aços rápidos não é descrita

claramente na literatura, os dados só permitem propor um quadro global sobre as ligas.

Esta provavelmente é uma conseqüência da dificuldade de observar em pequena escala a

microestrutura (a identificação dos produtos da solidificação é executada por técnicas de

difração por raio-x), como também pela impossibil idade de executar experimentos de

solidificação clássicos, como solidificação direcional por resfriamento e análise térmica

[BOCCALINI, 2001].

As fases cúbicas de corpo centrado (ferrita delta) e a fase cúbica de face centrada

(austenita) são identificadas nas dendritas (ou celulas). A presença e a origem destas fases

dependem da composição química do aço rápido, principalmente do seu conteúdo de

carbono.

Para conteúdos de carbono mais altos que 1,3% (como os aços rápidos via M/P tipo

ASP 30 e T15, por exemplo), a austenita primária é transformada parcialmente em

martensita durante o resfriamento, conduzindo assim a uma matriz com austenita retida e

martensita.

Para conteúdos mais baixos de carbono (Aços rápidos convencionais T1 e M2), a

ferrita delta é a fase primária e a formação da austenita peritética é parcialmente suprimida

devido à taxa de resfriamento alta; a matriz resultante é formada por ferrita delta, austenita

peritética e martensita. O liquido interdendritico restante (ou intercelular) decompõe por

reações eutéticas (Liquido → austenita + carbonetos) e a austenita eutética resultante é

parcialmente transformada em martensita.

No caso de aços produzidos por MP (metalurgia do pó), os eutéticos MC e M2C

precipitam, devido aos altos conteúdos de carbono e vanádio e as altas taxas de

resfriamento. O volume da fração total de carbonetos eutéticos não é sensível ao tamanho

da partícula (isto é a taxa de resfriamento), mas o volume da fração de carboneto MC

aumenta com o decréscimo do tamanho da partícula às custas do carboneto M2C.


18

Para os aços M2 e T1 convencionais, porém, a li teratura mostra dados

contraditórios: M2C ou M6C, misturados ou foram identificados em partículas de pó

solidificadas com taxas de resfriamento semelhantes ou mais baixas. Depois das altas

temperaturas de consolidação e do tratamento térmico final do material, todas as fases

metaestáveis desaparecem, formando uma isotrópica e muito fina distribuição de

carbonetos em uma matriz martensítica [BOCCALINI, 2001].

2.4. Processos de Fabr icação dos Aços Rápidos

Os aços rápidos, em geral, são obtidos por dois diferentes processos: metalurgia

convencional e metalurgia do pó.

2.4.1. Metalurgia Convencional

A produção de aços rápidos por metalurgia convencional consiste no processo de

fundição (produção de lingotes) com posterior conformação mecânica, por forjamento ou

laminação.

A produção de aços rápidos por fusão é limitada, em função do elevado percentual

de elementos de liga que provocam segregação de carbonetos duros e frágeis e um

aumento do tamanho de grão, o que resulta em uma estrutura grosseira e heterogênea.

Com o aumento do teor de carbono melhoram as propriedades de corte dos aços

rápidos. Teoricamente poder-se-ia esperar uma contínua evolução do nível de carbonetos

cementados, com o aumento do volume da fase dura. Porém no lingotamento o volume de

carbonetos é limitado pelo começo da formação de um reticulado de grandes carbonetos

eutéticos durante a solidificação. A presença deste reticulado eutético grosseiro conduz a

uma fragilidade do material o que impossibil ita a sua utilização neste estado.

Uma das alternativas consiste em modificar esta estrutura bruta de solidificação por

conformação à quente. Esta conformação à quente por forjamento ou laminação tem a

finalidade de romper a estrutura de solidificação e fragmentar os carbonetos. Em função da

taxa de deformação e das diferentes técnicas util izadas, a destruição da estrutura de

solidificação é quase completa.

Para se obter uma estrutura mais homogênea, a tendência é aumentar a taxa de

deformação a quente, e conseqüentemente obter lingotes maiores. Mas o resultado poderá

ser contrário, pois quanto maior o lingote, menor será a velocidade de solidificação, com


19

estrutura de solidificação mais grosseira e maior a heterogeneidade dentro do mesmo. Isto

devido a que no decorrer da solidificação o líquido residual é enriquecido com carbono e

elementos carbonetantes que baixam o ponto de fusão, e neste caso, as impurezas

localizam-se externamente ao líquido. Este líquido residual solidificado posteriormente

comporta em geral uma quantidade de carbonetos grosseiros (segregações), que não podem

ser destruídos pela conformação a quente.

2.4.2. Metalurgia do pó

A metalurgia do pó transforma, sem fusão, pós-metálicos ou não metálicos usando

pressão e calor, através de um tratamento térmico de sinterização que substitui a fusão

clássica e que se realiza a temperatura inferior a ponto de fusão do metal mais importante,

obtendo-se a peça ou componente já na sua forma final. Uma das grandes vantagens deste

processo tecnológico é poder obter produtos e componentes acabados com uma

homogeneidade e precisão dimensional superior ao conseguido por outras técnicas e a

menor custo, principalmente devido à economia de matérias primas e energia, e mínima ou

nenhuma operação de usinagem, sendo que para certos produtos, é a única possibil idade

para sua fabricação [ZAPATA, 1987].

Os métodos de fabricação de aços rápidos por MP estão agrupados na Figura 3. Em

geral, são elaborados a partir de pós pré-ligados obtidos por atomização a gás com forma

esférica que não podem ser compactados a frio por isso são processados mediante

compactação isostática a quente (“Hot Isostatic Pressing” , HIP); ou atomizados a água

que resulta em pós com formas irregulares e que podem ser compactados a frio, tanto por

compactação isostática como por compactação uniaxial.

O método de compactação isostática a quente implica em compactação e

sinterização em um só passo por aplicação simultânea de pressão e calor. Já, os processos

de compactação a frio, tanto isostática como uniaxial, requer um processo de sinterização

posterior para consolidar as peças. A etapa de sinterização é crítica, e nela influem não só a

temperatura, como também o tempo, a atmosfera e a composição dos pós. [ODÉRIZ,

1998].


20

Figura 3 - Métodos de produção de aços rápidos via M/P [ODÉRIZ, 1998].

Outras vantagens da MP em relação aos processos convencionais incluem uma

menor quantidade de resíduos e propriedades mecânicas isotrópicas.

Durante o processo de sinterização os carbonetos de vanádio (MC) e de tungstênio

(M6C) são homogeneamente distribuídos dentro da matriz de aço [VÁREZ, 2001]. A

tecnologia da MP oferece uma microestrutura mais homogênea na produção de HSS com

uma distribuição uniforme dos carbonetos primários. Isto promove um aumento da

estabilidade dimensional durante o tratamento térmico e melhora as propriedades

mecânicas, quando comparadas ao aço rápido convencional.[BERGMAN, 1996].

2.5. Fabr icação de Aços Rápidos Sinter izados

Na produção industrial dos aços rápidos sinterizados existem vários processos entre

os quais se destacam:

2.5.1. Processo ASP – “ Anti-Segregation Process”

Este processo consiste na produção do pó por atomização a gás inerte, com

subseqüente vibração, numa cápsula cilíndrica de aço, para que as partículas tenham o

mesmo tamanho. O pó é, colocado em um molde e compactado a vácuo, adquirindo forma

e resistência para posterior manuseio. Após a compactação, o material pode ser trabalhado

em processos de laminação, retificação, entre outros, até atingir as dimensões finais e


21

depois ser tratado termicamente [SIEGWARTH, 1981]. A Figura 4 ilustra a comparação

entre o processo convencional e o ASP.

Este processo proporciona a obtenção de um material de granulação fina com

distribuição uniforme de carbonetos pequenos. O material é homogêneo, livre de

segregações e possui praticamente a mesma estrutura nominal, indiferente do tamanho das

barras e do conteúdo da liga. A Figura 5 mostra a comparação da microestrutura do aço

convencional (aço forjado) com o aço ASP. A Figura 5(a) mostra a segregação dos

carbonetos no aço rápido convencional e a Figura 5(b) mostra a microestrutura do aço ASP

com pequenas partículas de carbonetos uniformemente distribuídas [STEVENSON, 1984].

Figura 4 - Comparação entre processo convencional e o ASP [STEVENSON, 1984].

Figura 5 - Comparação da microestrutura entre o aço convencional (a) e o ASP (b) [STEVENSON,

1984].


22

Os principais benefícios da técnica ASP – “Processo de Anti-Segregação” são a

obtenção de melhor condição de tenacidade e de maior limite de escoamento do material,

devido à distribuição uniforme dos carbonetos e a ausência dos defeitos metalúrgicos.

Adicionalmente, o teor dos elementos de liga e, subseqüentemente, a resistência ao

desgaste pode ser aumentada sem prejudicar a tenacidade e a retificabil idade da ferramenta

[STEVENSON, 1984].

Os aços ASP são classificados em três tipos: ASP23, ASP30 e o ASP60.

Informações adicionais destes aços são apresentadas na Tabela 3 [STEVENSON, 1984].

Composição Tipo De liga C Cr Mo W Va Co

Aplicação

ASP 23 1,27 4,2 5,0 6,4 3,1 ... ferramentas de corte onde a dureza não é a principal necessidade e, também, para ferramentas uti li zadas em trabalhos a frio.

ASP 30 1,27 4,2 5,0 6,4 3,1 8,5

ferramentas de corte onde a dureza a quente é importante; mais apropriadas para a usinagem de aços inoxidáveis e superligas e para altas velocidades de corte; também, para trabalho a frio, onde a resistência ao desgaste é crítica.

ASP 60 2,30 4,0 7,0 6,5 6,5 10,5

ferramentas de corte onde a dureza a quente e a resistência ao desgaste são críticas; particularmente onde a tenacidade da ferramenta é necessária: usinagem de materiais de titânio de alta dureza e ferros forjados.

Tabela 3 - Tipos de aços ASP, composição química e aplicações [STEVENSON, 1984].

2.5.2. Processo CPM – “ Crucible Metallurgy Process”

Outro processo por metalurgia do pó utilizado na fabricação de ferramenta de aços

rápidos é o CPM, processável diretamente no cadinho. A Figura 6 mostra o esquema deste

processo. O material, de composição química desejada, é fundido e vazado em uma câmara

atomizadora onde um gás de alta pressão espalha as gotículas esféricas, as quais são

resfriadas rapidamente até a temperatura ambiente. O pó é removido da câmara, secado e

peneirado para obter quantidade suficiente para o preenchimento do molde, o qual pode ser

em forma de cilindro ou paralelepípedo. Subseqüentemente, os pós são aquecidos a uma

temperatura especifica e compactados isostaticamente a quente para uma completa

densificação do produto [DAX, 1980].


23

Figura 6 - Esquema do processo CPM [STEVENSON, 1984].

O processo CPM foi desenvolvido para minimizar as segregações que ocorrem nas

ferramentas de aços de altas ligas, as quais são difíceis de serem produzidas a partir do

processo convencional, um exemplo é a liga T15.

A liga T15 apresenta vantagens quando produzida pelo processo de metalurgia do

pó e, além disso, possui uma dureza a quente superior quando comparada às demais liga da

classe padrão AISI (American Iron and Steel Institute) dos materiais para ferramentas de

aço rápido.

A maioria dos carbonetos dos aços rápido obtidas por este processo são menores,

aproximadamente 3 µm, considerando que pelo processo convencional têm um tamanho

médio de 6 µm. A microestrutura do processo convencional é comparada com o processo

CPM na Figura 7 [STEVENSON, 1984] .

Figura 7 - Comparação da microestrutura do aço convencional T15 (a) e do CPM T15 (b)

[STEVENSON, 1984].


24

2.5.3. Processo FULDENS

Este processo difere dos processos anteriores, pois o pó é atomizado a água e

compactado mecanicamente ou por pressão isostatica a frio e sinterizado a vácuo para

densidade completa. Este processo permite a obtenção de tolerâncias estreitas, e formas

complexas, obtidas repetidamente com propriedades mecânicas e desempenho

característico igual ou superior aquelas peças equivalentes fabricadas por usinagem, com

considerável economia de material [STEVENSON, 1984].

Os pós normalmente atomizados em água, em ambos os métodos, são

especialmente preparados conforme a composição e distribuição do tamanho e formato da

partícula. Em seguida o pó é recozido e depois prensado por prensagem mecânica

convencional ou por prensagem isostática a frio. Por fim o compactado é sinterizado em

um forno a vácuo de onde sai com densidade total, como mostra o esquema da Figura 8.

Figura 8 - Esquema do processo Fuldens [STEVENSON, 1984].

2.5.4. Moldagem de Pós Metálicos Por Injeção

A moldagem de pós metálicos por injeção (“ Powder Injection Molde” , PIM),

conforme mostrado na Figura 9, é uma tecnologia recentemente util izada em várias

aplicações, e que forneceu junto da diversidade da MP convencional uma liberdade


25

geométrica dos projetos associada com a moldagem termoplástica por injeção [VÁREZ,

2001].

PIM é um processo da MP correntemente util izado para a produção de materiais de alta

performance. Esta técnica basicamente combina as vantagens da moldagem termoplástica

por injeção com a versatil idade da MP convencional com o objetivo de produzir peças

altamente complexas de tamanhos pequenos com uma elevada taxa de produção

[LEVENFELD, 2001].

Figura 9 - Diagrama esquemático das etapas do processo de moldagem de pós metálicos por injeção

util izando uma injetora de alta pressão [SCHAEFFER, 1999].

2.5.5. Compactação Uniaxial a Fr io

A compactação uniaxial a frio com posterior sinterização dos compactados, é outro

método industrial para a produção de HSS via MP extensamente usado na consolidação

dos pós. Neste caso, pós mais baratos atomizados em água são usados. Estes pós

atomizados em água têm partículas com formas irregulares e são particularmente

apropriados para a compactação uniaxial a frio.

A compactação uniaxial a frio possibil ita a fabricação de peças de formas com altas

taxas de produção util izando-se prensas mecânicas ou hidráulicas. A sinterização das peças

obtidas na compactação dos pós (peças a verde) é realizada sob vácuo ou em atmosfera

protetora/redutora (N2+H2).


26

A vantagem principal deste processo é a fabricação em larga escala de peças com

formas complexas e tolerâncias dimensionais estreitas, sem qualquer custo adicional de

usinagem.

Outra vantagem deste processo é a flexibili dade para preparar misturas de pó

diferentes, como por exemplo a mistura de partículas de durezas e fases diferentes ao pó de

HSS básico. As misturas de pó formadas podem conter partículas finas de carboneto,

óxidos, sulfetos ou fluoretos (por exemplo: NbC, TiC, Al2O3, MnS, CaF2, etc.) habilitando

a síntese de materiais compostos especiais com propriedades designadas para uma

aplicação definida que requer melhor resistência ao desgaste, resistência térmica ou a

corrosão mais alta, melhor usinabilidade e autolubrificação, etc.

2.6. Tratamentos Térmicos dos Aços Rápidos

Os tratamentos térmicos a que são submetidos os aços rápidos são têmpera e

revenido, com o objetivo de proporcionar ao material altos valores de dureza e resistência

ao desgaste.

Conforme é mostrado na Figura 10 que ilustra o ciclo típico do processo de

tratamento térmico realizado nas ferramentas de corte de aço rápido. Diversas referências

indicam que a estrutura dos aços rápidos em estado recozido, ou em estado sinterizado

consiste em uma dispersão de carbonetos dos elementos de liga em uma matriz ferrítica.

As propriedades dos aços rápidos dependem da dissolução destes carbonetos na matriz

durante o aquecimento no tratamento térmico de endurecimento [BOCHNOWSKI, 2003],

[HONG, 2003], [HOYLE, 1988], [METALS HANDBOOK, vol.2], [ODÉRIZ, 1998],

[ZAPATA, 1998].

2.6.1. Etapas do processo de tratamento térmico

2.6.1.1. Pré-aquecimento

A realização do pré-aquecimento tem três finalidades básicas:

1º) Proporcionar um aquecimento mais gradual da peça antes de atingir a

temperatura de austenitização desejada e com isso evitar o choque térmico que pode

ocasionar trincas, problema comum na maioria dos aços rápidos.

2º) Evitar distorções da peça, principalmente quando existirem variações

dimensionais ao longo de sua seção transversal e, conseqüentemente, algumas partes


27

atingirem a temperatura exigida e sofrerem transformações antes que outras. Essas

distorções ocorrem devido a mudança de volume, decorrente da alteração da densidade

quando ocorre a transformação da ferrita para a austenita. Para que isso não ocorra, essas

ferramentas devem ser pré-aquecidas abaixo da temperatura de formação da austenita

(temperatura crítica) e, então, mantê-las nesta condição o tempo suficiente para permitir

que a temperatura fique uniforme em toda a peça.

3º) Requerer menos tempo no forno para alcançar a uniformidade na temperatura de

austenitização e também minimizar o tempo de permanência das ferramentas nessa

temperatura para maximizar a tenacidade.

2.6.1.2. Austenitização

Todos os aços rápidos devem ser pré-aquecidos, em 2 ou 3 etapas, para a

austenitização. A primeira etapa, que eventualmente pode ser eliminada, situa-se em

250ºC, a segunda em 550ºC, seguindo-se 800ºC. A partir do valor de 800ºC pode-se atingir

rapidamente a temperatura de têmpera. A austenita inicia sua formação a 760ºC, entretanto,

a esta temperatura os carbonetos ainda não se dissolveram e é baixa a quantidade de C

contido na matriz devido à baixa solubil idade do carbono na ferrita presente a esta

temperatura. Acima dos 900ºC começa a dissolução dos carbonetos M23C6 até sua

completa dissolução a 1100ºC. A dissolução dos M6C começa ao redor dos 1000ºC-1150ºC

e continua até a temperatura de Solidus. Apenas na temperatura de Solidus os carbonetos

MC se dissolvem e ainda restam carbonetos M6C. À medida que avança a dissolução dos

carbonetos os elementos de liga passam para a matriz e formam uma austenita altamente

ligada. O tempo no patamar de solubilização é de 2 a 5 minutos [HOYLE, 1988],

[METALS HANDBOOK, vol.2], [ODÉRIZ, 1998].

2.6.1.3. Resfr iamento brusco – têmpera por imersão

Uma vez que os elementos de liga tenham sido dissolvidos na matriz durante a

austenitização, a ferramenta deve ser esfriada rapidamente para manter estes elementos em

solução sólida e transformar a austenita em martensita, estrutura endurecida. A ação

drástica da tempera, em que o resfriamento de algumas partes da ferramenta ocorre mais

rapidamente que outras, em casos severos pode provocar distorções ou até trincas.

Ferramentas de aços de alta liga podem ser resfriadas ao ar, em gás inerte, óleo ou banho


28

de sais. Os aços temperados ao ar esfriam mais uniformemente, assim os riscos de

distorção e de trincas são menores [TARNEY, 1996].

As ferramentas que são aquecidas acima de 1093ºC devem ser resfriadas

rapidamente até uma faixa de temperatura de 982ºC a 704ºC, para evitar reações

indesejáveis que podem prejudicar a tenacidade e a resposta ao endurecimento da

ferramenta. A transformação da austenita para martensita não começa antes que o aço seja

resfriado abaixo de aproximadamente 371ºC. Na maioria das ferramentas de aços rápidos a

martensita se forma entre 315ºC e 93ºC. A quantidade de martensita depende

principalmente da temperatura “MF” . A formação total da martensita, não ocorre até o aço

atingir a temperatura de martensita final de 52/65ºC, sendo que o revenido deve ser

realizado imediatamente após a têmpera [BAYER, 1989].

Figura 10 - Esquema do processo de tratamento térmico das fer ramentas de aço rápido [BAYER;

1989].

2.6.1.4. Revenimento

A estrutura dos aços rápidos temperados consiste de uma matriz martensita,

austenita retida e carbonetos primários não dissolvidos. A austenita residual é ativada

durante o revenido e se transforma, no resfriamento subseqüente, em martensita. Os


29

aumentos de dureza no revenido dos aços rápidos, chamados de dureza secundária, são

motivados pela transformação da austenita retida em martensita e pela separação de

carbonetos na matriz transformada.

As etapas que ocorrem durante o revenido de um aço convencional Figura 11, são:

1- Desde a temperatura ambiente até 200ºC o teor de carbono da martensita

supersaturada diminui, transformando-se através da combinação com o ferro em

“carboneto intermediário” “ε” (Fe2,4C) o qual precipita nos contornos das agulhas

de martensita. Na medida que aumenta a precipitação, a martensita se empobrece

em carbono até aproximadamente 0,20-0,25%C ocorrendo então a transformação

da martensita tetragonal em martensita cúbica.

2- A austenita residual ou retida na microestrutura do aço transforma-se em “bainita”

(150-350ºC).

3- A partir de 300ºC o carboneto “ε” transforma-se aos poucos em Fe3C que precipita

nos contornos das agulhas de martensita e no seu interior. Continuando o

aquecimento o Fe3C precipitado no interior das agulhas é redissolvido em favor da

cementita dos contornos, ocorrendo a coalescência da cementita. Obtêm-se uma

estrutura de carbonetos globulares e ferrita, chamada de “martensita revenida” .

Figura 11 - Transformações ocor r idas nos aços rápidos temperados durante o revenido.


30

O “endurecimento secundário” pelo revenido está representado na Figura 12, que

mostra a influência da temperatura de têmpera sobre a modificação de dureza de aços

rápidos após o revenido. Como se observa o endurecimento secundário é verificado entre

500ºC a 550ºC. Os aços rápidos devem ser revenidos pelo menos duas vezes, na faixa de

temperaturas de 530ºC a 600ºC; onde o segundo revenido tem por objetivo transformar a

martensita que se formou no primeiro revenido.Geralmente, o tempo para cada uma das

operações de revenido é de duas horas.

Figura 12 - Influência da temperatura de têmpera sobre a modificação de dureza de aços rápidos

durante o revenido [HEINRICH, 1975].

2.7. Propr iedades Mecânicas dos Aços Rápidos

As propriedades que exercem maior influência sobre a capacidade de usinagem das

ferramentas de aços rápidos são:

2.7.1. Dureza a quente

A dureza a quente é definida como a capacidade de uma liga resistir ao

amolecimento quando submetidas à temperatura elevadas [FERRARESI, 1977]. Nos aços

rápidos, além da composição química, sobretudo do teor de carbono, os tempos de

permanência na têmpera e no revenimento também exercem grande influência na dureza a

quente. Nos aços rápidos sinterizados, a dureza a quente é mais afetada pela composição

química e pelo crescimento dos carbonetos secundários durante o revenimento, que são

proporcionados, principalmente, pelo vanádio, molibdênio e cobalto. Esses elementos


31

podem ser util izados em maiores quantidades nos aços rápidos sinterizados sem degradar

suas propriedades mecânicas, o que não é possível nos aços rápidos convencionais.

2.7.2. Tenacidade

Tenacidade de uma ferramenta diz respeito á capacidade de ser solicitada

mecanicamente sem sofrer deformação [STEVENSON, 1984].

A aresta de corte das ferramentas de aços rápidos, geralmente, é definida pela

combinação de resistência elástica, capacidade do aço em resistir á deformação plástica,

ductilidade, capacidade do aço em deformar-se antes do rompimento, resistência a quebra e

ao lascamento. Uma ferramenta que não apresenta uma tenacidade adequada é suscetível a

microlascamentos.

O gume da ferramenta pode sofrer sucessivos microlascamentos, prejudicando, ou

até mesmo impedindo, a capacidade de corte da ferramenta, aumentando as tensões e

acelerando outros tipos de desgaste [STEVENSON, 1984]. A excelente combinação de

tenacidade e de dureza proporciona um aumento na resistência ao desgaste das ferramentas

de aço rápido sinterizados [SCHWARZENBECH, 1995].

A importância da tenacidade é ilustrada na Figura 13, onde o gume de corte da

ferramenta de aço ASP 23, sinterizado, mostra uma menor avaria por microlascamentos,

do que a ferramenta de aço rápido convencional M2 ambas submetidas as mesmas

condições de corte [STEVENSON, 1984].

Figura 13 - Comparação do desgaste do gume de corte das ferramentas de aço rápido [STEVENSON,

1984].

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