Trabalho Metalografia - Aços Rápidos

Trabalho Metalografia - Aços Rápidos

(Parte 1 de 3)

UNIVERSIDADE FEDERAL DO RIO GRANDE DO SUL

ESCOLA DE ENGENHARIA

METALOGRAFIA E TRATAMENTOS TÉRMICOS II

Aços Ferramenta

XXX

PORTO ALEGRE, DEZEMBRO DE 2006

1) Introdução

O presente trabalho têm por objetivo a comparação metalúrgica de duas peças compostas de aço. Para realizar tal tarefa foram escolhidas brocas utilizadas para a perfuração de aço, com diâmetro de 8mm.

Para uma comparação efetiva de materiais diferentes foram escolhidas a broca A, de uma marca reconhecida no mercado e a broca B, comprada com uma diferença de valor superior à 80% menos do que o valor da antecitada.

As análises basearam-se em dados metalográficos, compondo assim o embasamento teórico para a comparação dos materiais e respectivas conclusões. Para tal fim foram realizados tratamentos térmicos e posterior análise metalográfica.

O tratamento térmico consiste em um conjunto de operações de aquecimento e

resfriamento a que podem ser submetidos os materiais ferrosos, sob condições controladas

(temperatura, tempo, atmosfera e velocidade de resfriamento) com o objetivo de alterar as suas propriedades mecânicas ou conferir-lhe características microestruturais. Estes ensaios designam uma série de procedimentos normatizados que tem por objetivo conhecer ou comprovar as características e propriedades dos materiais e descobrir possíveis defeitos nas peças fabricadas. Os ensaios são realizados sistematicamente para controlar a qualidade de produtos. Desta forma, este trabalho irá concentrar-se em estudar tratamentos térmicos de recozimento, normalização e têmpera.

2) Embasamento teórico

2.1 – AÇOS RÁPIDOS

Os aços rápidos recebem esta denominação devido a sua capacidade de reter elevadas durezas (1000 HV ou 65-70 HRC) mesmo se utilizados no corte rápido de materiais[1]. Além de elevada dureza, outra importante característica destes aços é a capacidade de manter durezas elevadas se submetidos a temperaturas de até 600°C (por exemplo, 48 HRC em temperaturas de 593°C). Este fato habilita os aços rápidos como matéria-prima para a confecção de ferramentas de corte (tais como fresas, brocas, ferramentas de torneamento, serras, e também machos e cossinetes para roscar, alargadores e escariadores), além de matrizes de estampagem, prensagem e forjamento que necessitem de elevada resistência ao desgaste.

A microestrutura destes materiais é composta basicamente por carbonetos primários, cuja principal função é fornecer proteção contra desgaste abrasivo, e uma matriz de martensita revenida reforçada por carbonetos finamente dispersos (precipitados durante o revenido, num processo onde ocorre endurecimentosecundário), cuja função é reter os carbonetos primários, mesmo sob as altas temperaturas e tensões cisalhantes criadas na interface entre a aresta de corte das ferramentas e o material que está sendo trabalhado na usinagem. Os aços rápidos podem ser obtidos convencionalmente - por fusão,

lingotamento e trabalho mecânico dos lingotes até a forma de barras, por exemplo – ou ainda por metalurgia do pó, onde o pó de determinada liga é compactado e sinterizado em formas muito próximas das que se deseja obter o produto final, obtendo inclusive uma maior isotropia de propriedades.

A American Iron and Steel Institute (AISI) divide os aços rápidos em duas categorias:

  1. Aços rápidos ao tungstênio, ou série T, nos quais os principais elementos de liga são , além do próprio tungstênio, cromo, vanádio, cobalto e carbono.

  2. Aços rápidos ao molibdênio, ou série M, nos quais os principais elementos de liga são, além do molibdênio, os mesmos já citados para a série T.

Esta série ainda apresenta uma subdivisão, classificada como aços rápidos intermediários, os quais apresentam menores teores de elementos de liga e que são empregados em aplicações onde a resistência ao desgaste dos açoscarbono não é satisfatória e o custo dos aços rápidos é muito elevado, como ferramentas para corte de madeira.

Ambas as séries citadas são equivalentes em desempenho; contudo, os aços rápidos da série M mostram-se mais vantajosos pois, além de terem tenacidade um pouco maior que os aços da série T equivalentes, quando temperados para obter a mesma dureza, apresentam menor custo inicial. Isto se deve pois o molibdênio (que nesta série substitui parcialmente o tungstênio) apresenta peso atômico igual à praticamente metade do peso atômico do tungstênio; desta forma, em peso, 1% de molibdênio equivale a aproximadamente 1,8% de tungstênio. Os aços rápidos da série M constituem mais de 95% da produção norte-americana de aços rápidos.

2.1.1 - ELEMENTOS DE LIGA

Devido a grande complexidade das ligas de aços rápidos, vários trabalhos vem sendo executados na tentativa de se estabelecer o efeito dos diversos elementos químicos sobre as propriedades destes materiais. A seguir, tem-se um resumo dos efeitos dos principais elementos de liga dos aços rápidos.

Molibdênio e tungstênio são de presença obrigatória para que um aço seja classsificado como rápido. Adicionando-os, aumenta-se a resistência ao desgaste, a dureza a quente e a estabilidade térmica[4]. Apesar de o molibdênio apresentar maior eficiência no aumento de dureza, tenacidade e temperabilidade, além de reduzir o custo inicial do aço, o seu uso substituindo totalmente o tungstênio não é tão vantajoso quanto a substituição parcial, pois este último fornece melhor proteção contra o crescimento de grão, descarbonetação e oxidação[2]. Além disso, os aços rápidos ao molibdênio e tungstênio, em comparação aos aços rápidos somente ao tungstênio, apresentam menor densidade, eutético mais fino (apresentando carbonetos menores, mais bem distribuídos e de mais fácil dissolução), transformações de fase em temperaturas mais baixas e austenita retida menos estável. Deste modo, justificase o uso de aços ao tungstênio e molibdênio (série M), pois estes alcançam uma otimização de propriedades. O teor de tungstênio varia de 0 a 20% e o de molibdênio de 0 a 9%.

Cromo, além de contribuir substancialmente para a temperabilidade, pelo fato de retardar outras transformações de fase, eleva o pico de dureza secundária pelo fato de inibir a precipitação e coalescimento dos carbonetos secundários, melhorando cobalto é o aumento proporcional na quantidade de austenita retida, tanto no estado temperado quanto no revenido.

De presença obrigatória, o carbono deve ser suficiente para permitir a formação de carbonetos primários (responsáveis pela resistência ao desgaste e abrasão) e de uma matriz de elevada dureza após têmpera e revenimento. O aumento no teor de carbono provoca aumento no pico de dureza secundária, na estabilidade térmica, e na quantidade de austenita retida; diminuição da temperatura das linhas liquidus e solidus (obrigando a redução na temperatura de austenitização do aço), da forjabilidade do aço e da tenacidade, além de contribuir para o refino de grão por aumentar a quantidade de carbonetos insolúveis, desde que o aumento do teor de carbono seja acompanhado por elevação nos teores de elementos fortes formadores de carbonetos, como o vanádio. O teor de carbono nos aços rápidos varia de 0,65 a 2,30%.

2.1.2 - MICROESTRUTURA

A estrutura bruta de fusão dos aços rápidos caracteriza-se pela presença de dendritas de austenita envoltas numa rede de carbonetos primários. Para tornar esta estrutura um material de uso prático, os lingotes devem ser trabalhados mecanicamente para garantir a quebra da estrutura de carbonetos. Como resultado, o material trabalhado e recozido apresenta carbonetos dispersos numa matriz ferrítica.

Carbonetos primários estão sempre presentes nos aços rápidos, transmitindo ao material a capacidade de resistir ao desgaste. O carboneto mais importante tem fórmula geral M6C, sendo M ferro, tungstênio e molibdênio, sendo ainda capaz de dissolver cromo e vanádio em pequena quantidade, como substitutos do ferro; apresenta estrutura cúbica de face centrada complexa, e podem apresentar fórmula química entre Fe4Me2C e Fe3Me3C, sendo Me tungstênio ou molibdênio. Na estrutura bruta de fusão, associa-se a morfologia do eutético conhecida como espinha de peixe. São estes os carbonetos que mais contribuem para a resistência a abrasão dos aços rápidos, devido a sua alta dureza. Muito estáveis, dissolvem-se apenas parcialmente durante austenitização em temperaturas acima de 980°C.

Já o vanádio forma carbonetos do tipo MC (ou M4C3), de estrutura cúbica de face centrada, capaz de dissolver tungstênio, molibdênio, ferro e algum cromo.

Apresenta-se na estrutura bruta de fusão como glóbulos. Outro carboneto primário é o M2C, onde M representa molibdênio e tungstênio, podendo dissolver outros elementos. De estrutura hexagonal e metaestável, tende a se decompor em uma mistura de M6C e MC nas operações de fabricação e tratamentos térmicos subsequentes. Sua morfologia na estrutura bruta de fusão é conhecida como leque ou lamelar.

Nos aços da série M brutos de fusão podemos encontrar somente carbonetos tipo M6C, ou somente do tipo M2C, ou ainda uma mistura de ambos. Elementos fortes formadores de carbonetos como o titânio, o nióbio e o tântalo, quando adicionados em teores suficientes, promovem a formação de carbonetos tipo MC. Molibdênio, vanádio, carbono, cálcio e alumínio são estabilizadores de carbonetos tipo M2C, enquanto que os do tipo M6C são estabilizados (ou favorecidos) pela presença de tungstênio, silício, nitrogênio, oxigênio e nióbio.

Carbonetos secundários podem ser formados em várias etapas. A ferrita , que ocorre tanto na solidificação quanto no superaquecimento, pode decompor-se segundo uma reação eutetóide, formando ferrita e carbonetos, principalmente do tipo M6C. No resfriamento da austenita durante a têmpera ocorre uma reduzida precipitação de carbonetos tipo MC, preferencialmente nos contornos de grão. Durante o recozimento pleno, o aumento da fração volumétrica de carbonetos ocorre tanto por nucleação e crescimento quanto por crescimento de carbonetos primários. Precipitam-se carbonetos do tipo M6C e M23C6. Este último é formado basicamente por cromo, e só está presente no material recozido, já que encontra-se totalmente dissolvido nas temperaturas usuais de austenitização e sua precipitação só é possível nas temperaturas e tempos de recozimento usuais. No recozimento subcrítico, que equivale a um revenimento em alta temperatura, os carbonetos secundários estão mais finamente dispersos, o que provoca um efeito endurecedor mais acentuado; estes materiais, então, apresentam maior dureza e menor ductilidade do que os recozidos plenamente.

Durante o revenimento, várias transformações ocorrem, conforme a revisão de

CESCON. No estado temperado, encontra-se como microconstituintes dos aços rápidos martensita (do tipo misto, ou seja, mistura de martensita escorregada e maclada), austenita retida e carbonetos não dissolvidos no aquecimento (particularmente os do tipo M6C e MC). Entre 100 e 250ºC ocorre precipitação de carbonetos de ferro, usualmente identificados como carboneto ; entre 250 e 500ºC, a precipitação de carbonetos de ferro continua, havendo também a formação de cementita. A precipitação de carbonetos na austenita retida se inicia acima de 300- 350ºC; a quantidade de austenita retida se mantém até aproximadamente 530ºC, e transforma-se em martensita no resfriamento subsequente. Contudo, entre 400 e 570ºC a cementita é em parte dissolvida, havendo a precipitação de carbonetos do tipo M2C e MC, tanto na martensita quanto na austenita retida. O fenômeno de dureza

secundária, todavia, se manifesta de maneira mais acentuada na faixa dos 500 aos 570ºC, onde ocorre maior precipitação de carbonetos dos elementos de liga, coerentes de início, preferencialmente na estrutura de discordâncias herdada da martensita; devido à pequena velocidade de difusão dos elementos de liga substitucionais, os precipitados encontram-se finamente dispersos e apresentam-se menores que os precipitados de cementita. Na Figura 1, onde a dureza do aço ABNT M2 está representada em função da temperatura e do tempo de revenimento, pode-se constatar o fenômeno de endurecimento secundário. Na faixa de 570 a 680ºC, a matriz, agora ferrítica, empobrece-se ainda mais em elementos de liga, havendo também o coalescimento dos carbonetos. Entre 680 e 760ºC, o processo descrito acima continua, ocorrendo também a precipitação de carbonetos estáveis M6C. Acima dos 760ºC prossegue o coalescimento dos carbonetos, de maneira semelhante a que ocorre durante o recozimento destas ligas.

Figura 1: diagrama de revenimento do aço ABNT M2.

No resfriamento subsequente ao revenimento parte da austenita, condicionada pelas reações que ocorreram durante o revenimento, transforma-se em martensita.

Assim, novo ciclo se faz necessário com o intuito de revenir a martensita então formada (chamada de martensita secundária). Como a quantidade de austenita retida após o primeiro ciclo de revenimento geralmente é alta, ter-se-á após o segundo ciclo quantidade apreciável de martensita não revenida (chamada agora de terciária). Tal fato levará a execução de novo ciclo de revenimento. Todavia, o revenimento duplo na maioria dos casos é satisfatório no condicionamento da estrutura, o que pode ser constatado pelos dados descritos na Tabela I.

Tabela I: efeito de ciclo de revenimento simples e duplo nas propriedades mecânicas

do aço AISI T1 (0,75 C – 18 W – 4 Cr – 1 V).

2.1.3- ESTRUTURA E PROPRIEDADES DO AÇO ABNT M2.

Sendo um dos aços rápidos de maior emprego, o ABNT M2 apresenta a composição química nominal dada pela Tabela II.

Tabela II: composição química nominal do aço ABNT M2.

A estrutura do aço rápido ABNT M2 trabalhado, no estado recozido, é constituída de uma dispersão de carbonetos complexos numa matriz ferrítica, como mostra a Figura 2. Em termos de fração volumétrica, estes carbonetos representam de 25 a 30% do volume total, sendo que aproximadamente 16% seriam do tipo M6C, 9% do tipo M23C6, e 3% do tipo MC. Assim, como em quase todos os tipos de aços rápidos recozidos, tem-se matriz pobre em carbono e elementos formadores de carbonetos (V, W, Mo e Cr) .

Figura 2: aço ABNT M2 recozido a 850C por 2 horas, resfriado a razão de 30C/h

até 640C para posterior resfriamento ao ar calmo. Carbonetos dispersos em matriz

ferrítica. Ataque: Nital 2%. Aumento: 1000x.

Quando temperado, há total dissolução dos carbonetos do tipo M23C6, só presentes no material recozido. Parte dos carbonetos M6C e MC é também dissolvida, e a fração volumétrica total de carbonetos é da ordem de 10% (8% M6C e 2% MC aproximadamente). A matriz, neste caso, é composta por aproximadamente 80% de martensita, se o resfriamento for conduzido em óleo (para têmperas sub-zero, pode-se obter até 90% de matriz martensítica). O restante da matriz é composto por austenita retida, que será transformada nos tratamentos de revenimento subsequentes. A Figura 3 mostra a microestrutura típica do aço ABNT M2 no estado temperado.

Figura 3: aço ABNT M2 austenitizado a 1200C por 5 minutos e temperado em óleo.

Carbonetos dispersos em matriz de martensita e austenita retida (não visível).

Ataque: Nital 2%. Aumento: 1000x.

Durante o primeiro estágio de revenimento, além do amolecimento usual da martensita transformada (através do alívio de tensões, da perda da tetragonalidade da estrutura martensítica e do rearranjo de discordâncias), ocorre o fenômeno de dureza secundária, proveniente da precipitação de carbonetos do tipo MC ou M2C se a temperatura estiver entre 500 e 600C (como se pode notar na Figura 1). Ao mesmo tempo, há um condicionamento da austenita retida, através de precipitação de carbonetos, tornando esta apta a transformar-se em martensita durante o resfriamento subsequente. Deste modo, um segundo revenimento torna-se necessário para aliviar as tensões da martensita secundária (formada durante o primeiro revenimento). Na Figura 4 observa-se a microestrutura típica de amostra temperada e revenida em dois ciclos: a matriz, agora atacada, revela a estrutura martensítica, na qual estão dispersos os carbonetos não dissolvidos na austenitização.

Figura 4: aço ABNT M2 austenitizado a 1200C por 5 minutos, temperado em óleo,

seguido de duplo revenimento a 550C por 2,5h. Carbonetos dispersos em matriz

martensítica. Ataque: Nital 2%. Aumento: 1000x.

Na Tabela III encontra-se um resumo das frações volumétricas e dureza dos principais constituintes do aço ABNT M2 em três diferentes condições de tratamento térmico: recozido, temperado e temperado seguido de duplo revenimento.

Tabela III: frações volumétricas aproximadas dos diversos microconstituintes do aço

ABNT M2[2,8] e valores de dureza associados.

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