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O regime de desgaste durante o desgaste por deslizamento depende fortemente da carga normal, velocidade tangencial, temperatura ambiente e propriedade dos materiais. A formação do óxido durante o deslizamento não garante ao sistema um desgaste moderado, sendo importante avaliar a continuidade da camada e o estado de deformação do substrato. A microscopia eletrônica de varredura (MEV) permite correlacionar o mecanismo de desgaste e a microestrutura do sistema juntamente com o comportamento durante os testes de desgaste. O tratamento a plasma do aço inoxidável austenítico AISI 316L leva a uma melhora em alguns sistemas da resistência ao desgaste. O aço sem tratamento sofre um desgaste severo quando submetido ao ensaio de desgaste por deslizamento de pino sobre disco com baixa velocidade tangencial, temperatura entre 18 e 20oC , força normal aplicada de 15N e distância de deslizamento de 1200m. O sistema que passou por nitretação, a 450 °C realizado por 5 horas, apresenta inicialmente um regime severo na região rica em nitrogênio porém com uma taxa de desgaste inferior. Após esse curto período, este passa a se comportar como o aço sem tratamento, tendo a abrasão como principal mecanismo de desgaste. O sistema cementado , a 475 °C por 3 horas, apresenta um volume de desgaste intermediário. O endurecimento pela presença do carbono até maiores profundidades garante a manutenção da camada de óxido até uma distância percorrida de aproximadamente 500m, levando a um desgaste oxidativo moderado. A partir do momento que uma deformação importante do substrato é percebida, o destacamento do óxido é intenso, facilitando um desgaste severo, devido a adesão entre as superfícies metálicas. O sistema sequencial (cementação a 475 °C por 3 horas mais nitretação a 450 °C por 5 horas) apresenta o melhor desempenho e maior complexidade. Este passa por uma região de desgaste rica em nitrogênio, como do sistema nitretado, uma região nitrogênio + oxigênio, não estudada, uma região rica em carbono, onde o mecanismo oxidativo é o determinante, e uma transição moderado para severa com a perda das propriedades do substrato.
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UNIVERSIDADE FEDERAL DE MINAS GERAIS DEPARTAMENTO DE ENGENHARIA METALÚRGICA
ENG063 – TRABALHO FINAL DE CURSO II
Transições no Regime de Desgaste por Deslizamento do Aço Inoxidável Austenítico AISI 316L Processado a Plasma: um
estudo da seção transversal
Aluno: Dimas de Andrade Pacheco Orientadora: Prof. Dr. G. Cristina Durães de Godoy
Belo Horizonte 2015
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UNIVERSIDADE FEDERAL DE MINAS GERAIS DEPARTAMENTO DE ENGENHARIA METALÚRGICA
Dimas de Andrade Pacheco
Transições no Regime de Desgaste por Deslizamento do Aço Inoxidável Austenítico AISI 316L Processado a Plasma: um
estudo da seção transversal
Trabalho Final de Curso apresentado ao curso de Graduação em Engenharia Metalúrgica da Universidade Federal de Minas Gerais Orientado: Cristina Godoy
Belo Horizonte 2015
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Resumo
O regime de desgaste durante o desgaste por deslizamento depende fortemente da
carga normal, velocidade tangencial, temperatura ambiente e propriedade dos
materiais. A formação do óxido durante o deslizamento não garante ao sistema um
desgaste moderado, sendo importante avaliar a continuidade da camada e o estado
de deformação do substrato. A microscopia eletrônica de varredura (MEV) permite
correlacionar o mecanismo de desgaste e a microestrutura do sistema juntamente
com o comportamento durante os testes de desgaste. O tratamento a plasma do
aço inoxidável austenítico AISI 316L leva a uma melhora em alguns sistemas da
resistência ao desgaste. O aço sem tratamento sofre um desgaste severo quando
submetido ao ensaio de desgaste por deslizamento de pino sobre disco com baixa
velocidade tangencial, temperatura entre 18 e 20ºC , força normal aplicada de 15N e
distância de deslizamento de 1200m. O sistema que passou por nitretação, a 450 °C
realizado por 5 horas, apresenta inicialmente um regime severo na região rica em
nitrogênio porém com uma taxa de desgaste inferior. Após esse curto período, este
passa a se comportar como o aço sem tratamento, tendo a abrasão como principal
mecanismo de desgaste. O sistema cementado , a 475 °C por 3 horas, apresenta um
volume de desgaste intermediário. O endurecimento pela presença do carbono até
maiores profundidades garante a manutenção da camada de óxido até uma
distância percorrida de aproximadamente 500m, levando a um desgaste oxidativo
moderado. A partir do momento que uma deformação importante do substrato é
percebida, o destacamento do óxido é intenso, facilitando um desgaste severo,
devido a adesão entre as superfícies metálicas. O sistema sequencial (cementação a
475 °C por 3 horas mais nitretação a 450 °C por 5 horas) apresenta o melhor
desempenho e maior complexidade. Este passa por uma região de desgaste rica em
nitrogênio, como do sistema nitretado, uma região nitrogênio + oxigênio, não
estudada, uma região rica em carbono, onde o mecanismo oxidativo é o
determinante, e uma transição moderado para severa com a perda das propriedades
do substrato.
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Lista de Figuras
Figura 3.1: Curva típica do coeficiente de atrito x tempo ou coeficiente de atrito x
distância em metais (CZICHOS, 1992) ................................................................. 19 Figura 3.2: Processo de transferência de material devido a adesão (STACHOWIAK,
2000) ................................................................................................................... 22 Figura 3.3: Processo de formação e propagação de trincas (DUARTE, 2014 adaptado
de STACHOWIAK, 2000) ...................................................................................... 23 Figura 4.1: Dimensões das pastilhas utilizadas na caracterização e ensaios de
desgaste (DUARTE, 2014) ................................................................................... 27 Figura 4.2: Esquema de corte para observação da seção transversal da trilha de
desgaste .............................................................................................................. 29 Figura 5.1: Microscopias transversal das amostras de aço AISI 316L sem tratamento e
tratadas a plasma ............................................................................................... 32 Figura 5.2: Perfis de concentração de carbono e nitrogênio por GDOES dos sistemas
tratados (DUARTE, 2014) .................................................................................... 35 Figura 5.3: Medidas de ultra-‐microdureza transversal do aço sem tratamento e para
os sistemas processados a plasma (DUARTE, 2014) ........................................... 37 Figura 5.4: Coeficiente de atrito do aço inoxidável austenítico AISI 316L sem
tratamento e sistemas processados a plasma (DUARTE, 2014) ......................... 41 Figura 5.5: Curvas de coeficiente de atrito para distâncias parciais de deslizamento
do sistema nitretado (DUARTE,2014) ................................................................. 42 Figura 5.6: Curvas expandidas do teste de desgaste por deslizamento do sistema
cementado para as distâncias de 50, 150 e 500m (DUARTE, 2014) ................... 43 Figura 5.7: Curva de desgaste exploratória do sistema sequencial com distância de
deslizamento de 3000m (DUARTE, 2014) ........................................................... 44 Figura 5.8: Expansão da curva de coeficiente de atrito versus tempo de deslizamento
para o sistema sequencial com distância de deslizamento de 150 e 550m ....... 45 Figura 5.9: Perfilometria 2D da trilha de desgaste para distância de deslizamento de
1200m do aço sem tratamento e processado a plasma (DUARTE, 2014) .......... 47 Figura 5.10: MEV das trilhas de desgaste do aço sem tratamento e tradado a plasma
para diferentes distâncias de deslizamento (DUARTE, 2014) ............................. 51 Figura 5.11: Microscopia eletrônica de varredura dos debris de desgaste do aço
inoxidável AISI 316L para 1200m de deslizamento (DUARTE, 2014) .................. 55 Figura 5.12: Microscopia eletrônica de varredura dos debris de desgaste do sistema
nitretado para diferentes distâncias de deslizamento (DUARTE, 2014) ............. 55 Figura 5.13: Microscopia eletrônica de varredura dos debris de desgaste do sistema
cementado para diferentes distâncias de deslizamento (DUARTE, 2014) ......... 57 Figura 5.14: Microscopia eletrônica de varredura dos debris de desgaste do sistema
sequencial para diferentes distâncias de deslizamento (DUARTE, 2014) ........... 58 Figura 6.1: Micrografia Eletrônica de Varredura transversal da trilha de desgaste do
aço AISI 316L para uma distância de deslizamento de 1200m– 5000x .............. 62
6
Figura 6.2: Micrografia Eletrônica de Varredura transversal da trilha de desgaste do sistema nitretado para uma distância de deslizamento de 25m – 5000x .......... 63
Figura 6.3: Micrografia Eletrônica de Varredura transversal da trilha de desgaste do sistema nitretado para uma distância de deslizamento de 1200m .................... 64
Figura 6.4: Microscopia Eletrônica de Varredura da seção transversal da trilha de desgaste do sistema cementado para uma distância de deslizamento de 100m – 400x .................................................................................................................... 66
Figura 6.5: Microscopia Eletrônica de Varredura da seção transversal da trilha de desgaste do sistema cementado para uma distância de deslizamento de 100m – 5000x .................................................................................................................. 66
Figura 6.6: Microscopia Eletrônica de Varredura da seção transversal da trilha de desgaste do sistema cementado para uma distância de deslizamento de 1200m ............................................................................................................................ 68
Figura 6.7: Microscopia Eletrônica de Varredura da seção transversal da trilha de desgaste do sistema sequencial para uma distância de deslizamento de 25m . 69
Figura 6.8: Microscopia Eletrônica de Varredura da seção transversal da trilha de desgaste do sistema sequencial para uma distância de deslizamento de 500m 70
Figura 6.9: Microscopia Eletrônica de Varredura da seção transversal da trilha de desgaste do sistema sequencial para uma distância de deslizamento de 1200m ............................................................................................................................ 71
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Lista de Tabelas
Tabela 4.1: Condições do processo de nitretação e cementação e distribuição de
amostras conforme sistemas (DUARTE, 2014) ................................................... 28 Tabela 5.1: Composição química do aço inoxidável AISI 316L ................................... 31 Tabela 5.2: Espessura média das camadas de tratamento dos sistemas no MEV
(DUARTE, 2014) .................................................................................................. 33 Tabela 5.3: Profundidades das trilhas de desgaste para os quatro sistemas na
distância de 1200m e para distâncias parciais (DUARTE, 2014) ......................... 48 Tabela 5.4: Quantificação do espectro EDS dos pontos escuros da trilha de desgaste
do aço inoxidável AISI 316L sem tratamento (DUARTE, 2014) ........................... 51 Tabela 5.5: Análise semi-‐quantitativa por EDS dos debris de desgaste do sistema
nitretado (DUARTE, 2014) .................................................................................. 56 Tabela 5.6: Análise semi-‐quantitativa por EDS dos debris de desgaste do sistema
cementado (DUARTE, 2014) ............................................................................... 57 Tabela 5.7: Análise semi-‐quantitativa por EDS dos debris de desgaste do sistema
sequencial (DUARTE, 2014) ................................................................................ 59 Tabela 5.8: Resumo dos resultados observados para os quatro sistemas ................. 61 Tabela 6.1: Quantificação do espectro EDS da camada superficial da trilha de
desgaste do sistema nitretado ........................................................................... 64 Tabela 6.2: Quantificação do espectro EDS da camada superficial da trilha de
desgaste do sistema sequencial para 500m ....................................................... 70
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Sumário
Introdução ............................................................................................................. 9
1 Objetivos ....................................................................................................... 11
2 Revisão Bibliográfica ...................................................................................... 12 2.1 Aço Inoxidável Austenítico AISI 316L .................................................................. 12 2.2 Processamento a Plasma .................................................................................... 13 2.3 Engenharia de Superfície e Tribologia ................................................................. 16 2.4 Atrito no deslizamento ....................................................................................... 17
2.4.1 Running-‐in .......................................................................................................... 19 2.4.2 Regime Permanente ........................................................................................... 20
2.5 Desgaste ............................................................................................................ 20 2.5.1 Desgaste Adesivo ............................................................................................... 21 2.5.2 Desgaste Abrasivo .............................................................................................. 22 2.5.3 Desgaste por fadiga ............................................................................................ 22 2.5.4 Desgaste Triboquímico ....................................................................................... 23
2.6 Regime de Desgaste ........................................................................................... 24 2.7 Microscopia Eletrônica de Varredura (MEV) ....................................................... 25
3 Metodologia .................................................................................................. 27 3.1 Sistema de Estudo .............................................................................................. 27 3.2 Preparação Amostras ......................................................................................... 29 3.3 Microscopia Eletrônica de Varredura (MEV) ....................................................... 30
4 Transições no regime de desgaste por deslizamento ...................................... 31 4.1 Caracterização .................................................................................................... 31 4.2 Desgaste por deslizamento ................................................................................. 39
4.2.1 Profundidade das trilhas de desgaste ................................................................ 46 4.2.2 Trilhas de desgaste ............................................................................................. 48 4.2.3 Partículas de desgaste ........................................................................................ 54
4.3 Análise comparativa ........................................................................................... 59
5 Resultados e Discussão .................................................................................. 62 5.1 Análise Microestrutural da Seção Transversal ..................................................... 62 5.2 Regime de desgaste ............................................................................................ 72
6 Conclusão ...................................................................................................... 76
Referências .......................................................................................................... 77
9
Introdução
Os aços inoxidáveis são conhecidos por sua excelente resistência a corrosão. No caso
dos austeníticos sua aplicação em alguns campos da engenharia é restringida devido
a baixa dureza e as pobres características tribológicas (LIN, 2006; BORGIOLI, 2005).
Para melhorar as características do material diferentes tratamentos de superfície
tem sido utilizados.
Verifica-‐se também, que processos realizados em baixa temperatura como
nitretação, cementação e híbridos, foram utilizados com sucesso para melhorar as
propriedades mecânicas da superfície, sem produzir precipitados de cromo, a partir
do substrato e, assim, manter a resistência à corrosão (SUN et al., 2006; BORGIOLI,
2005).
O processo de nitratação a plasma a baixa temperatura do aço inoxidável austenítico
AISI 316L não apresentou uma melhora da resistência ao desgaste em ensaios com
baixa velocidade tangencial, temperatura entre 18 e 20ºC , força normal aplicada de
15N e distância de deslizamento de 1200m. Para mesmas condições, o sistema
cementado a plasma apresentou valores intermediários de volume de desgaste. O
sistema que apresentou melhor resistência ao desgaste foi o sistema sequencial, que
combina a alta dureza superficial da camada nitretada e a difusão até maiores
profundidades do carbono na austenita (DUARTE, 2014).
No desgaste por deslizamento sem lubrificação de aços, dois mecanismos atuam
fortemente: o desgaste oxidativo e o desgaste adesivo (ARCHARD, 1956; BURWELL,
1952). As taxas de desgaste dos dois mecanismos diferem substancialmente, e o
regime de desgaste nos quais eles atuam predominantemente são designados por
desgaste moderado (mild) e desgaste severo(severe) (ARCHARD, 1957).
Estudos mais recentes sobre desgaste oxidativo indicam que certas vezes as
condições de desgaste não podem ser consideradas moderadas ou severas. WANG
(2008, 2013) caracteriza a transição do desgaste moderado para severo e afirma que
o desgaste oxidativo moderado é sustentado somente quando o substrato abaixo do
óxido tem resistência mecânica suficiente para prevenir deformação plástica.
10
É importante salientar que a ocorrência desses regimes de desgaste depende
fortemente das variáveis do sistema tribológico, como carga normal, velocidade,
ambiente e propriedades dos materiais. Uma ligeira flutuação em um destes fatores
pode provocar uma transição no regime de desgaste. Além disso, a interação entre
os diferentes processos de desgaste pode ser o aspecto fundamental na
compreensão dos mecanismos e nas transições nos regimes de desgaste.
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1 Objetivos
O objetivo geral deste trabalho foi estudar o regime de desgaste do aço inoxidável
austenítico AISI 316L sem tratamento e processado a plasma pelos tratamentos de
nitretação, cementação e sequencial (cementação mais nitretação) através da
análise micrográfica da seção transversal da trilha de desgaste, observando os
constituintes da superfície e substrato e a deformação na região sob a trilha.
Objetiva-‐se definir o regime para os diferentes períodos do ensaio de deslizamento
pino sobre disco dos quatro sistemas e compará-‐los para o melhor entendimento
das diferenças de resistência ao desgaste dos sistemas estudos.
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2 Revisão Bibliográfica
2.1 Aço Inoxidável Austenítico AISI 316L
Os aços inoxidáveis austeníticos constituem a família mais importante dos aços
inoxidáveis, em termos de número de tipos e aplicações. Esses são largamente
utilizados nas indústrias química, petroquímica, nuclear, alimentícia, de bebidas,
laticínios, de papel e de celulose.
Os aços inoxidáveis austeníticos contem um teor de cromo de 16 a 25% e um teor
mínimo de níquel de 8%. A família dos 316 possui de 2 a 3% de molibdênio, que
melhoram as propriedades contra algumas formas específicas de corrosão.
Os aços austeníticos apresentam estrutura cristalina cúbica de face centrada (CFC)
na temperatura ambiente e não são passíveis de tratamento térmico de
endurecimento. Como não são passíveis de tratamento térmico de endurecimento,
resta, para essa família, o mecanismo de endurecimento por deformação a frio,
encruamento, fato que limita formas, dimensões e nível de endurecimento
(TSCHIPTSCHIN, 2010). Esses aços, por outro lado, apresentam excelente resistência
a corrosão (propriedade determinante em seu desempenho), baixo limite de
escoamento, boa estampabilidade e alta soldabilidade.
Segundo PADILHA (1994), citado por DUARTE (2014), os aços inoxidáveis austeníticos
não apresentam, à temperatura ambiente e no estado recozido, valores de
resistência mecânica muito atrativa apresentando baixo limite de escoamento. Por
outro lado, tem boa ductilidade e tenacidade, o que possibilita variadas operações
de conformação mecânica a frio. Uma alternativa para melhorar as propriedades
mecânicas dos aços austeníticos é a adição de nitrogênio em teores da ordem de
0,4%. Com este procedimento pode-‐se elevar o limite de escoamento à temperatura
ambiente acima de 500 MPa e a ductilidade do material permanece alta.
Suas características de desgaste e dureza são relativamente baixas. Então em aços
inoxidáveis austeníticos, o grande interesse reside no aumento da resistência ao
desgaste. Em muitas aplicações, tais como biomédicas, aeronáuticas e em erosão
13
por cavitação, o desgaste leva muitas vezes a falha dos componentes. Quando os
aços inoxidáveis austeníticos estão em contato com outros materiais e/ou consigo
mesmo apresentam desgaste severo devido a fortes junções produzidas entre as
superfícies em contato e severa deformação plástica superficial (HSU, 1980;
WHITTLE, 1984).
Os tratamentos superficiais, como a nitretação, podem ser um opção viável para
esses aços. Entretanto o processo de nitretação não pode ser realizado em
temperaturas superiores a 550ºC, devido à intensa precipitação de nitretos
complexos de cromo na zona de difusão (VENKATESAN et al., 1997, LARISCH et al.,
1999, CZERWIEC et al., 2000, LIANG et al., 2000). A precipitação dos nitretos eleva a
dureza, mas diminui, sensivelmente, a resistência à corrosão desses aços. A
nitretação sob plasma permite introduzir nitrogênio no aço à baixa temperatura,
fato suficiente para formar uma fase metaestável de elevada dureza, sem diminuir a
resistência à corrosão.
A cinética da cementação a plasma em baixa temperatura em aços inoxidáveis
austeníticos foi estudado por SUN et al., (1999) e foi observado que sob as mesmas
condições de processamento (temperatura, tempo, composição do plasma) o aço
AISI 316 apresentou a maior profundidade de superfície modificada. Os perfis de
concentração mostraram que a difusão do C no aço AISI 316 era mais rápida que nos
demais aços inoxidáveis austeníticos. A obtenção de maiores profundidades de
endurecimento é vantajosa quando se busca maior capacidade de suporte de carga.
2.2 Processamento a Plasma
A nitretação e cementação a plasma são processos convencionalmente descritos
como regidos por difusão e, embora o limite de solubilidade do carbono na austenita
ser muito menor que o do nitrogênio devido ao fato do carbono possuir maior
tamanho atômico, o carbono se difunde com maior facilidade na austenita do que o
nitrogênio, o que resulta em camadas mais espessas para a cementação (BLAWERT
et. al., 2000; BLAWERT et. al., 2001). A difusão do carbono na austenita é mais fácil
14
porque a energia de interação do Cr-‐C é muito menor do que Cr-‐N; 0,107 e 0,193eV,
respectivamente (MÄNDL et.al, 2002).
A nitretação a plasma é um processo de endurecimento superficial relativamente
novo para aplicações industriais (JEONG, 2001). Na nitretação a plasma o processo é
acionado não somente pelo efeito da temperatura, mas também pela ação cinética
de íons acelerados contra o substrato. Este é realizado em um forno (reator)
composto de uma câmara onde o ar é retirado através de uma bomba de vácuo e
substituído por uma atmosfera nitretante à baixa pressão. Uma mistura de N2 e H2 é
ionizada por meio da aplicação de uma diferença de potencial elétrico (400-‐1000V)
entre eletrodos imersos no reator. O componente a ser nitretado fica ligado ao
catodo e a câmara do reator é usada como anodo.
Na nitretação a plasma, o controle sobre a metalurgia da camada nitretada é a
vantagem mais importante. Um sistema computadorizado permite a introdução
individual e precisa dos gases no processo (H2, N2, Ar, etc.) em frações volumétricas
diversas, de modo a compor uma atmosfera gasosa específica para cada tipo de aço
e aplicação. Os parâmetros temperatura, tempo e composição do substrato são
importantes na formação da superfície nitretada (BELL, 1998).
As superfícies dos aços inoxidáveis austenitícos podem ser tratadas com nitrogênio
até temperaturas em torno de 450°C para formar uma região supersaturada com
nitrogênio. Empregando uma baixa temperatura no processo pode eliminar a
precipitação de nitretos de cromo na camada tratada (SUN et al, 2006). Diferentes
trabalhos retratam, quando o processo de nitretação é feito entre 310 e 420 ºC, a
camada formada na superfície do aço, pela difusão de nitrogênio no ferro por
solução sólida, e denominam esta fase de austenita expandida (ɣN). Ela apresenta
alta dureza e boa resistência à corrosão. (SUN et al, 2006; ZHAO, et al. 2005).
Um fenômeno que tem sido apresentado em diversos trabalhos é o descrito como
modelo de trap (aprisionamento). Nele a distribuição do carbono dissolvido no aço
inoxidável austenítico é alterado pela nitretação em baixa temperatura. Assim, o
perfil do carbono é alterado apresentando um acumulo de carbono na frente da
15
camada nitretada. Assim, o nitrogênio é aprisionado na camada tratada pelo cromo
presente no aço. O carbono é empurrado a frente do nitrogênio recebido,
assumindo que a energia de aprisionamento do carbono é mais baixa que a do
nitrogênio (TSUJIKAWA et al., 2005).
O processo de cementação consiste na difusão de átomos de carbono na superfície
do aço, geralmente hipoeutetóides, com baixos teores de carbono em temperaturas
acima da temperatura crítica, onde o ferro se encontra na forma alotrópica austenita
(ɣ -‐ CFC) e apresenta alta solubilidade de carbono. A cementação por si só eleva
pouco a dureza superficial do material tratado, enriquecendo essa região com um
teor de carbono um pouco acima de um aço eutetóide (0,8%C a 1,0%C). O teor de
carbono decresce à medida que se penetra em profundidade no material e, é
particularmente importante que esse decréscimo seja gradual e suave, e não
abrupto e repentino, o que pode conferir à peça fragilização na interface plana entre
superfície cementada e material base.
O aço cementado apresenta uma maior capacidade de suportar carga do que o aço
nitretado e a menor dureza da camada cementada em relação a camada nitretada
pode ser explicada pela supersaturação. Embora o carbono ocupe as mesmas
posições intersticiais da rede que o nitrogênio, a supersaturação do carbono em
solução sólida é muito menor. Consequentemente a expansão da rede (austenita
expandida) é menor (BLAWERT, 2000; BLAWERT et al., 2001).
Nos processos simultâneo e sequencial ocorrem mecanismos de difusão do carbono
e do nitrogênio, e isto reflete não só na profundidade de tratamento mas também
no posicionamento das camadas modificadas. TSUJIKAWA (2005) e BLAWERT (2000),
verificaram que o carbono e o nitrogênio não se misturam para formar uma camada
de austenita expandida, mesmo quando se faz o processo simultâneo
(carbonitretação). Ocorre é a formação de duas camadas separadas, uma rica em
nitrogênio próxima à superfície seguida de uma camada rica em carbono
apresentando profundidades maiores. Este comportamento também é verificado no
processo sequencial independentemente da ordem carbono mais nitrogênio ou
nitrogênio mais carbono. De acordo com TSUJIKAWA et al.. (2005) afirmaram que
16
este comportamento pode ser descrito pelo modelo de aprisionamento, onde o
nitrogênio é aprisionado na camada tratada, provavelmente devido a ligação
química com o cromo. Estudos de difusão realizados por MILLION (1995), indicaram
que a presença do nitrogênio aumenta a atividade do carbono e então, sua difusão.
O processo de cementação mais nitretação de maneira sequencial apresenta
melhores propriedades de desgaste e corrosão que o carbonitretado (SAKLAGOGLU
et al., 2007). Este se mostra vantajoso quando comparado com nitretação mais
cementação, uma vez que esse não apresenta formação de carbonetos e/ou nitretos
de cromo sob condições experimentais equivalentes.
2.3 Engenharia de Superfície e Tribologia
O conceito de engenharia de superfície foi evoluindo com o tempo. Em 1991,
RICKERBY e MATTHEWS definiram Engenharia de Superfície como sendo o projeto
de sistemas compósitos (i.e. sistemas recobrimento mais substrato) que possuem
desempenho superior ao de seus componentes isoladamente. Em 1994, COTELL e
SPRAGUE (ASM Handbook vol.5) definiram Engenharia de Superfície como “o
tratamento da superfície e de regiões próximas a superfície, de modo a permitir que
esta desempenhe funções distintas das exigidas do material base”. Em 2001, DAVIS
definiu a Engenharia de Superfície como sendo uma atividade multidisciplinar que se
propõe a desenvolver modificações nas propriedades das superfícies de
componentes de engenharia, de forma a melhorar sua aplicabilidade e seu
desempenho. O conceito de Engenharia de Superfície foi evoluindo com tempo,
deixando cada vez mais claro que a superfície de componentes de engenharia é uma
região que merece a atenção de engenheiros e cientistas de materiais, uma vez é na
superfície que a maioria dos processos de falha se inicia.
O termo tribologia que vem do grego (tribo – esfregar) e (logos – estudo) foi
utilizado oficialmente pela primeira vez em 1966 em um relatório feito por JOST para
o comitê̂ do departamento inglês de educação e ciência (JOST, 1990). Neste
relatório, o termo foi definido como a ciência e tecnologia de superfícies que
interagem em movimento relativo e de práticas relativas. Tribologia é o campo da
17
ciência e tecnologia que trata das superfícies de contato em movimento relativo,
desta forma, lida com fenômenos relativos ao atrito e ao desgaste. A redução e o
controle do atrito e do desgaste em ambientes industriais são de extrema
importância por diversas razões, entre elas: o aumento da vida útil e melhoria de
desempenho de máquinas e equipamentos; a conservação de fontes de matérias-‐
primas escassas; a economia de energia e o aumento da segurança. Nas últimas
décadas, houve um grande interesse nas técnicas que modificam as propriedades de
superfícies, tais como: a implantação iônica, a imersão por plasma e os filmes finos;
objetivando protegê-‐las de ações externas destrutivas e conservando suas
propriedades de volume (HARTLEY, 1979). Por isto, atualmente, existe um grande
interesse no desenvolvimento de filmes finos e revestimentos com baixo coeficiente
de atrito e grande proteção ao desgaste (HOLMBERG et al., 2000).
2.4 Atrito no deslizamento
O atrito ou a fricção é definido como a resistência ao movimento relativo entre dois
corpos em contato (GAHR, 1987; BHUSHAN et al., 1991; RABINOWICZ, 1995). A força
de atrito é tangencial à interface de contato e com direção contrária à de
deslizamento (HUTCHINGS, 1992).
Segundo RIGNEY e HIRTH (1979), citados por DUARTE (2014), além das superfícies de
contato, também devem ser apontados como efeitos do atrito, as regiões
deformadas abaixo das superfícies, assim pode-‐se dizer, que o atrito não é
unicamente um fenômeno superficial, mas também é associado a um volume. No
atrito entre superfícies lisas com um alto grau de limpeza, há uma interação muito
forte entre as superfícies em contato e a força de atrito, tornando-‐se independente
da carga, mas inteiramente dependente da área aparente de contato (RABINOWICZ,
1995).
Considerando o deslizamento entre corpos em contato, o coeficiente de atrito
depende de diferentes fatores, tais como: interação Coulombiana entre as
superfícies, propriedades dos materiais em contato, natureza das superfícies,
18
condições de medição, velocidade de deslizamento, carga aplicada e ação de
lubrificantes.
Outro fator de grande importância é a presença de óxidos. Os metais apresentam
uma camada natural de óxido na superfície e em algumas situações esta camada
pode reduzir as forças de adesão na interface de contato entre os materiais. Se a
dureza da camada de óxido possuir um valor menor que a do metal, ele atuará como
um filme lubrificante, reduzindo o atrito e o desgaste (RABINOWICZ, 1995; LARSEN-‐
BASSE, 1992, DECKER et al., 1986).
O comportamento do atrito pode ser influenciado pelos estágios do deslizamento
das superfícies em contado. A Figura 2.1 apresenta a curva típica do coeficiente de
atrito versus tempo de deslizamento (ou distância de deslizamento) de metais a
seco. Nela são observados quatro estágios. No primeiro ocorre a remoção da
camada superficial e um aumento da adesão devido ao acréscimo na limpeza das
áreas interfaciais.
O segundo estágio está relacionado com a máxima adesão, deformação das
asperezas e um crescimento no número de partículas residuais que elevam a taxa de
desgaste das superfícies em deslizamento, produzindo o valor máximo para o
coeficiente de atrito (de aproximadamente 0,3 a 1 para a maioria dos pares de
metais em contato). Segundo Blau, esse valor máximo é associado à alta taxa de
desgaste atingida pelo desgaste das asperezas mais afiadas.
19
Figura 2.1: Curva típica do coeficiente de atrito x tempo ou coeficiente de atrito x distância em metais
(CZICHOS, 1992)
No terceiro estágio ocorre um decréscimo do coeficiente de atrito, talvez devido à
formação de uma camada superficial protetora triboquímica ou por um decréscimo
nos processos de sulcamento e deformação de asperezas.
O quarto, e último estágio, é caracterizado pelo estado estacionário interfacial das
condições tribológicas, conduzindo a valores quase constantes do coeficiente de
atrito, à medida que a superfície torna-‐se polida.
2.4.1 Running-‐in
O período running-‐in é o estágio onde ocorre o início da interação entre duas
superfícies. Nesse estágio ocorre uma variação significativa da área de contato,
como consequência da acomodação entre as superfícies. Um comportamento
instável do valor da força de atrito é provocado pela variação da área de contato.
Segundo BLAU (2001), o running-‐in pode ser caracterizado pela forma da curva de
coeficiente ou força de atrito, a duração em tempo ou velocidade com que se atinge
o regime permanente, e pela sua variação, a qual representa o nível de interação das
superfícies e a estabilidade dos eventos microscópicos. Na curva típica de atrito por
tempo de deslizamento para metais a seco se observa como antes de se atingir o
20
valor do coeficiente de atrito do regime permanente, o sistema alcança um valor
máximo de coeficiente.
2.4.2 Regime Permanente
O regime permanente corresponde ao período em que, a força ou o coeficiente de
atrito é aproximadamente constante. Este fato pode ser associado à operação de um
mecanismo ou mecanismos de atrito determinados, que produz um mecanismo de
desgaste correspondente.
Em relação aos metais, pode-‐se mencionar que dois regimes de atrito estão
relacionados diretamente com um contato metálico, ou com a formação de filmes
que separam as interfaces metálicas. Dentro do regime com contato metálico se
observam os mecanismos de adesão e deformação plástica. Lembrando que,
também devem estar presentes outros mecanismos relacionados com o papel das
partículas de desgaste e a deformação induzida abaixo das superfícies. Os fatores
operacionais apresentam grande influência sobre o comportamento no atrito de um
par sob deslizamento. Entre os fatores pode-‐se citar a limpeza das superfícies, a
velocidade de deslizamento, a pressão de contato e as condições ambientais, como a
temperatura ambiente, a pressão atmosférica e a umidade relativa (BLAU, 1995).
Segundo BLAU (1995), quando a pressão de contato é baixa, os óxidos formados nas
superfícies controlam o atrito, levando-‐o a valores de coeficiente de atrito entre 0,12
e 0,3. Depois em maiores pressões, o filme protetor é removido e as superfícies são
deformadas causando uma maior interação entre as asperezas.
2.5 Desgaste
Desgaste, de uma maneira geral, pode ser definido como uma perda progressiva ou
deslocamento de material de uma superfície devido ao movimento relativo desta
com uma outra superfície (BAYER, 1985). O modo e a quantidade de material
retirado dependem da situação em que as superfícies estão submetidas, sendo elas:
carga aplicada, dureza dos materiais ou partículas, velocidade relativa dos corpos,
distancia percorrida, dentre outras (DUARTE, 2014). Na maioria das aplicações, o
21
desgaste pode provocar alterações nas geometrias/dimensões de componentes
(HOLMBERG, 2001). Estes fatores podem causar vibrações e/ou movimentos
irregulares que comprometem o desempenho dos equipamentos (GAHR, 1987).
Apesar de que vários mecanismos podem atuar simultaneamente, usualmente um
deles opera de forma dominante e estabelece um nível de desgaste correspondente.
Portanto, para o desgaste por deslizamento podem coexistir vários mecanismos de
desgaste tais como a adesão, o sulcamento, o corte, a fadiga, entre outros, mas um
deles atuando predominantemente (VIAFARA, 2010).
Segundo DIN 50320 (1979), pode-‐se destacar quatro mecanismos principais de
desgaste. Estes são a adesão, a abrasão, a fadiga superficial e o mecanismo tribo-‐
químico (oxidação/corrosão).
2.5.1 Desgaste Adesivo
A adesão é um fenômeno que resulta de forças atrativas existentes entre os átomos
das superfícies entre dois materiais em contato (GAHR, 1987; BHUSHAN et al., 1991,
RABINOWICZ, 1995).
O desgaste adesivo ocorre quando a ligação adesiva entre as superfícies é
suficientemente forte para resistir ao deslizamento. Como resultado dessa adesão,
uma deformação plástica é causada na região de contato, gerando uma trinca que
pode se propagar levando à geração de um terceiro corpo e a uma transferência
completa de material. Esse desgaste ocorre em função do formato e da dureza dos
dois materiais em contato. O cisalhamento das junções pode acontecer dentro de
um ou outro material em contato e em ambos, caso as ligações na interface forem
muito resistentes (GAHR, 1987). Os fragmentos dos materiais são transferidos para
as superfícies até serem transformados em resíduos de desgaste. Este processo de
transferência de material difere o desgaste adesivo dos outros processos de
desgaste (RABINOWICZ, 1965). A Figura 2.2 ilustra este processo.
22
Figura 2.2: Processo de transferência de material devido a adesão (STACHOWIAK, 2000)
2.5.2 Desgaste Abrasivo
A ASTM G40-‐01 (ASTM, 2001) define o desgaste abrasivo como "a perda de massa
resultante da interação entre partículas ou asperezas duras que são forçadas contra
uma superfície, ao longo da qual se movem".
No desgaste abrasivo ocorre a remoção do material da superfície. Esse desgaste
acontece em função do formato e da dureza dos dois materiais em contato. Nele o
material duro e rugoso desliza em contato com outro material de dureza
relativamente mais baixa (BHUSHAN, 1991; RABINOWICZ, 1995; DECKER, 1986;
TYLCZAK, 1992). Neste mecanismo, as asperezas do material duro penetram e
causam uma deformação plástica na superfície do material de menor dureza.
O contato entre abrasivo e corpo é classificado tradicionalmente em dois tipos:
abrasão a dois corpos e a três corpos (MISRA; FINNIE, 1980). Na abrasão a dois
corpos as partículas ou as asperezas estão rigidamente fixas no segundo corpo,
fazendo com que penetrem e causem riscos no primeiro corpo. Por sua vez, a
abrasão a três corpos é o sistema no qual os abrasivos estão livres para rolarem.
2.5.3 Desgaste por fadiga
A fadiga superficial requer múltiplas interações, onde a superfície experimenta
tensões cíclicas repetidas, favorecendo o aparecimento de trincas. Quando o
desgaste é ocasionado pelo alto número de repetições do movimento ele é chamado
de desgaste por fadiga. A união das trincas resulta na formação de partículas de
desgaste (STACHOWIAK, 2000).
23
A Figura 2.3 ilustra esquematicamente o processo de formação e propagação de
trincas no desgaste por fadiga. Inicialmente a trica é formada e, na sequência, esta
trinca propaga-‐se para a sub-‐superfície. Neste momento uma segunda trinca pode
surgir a partir de uma pré-‐existente ou coalescer com a trinca formada na sub-‐
superfície. No último estágio a trinca alcança a superfície novamente, ocorrendo
assim o destacamento de uma partícula de desgaste.
Figura 2.3: Processo de formação e propagação de trincas (DUARTE, 2014 adaptado de STACHOWIAK,
2000)
2.5.4 Desgaste Triboquímico
O desgaste triboquímico ocorre em meios corrosivos, líquidos ou gasosos e também
é chamado de corrosivo e oxidativo. Neste tipo de desgaste são formados produtos
de reação devido às interações químicas e eletroquímicas. Essas reações são
conhecidas como reações triboquímicas e produzem uma intercamada na superfície
que depois é removida. O desgaste corrosivo é um termo geral relativo a qualquer
forma de desgaste químico ou processo corrosivo, enquanto que o desgaste
oxidativo refere-‐se ao desgaste causado pelo oxigênio atmosférico (STACHOWIAK,
2000). Este tipo de desgaste ocorre devido a um efeito tribológico, ou seja, o calor
gerado pelo deslizamento favorece a reação química com o(s) elemento(s)
disponível(eis) na atmosfera/meio.
24
2.6 Regime de Desgaste
Durante o desgaste por deslizamento a seco de aços, dois mecanismos atuam
fortemente: o desgaste oxidativo e o desgaste adesivo (ARCHARD, 1956; BURWELL,
1952). As taxas de desgaste dos dois mecanismos diferem substancialmente, e o
regime de desgaste nos quais eles atuam predominantemente são designados por
desgaste moderado (mild) e desgaste severo(severe) (ARCHARD, 1957). Também se
fez uma distinção dos mecanismos em relação ao perfil de rugosidade, à aparência
das superfícies e à natureza e tamanho das partículas de desgaste (VIAFARA, 2010).
No mecanismo de adesão há uma forte interação entre as asperezas das superfícies
e a deformação plástica que resulta na formação e rompimento de junções de
adesão. Este processo leva a uma transferência de material entre as superfícies, o
que subsequentemente causa a perda de massa dos materiais com uma alta taxa de
desgaste. A operação deste mecanismo de desgaste produz superfícies mais rugosas
em relação à rugosidade inicial. As partículas de desgaste são basicamente de
natureza metálica, igual à aparência das superfícies (VIAFARA, 2010).
Segundo VIAFARA (2010), o mecanismo oxidativo consiste na formação de óxidos
nas superfícies deslizantes como consequência da elevação das temperaturas nos
pontos de contato pela dissipação de calor por atrito. Essa presença dos óxidos inibe
o contato metálico entre as superfícies, pelo qual a formação de junções de adesão é
reduzida. Em outras palavras, os óxidos exercem um papel de lubrificação das
superfícies, promovendo uma redução significativa das perdas de massa das
superfícies. A operação dominante deste mecanismo resulta num regime moderado
de desgaste, no qual a taxa de desgaste é pequena em comparação com o regime
severo. Em relação às superfícies de desgaste, estas apresentam valores menores de
rugosidade e uma aparência oxidada. As partículas de desgaste são pequenas e
oxidadas em comparação com as produzidas no regime severo.
Alguns estudos recentes indicam que algumas vezes as condições de desgaste não
podem ser consideradas moderadas ou severas. WANG (2008, 2013) caracteriza a
transição do desgaste moderado para severo. O desgaste oxidativo moderado é
25
sustentado somente quando o substrato abaixo do óxido tem resistência mecânica
suficiente para prevenir deformação plástica. A região de transição é dada quando a
perda por desgaste aumenta rapidamente, há um deformação plástica significante
no substrato abaixo do óxido e o aparecimento de uma multicamada dos óxidos
tribológicos.
2.7 Microscopia Eletrônica de Varredura (MEV)
O Microscópio Eletrônico de Varredura (MEV) se tornou um dos instrumentos
imprescindíveis nas mais diversas áreas, como: eletrônica, geologia, ciência e
engenharia dos materiais, etc. (SMITH, 1982). Em particular, o desenvolvimento de
novos materiais tem exigido um número de informações bastante detalhadas das
características microestruturais que somente é possível de ser observado no MEV.
A técnica de microscopia eletrônica de varredura (MEV) permite a obtenção de
informações topográficas, estruturais e químicas. O seu principio é irradiar, na área a
ser analisada, um fino feixe de elétrons na superfície da amostra, sob alto vácuo.
Como resultado da interação do feixe de elétrons com a superfície da amostra, uma
serie de radiações são emitidas, tais como: elétrons secundários, elétrons
retroespalhados, raios-‐X característicos, elétrons Auger, fótons, etc. Estas radiações
quando captadas irão fornecer informações características sobre a amostra
(microestrutura, topografia da superfície, composição química, cristalografia, etc.).
Os sinais de maior interesse para a formação de imagens são: elétrons secundários e
os retroespalhados. À medida que o feixe de elétrons primários vai varrendo a
amostra estes sinais vão sofrendo modificações de acordo com as variações da
superfície. Os elétrons secundários fornecem imagens de topografia da superfície da
amostra e são os responsáveis pela obtenção das imagens de alta resolução; já os
retroespalhados fornecem imagens características de variação da composição
química. O acoplamento de detectores de raios-‐X aos microscópios eletrônicos de
varredura possibilita a microanálise a partir dos espectros de energia dispersiva
26
(EDS) ou pela varredura dos comprimentos de onda (WDS) dos elementos químicos
presentes nas amostras em estudo (DEDAVID et al., 2007, citado por DUARTE, 2014).
A espectroscopia de energia dispersa (EDS) faz uso do espectro de raios X emitidos
por uma amostra sólida bombardeada com um feixe de elétrons para obter uma
análise química. Assim, ele analisa todos os elementos ao mesmo tempo, com o
auxílio de um computador . A técnica considera o princípio de que a energia de um
fóton (E) está relacionada com a frequência eletromagnética (ν) pela relação E=h ν,
onde “h” é a constante de Planck. Fótons com energias correspondentes a todo
espectro de raios-‐X atingem o detector de raios-‐X quase que simultaneamente o que
permite analisar os comprimentos de onda de modo simultâneo (GOLDSTEIN, et al.,
2003).
A observação transversal da trilha de desgaste por Microscopia Eletrônica de
Varredura permite a caracterização microestrutural da trilha, da camada superficial e
do estado de deformação do substrato.
27
3 Metodologia
3.1 Sistema de Estudo
Neste trabalho foram utilizadas amostras de aço inoxidável austenítico AISI 316L,
sem tratamento e tratadas a plasma, pós ensaio de desgaste pino sobre disco para
diferentes distâncias de deslizamento.
O aço inoxidável austenítico AISI 316L é amplamente utilizado em muitos campos
industriais devido a excelente resistência a corrosão. Segundo BORGIOLI et al.(2005),
citado por DUARTE (2014), o aço AISI 316L apresenta baixa dureza e pobres
propriedades tribológicas podendo assim, encurtar a vida de componentes quando
estes estão sujeitos ao uso.
A preparação da amostra partiu de uma barra redonda do aço inoxidável austenítico
AISI 316L. Esta foi cortada, por usinagem em torno mecânico, em pastilhas de 38mm
de diâmetro e 10mm de espessura, de acordo com a Figura 3.1. As faces da amostra
são planas e paralelas.
Figura 3.1: Dimensões das pastilhas utilizadas na caracterização e ensaios de desgaste (DUARTE,
2014)
A segunda etapa da preparação foi o tratamento de difusão a plasma. Foram
preparados, além do aço sem tratamento, mais três sistemas: aço AISI 316L
cementado a plasma; aço AISI 316L nitretado a plasma; aço AISI 316L sequencial
(cementado + nitretado) a plasma. A nitretação a plasma foi realizada utilizando-‐se
configuração DC triodo e realizado na empresa TECVAC Ltd, Inglaterra, utilizando as
condições comerciais de processo. A composição utilizada na cementação em todas
as corridas feitas no aço inox 316L foi 95% Ar + 5% C2H4 e 60% Ar + 40% N2 no caso
28
da nitretação (DUARTE, 2014). As temperaturas e tempos de nitretação e
cementação do aço austenítico AISI 316L foi baseado na bibliográfia e estão
apresentado na Tabela 3.1.
Tabela 3.1: Condições do processo de nitretação e cementação e distribuição de amostras conforme
sistemas (DUARTE, 2014)
Sistema Processamento Temperatura (ºC) Tempo (h)
Aço AISI 316L -‐ -‐ -‐
Cementado Cementação 475 3
Nitretado Nitretação 450 5
Sequencial Cementação 475 3
Nitretação 450 5
Os sistemas, uma vez preparados, foram submetidos a ensaios de desgaste pino
sobre disco. Os ensaios de desgaste por escorregamento foram realizados no
equipamento Tribômetro Pino sobre Disco Microphotonics modelo ST/60/NI, do
Laboratório de Desgaste -‐ Tribologia do Departamento de Engenharia Metalúrgica e
de Materiais da EE-‐UFMG. Para a aquisição de dados foi utilizado o programa
NANOVEA. Os ensaios utilizaram os seguintes parâmetros:
• Esferas de WC/Co com diâmetro de 6mm;
• Força normal de 15N;
• Velocidade tangencial de 0,2m/s, rotação de 382rpm;
• Distância percorrida de 1200m;
• Raio da trilha de 3 mm;
• Temperatura ambiente entre 18 e 20°C.
Além da distância de deslizamento de 1200m, foram realizados curvas parciais
dependendo da análise de cada sistema.
29
3.2 Preparação Amostras
Os corpos de prova foram preparados partindo das pastilhas utilizadas no ensaio de
desgaste pino sobre disco que tiveram maior reprodutibilidade durante o ensaio. O
foco do estudo era a análise da seção transversal da região dentro da trilha de
desgaste. O seccionamento foi realizado em um equipamento de corte de precisão, a
IsoMet 1000 (DEMET/UFMG), que utiliza como serra um disco diamantado, e
seguindo o esquema da Figura 3.2. O corte abrasivo oferece a melhor solução para o
seccionamento, pois elimina por completo o trabalho mecânico a frio, resultando em
superfícies planas com baixa rugosidade, de modo rápido e seguro.
Figura 3.2: Esquema de corte para observação da seção transversal da trilha de desgaste
O quarto de amostra foi então embutido a frio para facilitar o manuseio, evitar a
danificação da lixa ou do pano de polimento e evitar abaulamento da superfície. O
embutimento consiste em circundar a amostra com um material adequado,
formando um corpo único. A resina utilizada no embutimento foi a EpoFix da
Struers.
A preparação da superfície das amostras foi realizada de acordo com os
procedimentos usuais de preparação metalográfica, isto é, lixamento e polimento.
Na etapa de lixamento, realizada manualmente, foram utilizadas lixas de carbeto de
silício nas seguintes granulometrias: 100, 220, 320, 400, 600 e 1200 mesh. O
polimento manual foi realizado com pastas de diamante de granulometrias 9μm,
3μm e 1μm. Posteriormente, todas as amostras foram limpas com álcool etílico PA.
30
O acabamento superficial alcançado apresentou aspecto de espelhado indicando
baixa rugosidade superficial.
O ataque da estrutura austenítica para análise da estrutura dos grãos é difícil com a
maioria dos reagentes padrão. Vander Voort (2004) utiliza waterless Kalling’s para o
ataque de 316L obtendo em parte os contornos de grão e das maclas. As amostras
então foram atacadas utilizando Kalling’s Nº2 (waterless Kalling’s). A composição da
solução é:
• 5g de CuCl2
• 100ml de Etanol
• 100ml de HCl
3.3 Microscopia Eletrônica de Varredura (MEV)
As imagens de microscopia eletrônica de varredura dos sistemas foram obtidas com
o objetivo de identificar os constituintes, a microestrura e a deformação na região
abaixo da trilha de desgaste. Para essa atividade foi utilizado o Microscópio
Eletrônico de Varredura (MEV) da FEI modelo INSPECT S50 e o Espectrômetro de
Energia Dispersiva de Raios-‐X (EDS – Energy Dispersive Spectrometer) EDAX Genesis.
Para a realização do ensaio as amostras foram previamente limpas em um aparelho
de ultrassom e recobertas com um filme fino de ouro. Os ensaios foram realizados
no laboratório de Microscopia Eletrônica de Varredura do departamento de
Engenharia Metalúrgica de Materiais da EE-‐UFMG.
31
4 Transições no regime de desgaste por deslizamento
DUARTE (2014) investigou a influência de diferentes tratamentos a plasma sobre a
resistência ao desgaste do aço inoxidável AISI 316L. Neste estudo foram utilizadas
amostras que passaram por tratamentos de nitretação (450ºC por 5 horas),
cementação (475ºC por 3 horas) e um sistema sequencial, composto de nitretação
(450ºC por 5 horas) seguido de cementação (475ºC por 3 horas). Observou-‐se nítidas
transições durante os testes de desgaste, que foram relacionadas com as camadas
superficiais modificadas a plasma. Foi verificado reduções no volume de desgaste
dos sistemas em relação ao aço sem tratamento, onde o sistema sequencial obteve a
melhor resistência ao desgaste. O estudo apresentou que o comportamento de
desgaste está fortemente relacionado com a estrutura das superfícies modificadas.
A seguir serão apresentados os sistemas e os resultados observados por DUARTE
(2014) no estudo de desgaste pino sobre disco para os diferentes sistemas do aço
inoxidável AISI 316L. Estes resultados foram utilizados para as observações
complementares do estudo da transição de desgaste através da seção transversal a
trilha de desgaste.
4.1 Caracterização
A composição química do aço inoxidável austenítico utilizado para os tratamentos a
plasma é apresentado na Tabela 4.1.
Tabela 4.1: Composição química do aço inoxidável AISI 316L
Elemento C N Cr Ni Mo P S Si Mn Fe
% peso 0,02 0,08 16,19 10,00 1,89 0,03 0,02 0,048 0,15 69,0
% atômica 0,09 0,35 18,03 9,45 1,09 0,05 0,03 0,95 1,49 68,8
A análise da secção transversal permite a observação da microestrutura dos sistemas
estudados e, no caso dos sistemas tratados, observar a espessura das camadas
tratadas. A Figura 4.1 apresenta as imagens realizadas por Microscopia Eletrônica de
32
Varredura da secção transversal do aço inoxidável autenítico sem tratamento e dos
demais sistemas estudados (nitretado, cementado e sequencial).
a) Aço inoxidável AISI 316L (SEI – 1000x)
(DUARTE, 2014)
c) Aço Inoxidável AISI 316L nitretado (SEI–
5000x)
b) Aço Inoxidável AISI 316L cementado (SEI –
5000x)
d) Aço Inoxidável AISI 316L sequencial (SEI –
5000x)
Figura 4.1: Microscopias transversal das amostras de aço AISI 316L sem tratamento e tratadas a
plasma
A imagem a apresenta o aço inoxidável AISI 316L sem tratamento e sua estrutura
austenítica, enquanto as imagens b, c e d apresenta os sistemas tratados a plasma.
As espessuras médias das camadas nos sistemas tratados são apresentadas da
Tabela 4.2.
33
Tabela 4.2: Espessura média das camadas de tratamento dos sistemas no MEV (DUARTE, 2014)
Sistema Média (μm) Desvio Padrão (μm)
Nitretado 2,44 0,20
Cementado 11,51 0,28
Sequencial (N+C) 1,95 + 9,41 0,04 + 0,21
O sistema cementado é apresentado na imagem b da Figura 4.1 em corte
transversal. A espessura média da camada cementada é de 11,51 ± 0,28μm. DUARTE
(2014) em sua análise do sistema cementado comenta:
A camada observada por MEV é homogênea e a sua formação esta
relacionada à fase formada com excesso de carbono na austenita
expandida γc. Assim, como o tratamento de nitretação, o tratamento de
cementação a plasma também tem sido relatado por diferentes trabalhos
(SUN, et al.1999; TSUJIKAWA, et al., 2002; TSUJIKAWA, et al., 2007).
Segundo os autores, os aços inoxidáveis austeníticos devem ser
cementados a plasma em temperatura inferior a 500oC para formar uma
camada endurecida e livre da precipitação de carbonetos de cromo. Essa
camada é formada por átomos de carbono que são incorporados nos
reticulados da austenita que forma a fase chamada de austenita
expandida γc e os valores de carbono dissolvidos na austenita pode
chegar até 4,8% (MOLLEJA, 2010).
A imagem c mostra a microestrutura típica do sistema nitretado a plasma. A camada
nitretada tem espessura média de 2,44 ± 0,20μm, menor que para o sistema
cementado. Essa camada, que possui elevados teores de nitrogênio, é denominada
austenita expandida γN. Segundo DUARTE (2014):
O resultado obtido da espessura desta camada pelo tratamento de
nitretação está de acordo com a literatura. Diferentes trabalhos (SUN, et
al. 1999; CZERWIEC, et al. 2000; TSUJIKAWA, et al. 2004) confirmam que
em processos de nitretação a plasma, realizados no aço 316L em baixas
temperaturas variando entre 400°C e 450°C. Forma-‐se na superfície do
aço, uma camada com solução solida saturada por nitrogênio no ferro,
com valores de até 18% (SUN, 2005; MÄNDL, 2002; MOSKALIOVIENE,
34
2011), com estrutura CFC denominada de austenita expandida (γN).
BLAWERT et al. (2001) realizaram o processo Plasma Imersion Ion
Implantation – PI no aço AISI 304 e verificaram uma supersaturação de
nitrogênio próximo de 7,0%wt (25%at).
O sistema sequencial (imagem d) produz uma estrutura em camadas, sendo a
camada mais superficial a camada nitretada, seguida pela camada cementada. A
média de espessura pra fase γN foi de 1,95± 0,04μm enquanto da camada cementada
(γC) apresentou valores médios de 9,41±0,21μm.
A técnica de GDOES (ou GDS – Glow Dischange spectrometry) permite avaliar a
variação da concentração química dos principais elementos ao longo da profundida
do material e foi utilizada para determinar a profundidade das camadas modificadas
a plasma, e realizar uma comparação com o método de microscopia eletrônica de
varredura. Na Figura 4.2 são apresentadas as curvas obtidas por GDOES para os
sistemas tratados.
a) Perfil da concentração de carbono e nitrogênio por GDOES do sistema nitretado
35
b) Perfil da concentração de carbono e nitrogênio por GDOES do sistema cementado
c) Perfil da concentração de carbono e nitrogênio por GDOES do sistema sequencial
Figura 4.2: Perfis de concentração de carbono e nitrogênio por GDOES dos sistemas tratados
(DUARTE, 2014)
O sistema nitretado é apresentado na imagem a. A região de alta concentração de
nitrogênio alcança valores de até 17% em peso. Além disso é possível observar
concentrações de nitrogênio até aproximadamente 10μm. Em uma rápida
comparação com a camada nitretada entre GDEOS e MEV, DUARTE (2014) discursa
que a camada de 2,7μm revelada por MEV tem relação com a região de maior
36
concentração dos elementos químicos. A alta concentração do nitrogênio obtida
pelo processamento a plasma resulta em um alto ganho de dureza do sistema.
Na Figura 4.2 b, que apresenta o sistema carbonetado a plasma, pode-‐se observar
uma maior difusão do carbono em comparação com o sistema nitretado. Próximo a
superfície o sistema atinge um máximo de 0,8% em peso de carbono e a difusão se
estende até uma profundidade de 30μm. A concentração de 0,5% em peso é
observada até aproximadamente 15μm. Essa concentração pode ser relacionada a
camada rica em carbono revelada por MEV, que tem profundidade média de
11,31μm (Figura 4.1).
Segundo SUN (2004), citado por DUARTE (2014), “a distribuição do carbono
apresentado no tratamento de cementação a plasma, é favorável e essencial para
formar uma interface do tipo difuso, alcançando um elevado grau de rigidez e uma
maior capacidade para suportar cargas”.
O sistema sequencial (Figura 4.2 c) apresenta o nitrogênio difundido até
aproximadamente 10μm e o carbono até 35μm. O pico de concentração do
nitrogênio é de 19% em peso e este se encontra em altas concentrações até quase
5μm. O carbono, diferentemente do primeiro, apresenta maior concentração entre
10 e 20μm, tendo um pico de 1,3% em peso por volta de 12μm.
Segundo DUARTE (2014):
Como o sistema é sequencial o resultado de GDOES mostra que a curva
do nitrogênio está em profundidades menores do que a curva do
carbono, isso se deve a difusão dos átomos de nitrogênio que é menor do
que a difusão dos átomos de carbono. Este fato é relatado em outros
trabalhos e de acordo com TSUJIKAWA (2005), o carbono é difundido
além da camada nitretada, ou seja, o carbono é acumulado à frente da
camada nitretada. A alta concentração de carbono na superfície diminuiu
acentuadamente na camada nitretada. Esta concentração de carbono
pode ser descrito pelo modelo Trap (aprisionamento), onde o nitrogênio
é aprisionado na camada superficial, provavelmente devido à ligação
química com o cromo. Onde, a energia de ligação do carbono com o
37
cromo é menor do que a do nitrogênio com o cromo; 0,107 e 0,193 eV,
respectivamente. Assim, o carbono difundirá mais para espaços interiores
do aço.
Os ensaios de ultra-‐microdureza foram feitos como forma de rastrear a
profundidade de modificação superficial e analisar a dureza dos sistemas. Para todos
os sistemas foi utilizada uma força de 100mN. Na Figura 4.3 são apresentados os
gráficos de dureza, das medidas efetuadas no aço AISI 316L sem tratamento e dos
sistemas nitretado, cementado e sequencial em função da profundidade.
a) Aço inoxidável AISI 316L b) Sistema nitretado
c) Sistema cementado b) Sistema sequencial
Figura 4.3: Medidas de ultra-‐microdureza transversal do aço sem tratamento e para os sistemas
processados a plasma (DUARTE, 2014)
O aço inoxidável sem tratamento apresentou um valor médio de dureza de
2,7±0,298 GPa.
38
O sistema nitretado (Figura 4.3 b) apresentou uma dureza na superfície de
aproximadamente 4,8GPa, que corresponde a um aumento de dureza de 77,8%
comparado a dureza do substrato (2,7GPa). A dureza diminui alcançando valores de
dureza do aço não tratado, em torno de 40μm. SUN et al. (2005, 2006) relatam em
diferentes trabalhos que no sistema unicamente nitretado, a dureza é constante ao
longo da fina camada nitretada e ela sofre uma queda abrupta na interface com o
substrato. Como a camada nitretada é de espessura muito fina, em testes de ultra-‐
microdureza com cargas de 100mN, é difícil obter os valores de dureza
correspondente a camada nitretada.
As medidas do perfil de dureza do sistema cementado revelaram que a dureza tem
valores mais baixos na superfície (3,5GPa), comparando-‐se ao do sistema nitretado,
e a diminuição da dureza ocorre gradualmente a partir da superfície e reduz ao
longo da profundidade de tratamento até chegar no aço AISI 316L não tratado, onde
a dureza é de 2,7GPa. Estima-‐se que a profundidade de modificação superficial foi de
cerca de 50μm.
A profundidade de modificação superficial do sistema sequencial foi
aproximadamente 80μm, com dureza da camada nitretada superficial de 5,5GPa
aproximadamente, correspondendo a 103,7% de aumento na dureza, comparado à
amostra de referência sem tratamento (2,7GPa). Nota-‐se, que a dureza diminui
gradualmente a partir da superfície, até chegar à região de difusão. Conforme
relatos de vários autores (SUN 2005, SUN et al. 2006), o perfil de dureza produzido
pelo processo híbrido, combina as características tanto da camada nitretada quanto
da camada cementada, onde é alcançada uma dureza muito elevada na camada
enriquecida por nitrogênio e a dureza diminui gradualmente para a camada
enriquecida por carbono, sendo que esta diminuição ocorre em direção a região de
difusão.
39
4.2 Desgaste por deslizamento
Os ensaios de desgaste pino sobre disco foram realizados com uma força normal de
15N, velocidade tangencial de 0,2m/s e um contracorpo WC/Co, sendo garantida a
reprodutividade de curvas de desgaste. Dos ensaios são obtidas curvas de distância
percorrida versus coeficiente de atrito. As curvas obtidas para uma distância
percorrida total de 1200m são apresentadas na Figura 4.4.
a) Aço inoxidável autenítico AISI 316L
40
b) Sistema nitretado
c) Sistema cementado
41
d) Sistema sequencial
Figura 4.4: Coeficiente de atrito do aço inoxidável austenítico AISI 316L sem tratamento e sistemas
processados a plasma (DUARTE, 2014)
As curvas em duplicata do comportamento do aço inoxidável austenítico AISI 316L
durante o ensaio de desgaste por deslizamento são apresentadas na Figura 4.4 a.
Pode-‐se observar o período denominado de running-‐in. Segundo DUARTE (2014)
este período foi de aproximadamente 0,61min. Ele é seguido de um período
denominado regime permanente, onde uma força de atrito constante está presente.
O coeficiente de atrito gira em torno de 0,7 e um alto ruído é observado durante
todo o ensaio, tendo como possível causa a interação entre as asperezas das
superfícies durante o desgaste.
Na Figura 4.4 b é apresentada a curva de desgaste do sistema nitretado. Observa-‐se
que, diferentemente do aço sem tratamento, o sistema nitretado apresenta
transições no coeficiente de atrito. Inicialmente temos um período de running-‐in de
0,33min ou uma distância de escorregamento associada de 2,38m. Após este
período a curva atinge um pico e em seguida tem-‐se uma ligeira queda no
42
coeficiente. Esta queda culmina num período que se assemelha ao regime
permanente do aço sem tratamento. Para uma melhor análise das transições
presentes na curva de deslizamento, testes com distâncias parciais foram realizados
a partir da análise da curva do teste para 1200m. As curvas parciais para as
distâncias percorridas de 25 e 50m são apresentadas na Figura 4.5.
a) Curva de desgaste parcial de coeficiente de
atrito versus tempo de deslizamento para o
aço nitretado com distância percorrida de
25m
b) Expansão da curva de coeficiente de atrito
versus tempo de deslizamento para o sistema
nitretado com distância de desgaste de 50m
Figura 4.5: Curvas de coeficiente de atrito para distâncias parciais de deslizamento do sistema
nitretado (DUARTE,2014)
Na Figura 4.5 a pode-‐se observar que após o período de running-‐in uma mudança na
inclinação da curva, que passa a ser quase constante. Com a observação da Figura
4.5 b tem-‐se que o coeficiente de atrito cresce de 0,5 até próximo de 0,7 numa
distância de deslizamento de 35m. Ocorre então uma pequena queda no coeficiente.
DUARTE (2014) denomina esse período de desgaste de “regime de desgaste por
nitretação”, levantando a hipótese de uma correlação com a região rica em
nitrogênio.
O sistema cementado durante os testes de desgaste, apresentado na Figura 4.5 c,
também sofre transições no regime de desgaste. O período de running-‐in observado
foi de 1,34 min, ou uma distância de deslizamento de 9,61m. Após este período
inicial pode-‐se distinguir três momento diferentes: o primeiro até aproximadamente
43
100m, o segundo até 450m e o ultimo que vai até o final do teste. Este ultimo
período é bem próximo do comportamento do aço sem tratamento. Nota-‐se um
ruído de maior intensidade do que para o aço AISI 316L e o sistema nitretado
durante todo o ensaio de deslizamento. A Figura 4.6 apresenta as curvas de
deslizamento parcial para as distâncias de 50, 100 e 450m.
a) Curva expandida do teste de desgaste por deslizamento para 50 m
b) Curva expandida do teste de desgaste por
deslizamento para 150 m
c) Curva expandida do teste de desgaste por deslizamento para 500 m
Figura 4.6: Curvas expandidas do teste de desgaste por deslizamento do sistema cementado para as
distâncias de 50, 150 e 500m (DUARTE, 2014)
Na curva expandida para uma distância de 50m (Figura 4.6 a) fica evidente o inicio
de um regime permanente permanente após o fim do período de running-‐in. O
coeficiente de atrito fica entre 0,55 e 0,7. Como pode ser observado na Figura 4.6 b
este período se mantem até um distância de deslizamento de 90m, onde o
44
coeficiente cai para 0,5. DUARTE (2014) denomina-‐o de “regime de desgaste por
cementação” e relaciona a um mecanismo de desgaste intrínseco a região rica em
carbono. Após a queda no coeficiente de atrito, há um aumento gradual até a
distância de 450m, onde se estabiliza em torno de 0,7, mesmo valor do regime
permanente para o aço sem tratamento.
Na Figura 4.4 d tem-‐se a curva do coeficiente de atrito durante o teste de
deslizamento para o sistema sequencial (nitretação + cementação). Pode-‐se
distinguir após o running-‐in, com o tempo de 0,52 min, quatro períodos de desgaste
diferentes, até 50m, entre 50 e 250m, entre 250 e 500m e após 500m. A Figura 4.7
apresenta a curva exploratória do sistema sequencial com uma distância percorrida
de 3000m.
Figura 4.7: Curva de desgaste exploratória do sistema sequencial com distância de deslizamento de
3000m (DUARTE, 2014)
Na Figura 4.7 é observado uma mudança no comportamento de desgaste após
1700m, regime muito semelhante ao aço sem tratamento. Um ruído de maior
45
intensidade do que nos outros sistemas está presente, principalmente após 500m.
Pode-‐se dizer que os mecanismos de desgaste do sistema sequencial são mais
complexos que os demais sistemas e, se observarmos a Figura 4.2 c, essa
complexidade esta relacionada ao perfil de composição de carbono e nitrogênio ao
longo da profundidade do material. A cada ponto teremos uma liga de composição
diferente e, consequentemente, propriedades diferentes. Na Figura 4.8 são
apresentadas as curvas expandidas do sistema sequencial para as distâncias de 150 e
550m.
a) Curva expandida do coeficiente de atrito
para sistema sequencial para 150m
b) Expansão da curva de coeficiente de atrito
para o sistema sequencial para 550m
Figura 4.8: Expansão da curva de coeficiente de atrito versus tempo de deslizamento para o sistema
sequencial com distância de deslizamento de 150 e 550m
Observa-‐se que após o running-‐in temos um período de valores coeficiente de atrito
quase constantes (Figura 4.8 a), com coeficiente em torno de 0,55 até uma distancia
de 35m, que DUARTE (2014) definiu como o período de “desgaste por nitretação”.
Após uma queda para valores abaixo de 0,5, o coeficiente então cresce
gradativamente até o valor de 0,7 a uma distância de 180m e volta a cair até 0,6,
permanecendo constante entrem 250 e 500m. Depois deste patamar o teste entra
na região onde grandes oscilações no coeficiente estão presentes.
46
4.2.1 Profundidade das trilhas de desgaste
A análise de perfilometria 2D permitiu determinar a profundidade média das trilhas
de desgaste. Na Figura 4.9 é apresentado os resultados da perfilometria 2D para os
sistemas para a distância percorrida de 1200m.
a) Perfil 2D da trilha de desgaste do aço inoxidável AISI 316L
b) Perfil 2D da trilha de desgaste do sistema nitretado
c) Perfil 2D da trilha de desgaste do sistema cementado
47
d) Perfil 2D da trilha de desgaste do sistema sequencial
Figura 4.9: Perfilometria 2D da trilha de desgaste para distância de deslizamento de 1200m do aço
sem tratamento e processado a plasma (DUARTE, 2014)
O resultado da análise de perfilometria 2D (Figura 4.9) mostra que o sistema mais
efetivo contra os desgaste nas condições dos testes foi o sistema sequencial, com
profundidade para 1200m de deslizamento de 29,3μm. O aço sem tratamento e o
sistema nitretado possuem profundidades bem próximas, 418 e 405,5 μm
respectivamente, sendo o sistema nitretado o menos efetivo. O sistema cementado
apresenta certa melhoria com relação ao aço inoxidável AISI 316L, tendo um
redução de 22% na profundidade da trilha, 325,5 μm. Observa-‐se que os três
primeiros sistemas (Figura 4.9 a, b e c) possuem um perfil de desgaste semelhando.
Somente a sistema sequencial (Figura 4.9 d) destoa dos demais, tendo um perfil
menos suave e bem mais acentuado na região central da trilha.
A Tabela 4.3 apresenta os valores das profundidades médias dos quatro sistemas
para distância percorrida de 1200m, assim como dos ensaios parciais para os
sistemas nitretado, cementado e sequencial.
Comparando os resultado para a distância de deslizamento de 50m para o sistema
nitretado e sequencial (Tabela 4.3) é percebido que a presença do carbono no
sistema sequencial diminui a profundidade de desgaste para a camada superficiais
(9,6 μm contra 42,9 μm). Foi observado que sistema cementado apresenta melhor
desempenho até 450m de deslizamento, superando o sistema sequencial, o que
mostra que o processo de cementação melhora as características tribológicas do
48
material até um certa profundidade. Isso fica evidenciado ao comparar a
profundidade da trilha do sistema cementado e sequencial para a distância de 450 e
500m (9,8 e 19 μm) e para a distância final. Praticamente todo o desgaste do sistema
cementado se dá após 450m. Pela Tabela 4.2 verifica-‐se que para a distância de
450m o sistema ainda situa-‐se dentro da camada rica em carbono, que é de 11,51
μm. Pode-‐se dizer que o regime de desgaste associado a região rica em carbono
favorece a um desgaste moderado do material.
Tabela 4.3: Profundidades das trilhas de desgaste para os quatro sistemas na distância de 1200m e
para distâncias parciais (DUARTE, 2014)
Sistema Distância (m) WT (μm)
Aço AISI 316L 1200 418,0 ± 4,20
Nitretado 1200 405,5 ± 4,95
Cementado 1200 325,5 ± 3,54
Sequencial (N+C) 1200 29,3 ± 3,10
Nitretado 200 99,7 ± 0,42
Nitretado 50 42,9 ± 1,20
Nitretado 25 5,6 ± 0,02
Cementado 450 9,8 ± 0,88
Cementado 100 7,7 ± 0,63
Cementado 50 5 ± 0,91
Sequencial 500 19 ± 0,98
Sequencial 250 12,7 ± 0,91
Sequencial 50 9,6 ± 0,23
4.2.2 Trilhas de desgaste
A Figura 4.10 apresenta as imagens da microscopia eletrônica de varredura por
elétrons retroespalhados (MEV – BEI) das trilhas de desgaste do aço sem tratamento
para a distância de 1200m, do sistema nitretado a plasma para as distâncias de 25,
50, 200 e 1200m, do sistema cementado para as distâncias de deslizamento de 50,
100, 450 e 1200m e do sistema sequencial (N+C) para 50, 250, 500 e 1200m.
49
a) AISI 316L – 1200m (100x -‐ BEI)
b) Sistema nitretado – 25m (100x -‐ BEI) c) Sistema nitretado – 50m (100x -‐ BEI)
d) Sistema nitretado – 200m (100x -‐ BEI) e) Sistema nitretado – 1200m (50x -‐ BEI)
50
f) Sistema cementado – 50m (100x -‐ BEI) g) Sistema cementado – 100m (100x -‐ BEI)
h) Sistema cementado – 450m (100x -‐ BEI) i) Sistema cementado – 1200m (100x -‐ BEI)
j) Sistema sequencial – 50m (100x -‐ BEI) k) Sistema sequencial – 250m (100x -‐ BEI)
51
l) Sistema sequencial – 500m (100x -‐ BEI) m) Sistema sequencial – 1200m (100x -‐ BEI)
Figura 4.10: MEV das trilhas de desgaste do aço sem tratamento e tradado a plasma para diferentes
distâncias de deslizamento (DUARTE, 2014)
A Figura 4.10 a apresenta a imagem obtida por elétrons retroespalhados da trilha do
aço austenítico AISI 316L. A largura média da trilha foi de 2384 ± 30μm. Observa-‐se
dentro da trilha regiões escuras. A análise via EDS dos pontos escuros mostra
que estes são óxidos formados durante o desgaste. Os resultados da
quantificação do espectro de EDS dos pontos escuros da trilha de desgaste são
apresentados na Tabela 4.4.
Tabela 4.4: Quantificação do espectro EDS dos pontos escuros da trilha de desgaste do aço inoxidável
AISI 316L sem tratamento (DUARTE, 2014)
Elemento C N Cr Ni Mo O Si Mn Fe W
% atômica 11,32 3,21 10,62 5,22 0,82 27,49 0,86 1,08 39,05 0,32
A Figura 4.10 b, c, d e e mostram as imagens MEV-‐BEI das trilhas de desgaste do
sistema nitretado para as distâncias de 25, 50, 200 e 1200m, respectivamente. É
observado um aumento na largura da trilha de desgaste com o aumento da distância
percorrida, ligado ao aumento da área de contato entre a esfera e a amostra à
medida que o material é removido da superfície. A largura média da trilha para a
distância de 25m foi de 180 ± 4,1μm e são encontradas poucas regiões escuras de
52
óxido e estas se estão bem dispersas. Na distância percorrida de 50 a largura
média da trilha de desgaste foi de 966 ± 23μm e de 1560 ± 25μm para 200m. As
regiões escuras nas duas distâncias são bem semelhantes: se encontram em
maiores concentrações que para 25m e se concentram em poucos lugares, não
sendo observado uma continuidade do oxido. Já para 1200m, que tem uma
largura média da trilha de desgaste observada de 2832 ± 66μm, as regiões de
oxido estão menos presentes, com a mesma característica que para as distâncias
anteriores. A largura da trilha para o sistema nitretado ao final dos 1200m
supera a observada para o aço inoxidável sem tratamento.
DUARTE (2014) observou para o sistema nitretado através mapeamento por
raios-‐x da trilha de desgaste:
Pelas análises de mapeamento, observa-‐se que ocorreu uma
diminuição progressiva da concentração de nitrogênio nas trilhas de
desgaste. Com a distância de 25m, a trilha de desgaste apresentou uma
forte presença de nitrogênio. A concentração de oxigênio foi reduzida
nas diferentes distâncias de desgaste, sendo que na trilha de desgaste
com a distância de 25m (imagem i) apresentou a maior concentração
de oxigênio. Este resultado reforça que o desgaste tem o mecanismo
oxidativo em operação.
As imagens f, g, h e i da Figura 4.10 apresentam as trilhas de desgaste do sistema
cementado para as distâncias percorridas de 50, 100, 450 e 1200m. Elas
mostram um aumento da largura média da trilha de desgaste com o aumento da
distância percorrida. Para 50m, a largura média da trilha foi de 182 ± 29μm. As
regiões de óxido são poucas e dispersas, próximo ao observado para o sistema
nitretado para 25m. Após 100m percorridos, a largura média da trilha foi de 509
± 10μm e uma continuidade da região escura é notada. Esta se concentra em
duas faixas bem homogêneas na trilha de desgaste, prováveis zonas de contato
entre a esfera e a amostra. A largura média da trilha para a distância de 450m foi de
810 ± 42μm. Uma grande concentração de regiões escura é percebida, mas sem a
continuidade observada para 100m. Marcas de deformação plástica estão
presentes na parte interna da trilha. As regiões de oxido estão bem menos
presentes para a distância de 1200m e se assemelha com o sistema nitretado a
53
mesma distância. Pode-‐se notar nas bordas da trilha uma certa continuidade no
óxido formado. A largura da trilha foi de 2883 ± 128μm, para esta distância.
Utilizando o mapeamento por raios-‐x da trilha de desgaste DUARTE (2014)
resume:
Observa-‐se para o sistema cementado a plasma, uma alta
concentração de oxigênio nas trilhas de desgaste, sendo que a maior
concentração foi apresentada a partir da distância percorrida de
100m. Isso pode explicar o comportamento oscilatório do coeficiente
de atrito durante o ensaio por deslizamento (mecanismo de oxidação,
com destacamento e formação de óxidos). Observa-‐se que com o
aumento da distâncias de desgaste ocorre uma diminuição da
concentração de oxigênio.
Nas imagens do carbono é possível observar que o carbono está
presente ao longo de todo o teste de desgaste do aço, apresentando
uma diminuição lenta dentro da trilha com o aumento da distância de
desgaste.
Na imagem j da Figura 4.10 evidencia-‐se uma largura média de 182 ± 2,6μm para
a distância de 50m do sistema sequencial. As regiões de óxido estão presentes
em pequena concentração e mais próximas que para o sistema cementado para
50m (imagem f). A largura média para a distância de 250m foi de 504 ± 9μm
(imagem k). Poucas regiões escuras e dispersas, como para 50m, estão
presentes. A Figura 4.10 l apresenta a imagens MEV-‐BEI do sistema sequencial
para 500m, onde a largura média da trilha de desgaste foi de 605 ± 9,1μm. A
concentração do óxido na trilha tem maior intensidade para essa distância e este
se encontra de maneira mais agrupada. Para 1200m (imagem m), a largura
média da trilha de desgaste foi de 879 ± 18,2μm, menor largura observada para
esta distância entre os quatro sistemas. Tem-‐se uma diminuição na concentração
das regiões escuras com relação a 500m, porém é a maior evidenciada para
1200m. Fica evidente nas imagens de j a m que a largura da trilha aumenta com
a distância de deslizamento, devido ao aumento da área de contato entre a esfera
e a amostra com o passar do teste.
54
Segundo DUARTE (2014), em sua análise do mapeamento por raios X do sistema
sequencial para as diferentes distâncias de deslizamento:
No sistema sequencial a maior queda de nitrogênio se dá em torno de
100m. No sistema só nitretado esta queda se deu em 50m. Este
resultado sugere uma maior penetração de nitrogênio no sistema
sequencial. Para distâncias superiores a 250m, já não se observa quase
nenhum nitrogênio.
A medida que a profundidade de desgaste aumenta, observa-‐se que é
maior a presença de carbono. A camada superior é rica em nitrogênio,
assim o carbono está em maiores profundidades. Na distância de
1200m, existe a presença de alto teor de carbono, confirmando
resultados anteriores que sugerem a influência da cementação a
plasma até distâncias de deslizamento em torno de 1700m
Em todas as distância foi verificado a presença de oxigênio nas trilhas
de desgaste. Um mecanismo de desgaste oxidativo controla o regime
de desgaste, neste caso, desgaste brando.
4.2.3 Partículas de desgaste
A análise por MEV dos debris gerados no ensaio de desgaste para o aço
inoxidável AISI 316L, para a distância de deslizamento de 1200m, é apresentada
na Figura 4.11.
Observa-‐se, com a Figura 4.11, que os debris de desgaste para o aço sem
tratamento apresentam partículas em sua maioria de tamanho grande e uma
coloração metálica e brilhante. Segundo DUARTE (2014) as características
encontradas corroboram com o mecanismo de desgaste adesivo.
55
a) Aço AISI 316L – 300x b) Aço AISI 316L – 1000x
Figura 4.11: Microscopia eletrônica de varredura dos debris de desgaste do aço inoxidável AISI 316L
para 1200m de deslizamento (DUARTE, 2014)
As imagens a, b, c, d, e e f da Figura 4.12 apresentam a analise por MEV dos debris
de desgaste do sistema nitretado para as distâncias de 25, 50 e 200m.
a) Nitretado 25m – 300x c) Nitretado 50m – 300x e) Nitretado 200m – 300x
b) Nitretado 25m – 1000x d) Nitretado 50m – 1000x f) Nitretado 200m – 1000x Figura 4.12: Microscopia eletrônica de varredura dos debris de desgaste do sistema nitretado para
diferentes distâncias de deslizamento (DUARTE, 2014)
56
Observa-‐se na Figura 4.12 que os debris coletado para 25m (imagens a e b)
apresentam tamanho menor que as partículas geradas para maiores distâncias de
deslizamento. As partículas geradas para a distância de 50m (imagens c e d)
também são em sua maioria de pequenos, contendo apenas uma pequena
concentração de grãos maiores. Para a distância de 200m (imagens e e f) os debris
são semelhantes ao aço sem tratamento para 1200m (Figura 4.11), onde tem-‐se uma
grande quantidade de partículas grandes. Segundo DUARTE (2014), os debris
maiores são provenientes do substrato que apresenta uma menor resistência ao
desgaste que a camada superficial tratada a plasma. A analise semi-‐quantitativa por
EDS dos debris de desgaste do sistema nitretado é apresentada na Tabela 4.5.
Tabela 4.5: Análise semi-‐quantitativa por EDS dos debris de desgaste do sistema nitretado (DUARTE,
2014)
Elementos C N O Fe Cr Ni Mn Mo Si W
% atômica (25m) 10,61 4,70 46,15 32,26 3,06 1,70 0,53 0,24 0,39 0,36
% atômica (50m) 19,69 2,23 49,18 18,25 5,02 3,01 0,64 0,52 0,53 0,92
% atômica (200m) 15,50 2,57 48,84 22,07 5,69 3,23 0,67 0,56 0,32 0,54
Na Tabela 4.5 nota-‐se uma concentração maior de nitrogênio para 25m que para
as demais distância. DUARTE (2014) relaciona esta maior concentração a região
rica em nitrogênio do sistema. O oxigênio se encontra em altos valores
percentuais, sendo menores para a distância de 25m. Esse fato permite dizer que
há presença de oxido nas partículas de desgaste.
A Figura 4.13 apresenta os debris coletados do sistema cementado.
a) Cementado 50m – 300x c) Cementado 100m – 300x e) Cementado 450m – 300x
57
b) Cementado 50m – 1000x d) Cementado 100m – 1000x f) Cementado 450m – 1000x Figura 4.13: Microscopia eletrônica de varredura dos debris de desgaste do sistema cementado para
diferentes distâncias de deslizamento (DUARTE, 2014)
Nota-‐se na Figura 4.13 que para a distância de 50m (imagens a e b) as partículas
apresentam um tamanho pequeno, com poucas partículas de tamanhos médios.
A distância de 100m (imagens c e d), assim como para 450m (imagens e e f), as
partículas possuem tamanhos variados, sendo encontrado principalmente para
100m particulados bem grosseiros. Os debris recolhidos a 450m são
semelhantes aos recolhidos para o sistema nitretado para 200m (Figura 4.12 e e
f). A coloração dos debris recolhidos é marrom. Os resultados da analise semi-‐
quantitativa dos debris de desgaste são apresentados na Tabela 4.6.
Tabela 4.6: Análise semi-‐quantitativa por EDS dos debris de desgaste do sistema cementado
(DUARTE, 2014)
Elementos C N O Fe Cr Ni Mn Mo Si W
% atômica (50m) 36,56 2,46 40,85 15,28 2,34 1,38 0,26 0,24 0,23 0,41
% atômica (100m) 19,80 1,97 43,99 22,89 6,23 3,28 0,49 0,49 0,31 0,55
% atômica (450m) 15,25 1,93 52,15 19,66 5,16 3,12 0,66 0,41 0,24 1,41
Na Tabela 4.6 nota-‐se que a concentração de carbono diminui com o aumento da
distância, que esta relacionado com o perfil de concentração do carbono no
sistema cementado, que também diminui com a profundidade. O percentual de
oxigênio aumenta com o aumento da distância que pode estar relacionado com
um aumento do caráter oxidativo do desgaste, sendo mais oxidativo para 450m.
58
As imagens da análise por MEV dos debris gerados no ensaio de desgaste para o
sistema sequencial são apresentada na Figura 4.14: Microscopia eletrônica de
varredura dos debris de desgaste do sistema sequencial para diferentes distâncias de
deslizamento (DUARTE, 2014).
a) Sequencial 50m – 300x c) Sequencial 250m – 300x e) Sequencial 500m – 300x
b) Sequencial 50m – 1000x d) Sequencial 250m – 1000x f) Sequencial 500m – 1000x Figura 4.14: Microscopia eletrônica de varredura dos debris de desgaste do sistema sequencial para
diferentes distâncias de deslizamento (DUARTE, 2014)
Na Figura 4.14 observa-‐se que com o aumento da distância percorrida há um
aumento do tamanho das partículas. Os debris são menores e mais uniformes para
50m (imagens a e b), enquanto para 250m (imagens c e d) e 500m (imagens e e f)
uma maior dispersão de tamanhos, sendo encontrada partículas maiores para 500m.
As imagens para 500m são parecidas com as do sistema cementado para 100m
(Figura 4.13 c e d) levantando a hipótese que o mesmo regime de desgaste está
presente em ambos os casos. A analise semi-‐quantitativa por EDS dos debris de
desgaste do sistema nitretado é apresentada na Tabela 4.7.
59
Tabela 4.7: Análise semi-‐quantitativa por EDS dos debris de desgaste do sistema sequencial (DUARTE,
2014)
Elementos C N O Fe Cr Ni Mn Mo Si
% atômica (50m) 6,72 3,32 52,96 24,23 6,30 3,29 0,46 0,62 0,95
% atômica (250m) 28,21 2,25 42,01 16,88 4,29 3,49 0,88 0,46 1,53
% atômica (500m) 33,28 2,37 39,53 15,94 4,29 2,54 0,84 0,39 0,87
A Tabela 4.7 mostra um aumento do teor de carbono nos debris com o aumento da
distância, que esta ligado a profundidade do tratamento de cementação no sistema
sequencial, estando presente em pequenas concentrações na superfície.
Obedecendo o perfil de concentração do tratamento, o nitrogênio se encontra em
maiores concentrações próximos a superfície e depois permanece constante. As
concentrações de desgaste diminuem com o passar do tempo, o que indica uma
diminuição de óxidos nas partículas de desgaste.
4.3 Análise comparativa
O sistema que apresentou melhor resistência ao desgaste, entre os quatro sistemas
estudados, foi o sistema sequencial. Este sistema possui um comportamento ao
desgaste mais complexo, observando diferentes transições ao longo do teste.
Segundo Duarte (2014), pode-‐se atribuir um regime de curto período associado ao
alto teor de nitrogênio, seguido por um período de desgaste associado à presença de
nitrogênio e carbono, em um gradiente crescente de carbono e decrescente de
nitrogênio, um terceiro regime associado a região rica em carbono, e o último
regime, para longas distâncias de deslizamento, relacionada ao regime permanente
de desgaste do aço AISI 316L.
O sistema nitretado e o aço sem tratamento têm uma resistência ao desgaste bem
semelhantes. Embora a camada nitretada forneça uma alta dureza, a pequena
profundidade de difusão do nitrogênio produzida pelo processamento a plasma
melhora as características tribológicas do material apenas por um curto período de
deslizamento. O período denomidado “regime de desgaste por nitretação” prevalece
60
até uma distância de deslizamento de 35m. Após esse ponto o sistema passa a se
comportar como o aço inoxidável AISI 316L que é conhecido por sua baixa
resistência ao desgaste.
O sistema cementado apresentou valores intermediários de desgaste. Apesar de não
apresentar um ganho tão grande de dureza quanto o sistema nitretado, a maior
difusividade do carbono na austenita leva a resultados melhores que o sistema
nitretado. Até uma distância de deslizamento de 450m o sistema apresenta melhor
resistência ao desgaste que o sistema sequencial.
A Tabela 4.8 agrupa os resultados da caracterização, do desgaste por deslizamento e
análise das partiguas de desgaste para o aço AISI 316L e os sistemas nitretado,
cementado e sequencial.
61
Tabela 4.8: Resumo dos resultados observados para os quatro sistemas
AISI 316L Nitretado Cementado Sequencial Camada MEV (μm) 2,44 11,51 1,95 + 9,41 Perfilometria (μm)
1200m: 418,0 25m: 5,6 50m: 5,0 50m: 9,6
50m: 42,9 100m: 7,7 250m: 12,7 200m: 99,7 450m: 9,8 500m: 19,0
1200m: 405,5 1200m: 325,5 1200m: 29,3 GDOES (% peso) -‐ qualitativo
25m: 15%N 50m: 0,45%C 50m: 2,5%N e 1,2%C
100m: 0,4%C 250m: 1,3%C e N>1%
450m: 0,4%C 500m: 0,9%C 1200m: 0,3%C
Curva de desgaste
coef. 0,7; pouco ruído
coef. cresce 0,5 a 0,7 coef. Entre 0,55 a 0,7 coef. cresce 0,5 a 0,7
35m: queda coef. 0,55 100m: queda coef. 0,5 35m: queda coef. 0,6 coef. 0,7; ruído maior que aço
até 450m: crescimento gradual coef. até 0,7
até 250m: crecimento 0,5 a 0,7 decrescimento 0,7 a 0,6
coef. 0,7; alto ruído coef. 0,6; pouco ruído
coef. 0,6-‐0,7; muito ruído Trilha MEV 1200m: pouco
óxido espalhado e sem continuidade
25m: pouco óxido bem disperso
50m: pouco óxido bem disperso
50m: pouco óxido bem disperso
50m: óxido concentrado em alguma regiões
100m: faixas contínuas de óxido
250m: pouco óxido bem disperso
200m: óxido concentrado em alguma regiões
450m: faixas contínuas de óxido; menos que 100m
500m: grande quantidade de óxido aglomerado
1200m: pouco óxido espalhado e sem continuidade
1200m: pouco óxido espalhado; continuidade nas bordas da trilha
1200m: diminuição do óxido com relação a 500m
Partículas de desgaste
1200m: tamanho variado; maioria grande
25m: particulas pequenas
50m: particulas pequenas
50m: particulas pequenas; poucas de tamanho maior
50m: particulas pequenas; poucas de tamanho maior
100m: tamanho variado; particulado bem grosseiro
250m: tamanho variado;maioria pequena
200m: tamanho variado; maioria grande
450m: tamanho variado; algum particulado grosseiro
500m: tamanho variado; particulado bem grosseiro
62
5 Resultados e Discussão
5.1 Análise Microestrutural da Seção Transversal
A análise microestrutural da seção transversal tem como objetivo caracterizar o
regime de desgaste em diferentes períodos para o aço AISI 316L e os sistemas
processados a plasma. Através da observação por Microscopia Eletrônica de
Varredura da camada superficial e do estado de deformação do substrato abaixo da
trilha de desgaste é possível complementar as análises dos quatro sistemas e, assim,
chegar a uma conclusão do comportamento tribológico nos diferentes períodos
observados na Figura 4.4.
Na Figura 5.1 é apresentada a micrografia transversal da trilha de desgaste do aço
inoxidável 316L para a distância de deslizamento de 1200m.
Figura 5.1: Micrografia Eletrônica de Varredura transversal da trilha de desgaste do aço AISI 316L para
uma distância de deslizamento de 1200m– 5000x
A imagem da seção transversal da trilha de desgaste do aço inoxidável austenítico
AISI 316L para uma distância percorrida de 1200m (Figura 5.1) foi obtida por MEV-‐
SEI (elétrons secundários) e foi utilizada devido ao melhor contraste da imagem e
definição dos grão austeníticos que os elétrons retroespalhados. Observa-‐se na
superfície, que apresenta alta rugosidade, poucas regiões com formação de óxidos
que, quando presentes, estão em uma fina camada. Uma deformação importante do
substrato é notada dentro da trilha de desgaste, principalmente abaixo da região de
63
óxido. Apesar de oxido ser encontrado tanto na superfície da trilha quanto nas
partículas de desgaste, devido a baixa resistência do substrato, o óxido formado não
permanece aderido ao substrato, impedindo a formação de uma camada continua. A
presença dos óxidos inibe o contato metálico das superfície, lubrificando as
superfícies, o que reduz a perda de massa (VIAFARA, 2010). No mecanismo de
adesão há uma forte interação entre as asperezas das superfícies e a deformação
plástica. Esse processo leva a transferência de material entre as superfícies levando a
uma alta taxa de desgaste (desgaste severo), produzindo superfícies rugosas e as
partículas de desgaste são basicamente de natureza metálica, igual à aparência das
superfícies. Segundo WANG (2008) a presença dos tribóxidos e a deformação do
substrato determinam o regime de desgaste. O regime de desgaste permanente
para o aço inoxidável austenítico AISI 316L se enquadra em um regime severo, sendo
o principal mecanismo de desgaste a adesão.
A Figura 5.2 apresenta as imagens do sistema nitretado para a distância de
deslizamento 25m e 1200m. A 25m o sistema se encontra na região denominada
“regime de desgaste por nitretação” e a 1200m dentro do regime permanente
semelhante ao aço sem tratamento.
Figura 5.2: Micrografia Eletrônica de Varredura transversal da trilha de desgaste do sistema nitretado
para uma distância de deslizamento de 25m – 5000x
64
a) Sistema nitretado 1200m – 400x b) Sistema nitretado 1200m – 5000x
Figura 5.3: Micrografia Eletrônica de Varredura transversal da trilha de desgaste do sistema nitretado
para uma distância de deslizamento de 1200m
Na Figura 5.2 é apresentada a cross-‐section da trilha de desgaste para a distância de
deslizamento de 25m do sistema nitretado. É observado que para esta distância a
região rica em nitrogênio ainda está presente dentro da trilha de desgaste e que
apresenta alguma falhas de continuidade na camada, não presentes antes da
deformação (Figura 4.1 b). Abaixo desta região o substrato apresenta grandes
deformações. O aumento da resistência ao desgaste para o sistema nitretado se dá
pelo aumento da dureza do aço pelo processamento a plasma. As poucas regiões de
óxido observadas na Figura 4.10 b não são continuas e não previnem um desgaste
severo da amostra. O “regime de desgaste por nitretação” é, portanto, severo. O
fator determinante do desgaste neste caso é a matriz (WANG, 2013). O mecanismo
de desgaste que prevalecem aparentemente é por fadiga, devido a baixa rugosidade
superficial do material e trincas presentes na camada rica em nitrogênio. A Tabela
5.1 traz os resultados da quantificação do espectro de EDS da camada superficial
do sistema nitretado para 25m de deslizamento.
Tabela 5.1: Quantificação do espectro EDS da camada superficial da trilha de desgaste do sistema
nitretado
Elemento O Cr Ni Fe
% peso 1,71 17,50 10,62 70,16
% atômica 5,69 17,89 9,62 66,79
65
A análise qualitativa apresentada na Tabela 5.1 confirma que a camada
superficial observada na Figura 5.2 é realmente a região rica em nitrogênio
resultante do processamento a plasma.
Na micrografia por MEV-‐SEI da seção transversal do sistema nitretado para uma
distância percorrida de 1200m (Figura 5.3) nota-‐se alguma poucas regiões com uma
fina camada de óxido. Na ampliação de 5000x (imagem b) a camada mais espessa
observada atinge um valor máximo de 2,6μm de espessura, mas não apresenta
continuidade. É observado uma grande deformação do substrato, principalmente
nas regiões abaixo da camada de óxido. Como descrito para a Figura 4.10, as regiões
de óxido estão concentradas em alguns pontos. A fraca estabilidade da matriz
acelera o processo de destacamento do óxido deixando o substrato exposto, o que
aumenta a taxa de desgaste. O sistema nitretado para altas distâncias percorridas se
assemelha ao aço sem tratamento, uma vez que a difusão do nitrogênio é pouco
profunda. Após um certo período de tempo a camada rica em nitrogênio será
totalmente consumida e teremos o aço AISI 316L que possui pobres propriedades
tribológicas.
A micrografia do sistema cementado para as distâncias de deslizamento de 100 são
apresentadas nas Figura 5.4 e Figura 5.5. A distância de 100m corresponde a região
de transição do regime de desgaste do sistema cementado, onde tem-‐se uma
diminuição do coeficiente de atrito de 0,7 para 0,5 e se encontra próximo ao final da
região rica em carbono.
66
Figura 5.4: Microscopia Eletrônica de Varredura da seção transversal da trilha de desgaste do sistema
cementado para uma distância de deslizamento de 100m – 400x
Figura 5.5: Microscopia Eletrônica de Varredura da seção transversal da trilha de desgaste do sistema
cementado para uma distância de deslizamento de 100m – 5000x
67
Na imagem da trilha de desgaste com ampliação de 400x (Figura 5.4) é observado
uma camada quase que continua de óxido em sequência a cama rica em carbono.
Nas bordas da trilha a camada carbonetada ainda se encontra presente. Diferente do
que era esperado, apesar da profundidade média de desgaste de 7,7μm ser menor
que a camada rica em carbono observada pela seção transversal (Figura 4.1), não é
observado resquícios da camada abaixo da região de óxido.
Como observado na Figura 5.5, ainda que algumas falhas na camada triboquimica
esteja presente, esta apresenta uma continuidade bem melhor que para o aço sem
tratamento e para o sistema nitretado. O valor médio da espessura da camada foi de
3,14±1,55μm e atinge valores superiores a 6μm nas regiões mais espessas. Nas
regiões onde a camada de óxido possui uma espessura mais importante, uma grande
deformação plástica é observado abaixo da camada. Já quando a camada é mais fina
a deformação plástica apresentada é pouco evidente. WANG (2008, 2013)
caracteriza uma transição entre o desgaste moderado oxidativo e o desgaste severo,
onde a matriz tem um papel fundamental da manutenção do óxido. No caso do
sistema cementado, devido a difusão do carbono alcançar até 30μm, o aumento da
dureza do substrato atinge maiores profundidades e permite a formação de uma
camada de óxido continua que lubrifica a região de contato, acarretando um
desgaste oxidativo moderado.
A Figura 4.4 c confirma essa observação, em razão de um menor ruído do coeficiente
de atrito para esta distância, que indicaria menos destacamento da camada de
óxido. Além disso o coeficiente de atrito presente a 100m apresenta o menor valor
de atrito após o running-‐in: o filme de óxido promove a lubrificação das superfícies,
que inibe o contato metálico entre as superfícies (VIAFARA, 2010).
Poros estão presentes na região abaixo da camada oxidada, porém não se foi
encontrado nenhuma referência anterior na bibliografia. Acreditasse que estes não
são inerentes ao processo de desgaste e são decorrentes do processo de ataque
químico realizado.
68
A Figura 5.6 apresentam as imagens do sistema cementado para a distância de
deslizamento 1200m.
a) Sistema cementado 1200m – 400x b) Sistema cementado 1200m – 5000x Figura 5.6: Microscopia Eletrônica de Varredura da seção transversal da trilha de desgaste do sistema
cementado para uma distância de deslizamento de 1200m
Na Figura 5.6 observa-‐se que as regiões de óxidos formadas não são continuas.
Apesar de apresentar uma espessura importante em algum pontos, este óxido não
se prolonga por uma área grande na trilha de desgaste. Na imagem b, nota-‐se uma
região ontem tem-‐se metal e óxido misturados devido a grande deformação plástica
do substrato. Estas deformações são mais evidenciadas na camada abaixo do óxido.
Segundo ZANG (2013) a deformação do substrato acelera o processo de
destacamento do óxido, expondo o substrato. O ruído do coeficiente de atrito
observado na Figura 4.4 c indicaria a formação e destacamento do óxido.
Assim como para o aço AISI 316L e para o sistema nitretado, ambos para a distância
de 1200m, o traço de tribóxido observado na superfície de desgaste não impede o
contato e a adesão entre pino e disco, prevalecendo o desgaste adesivo severo. A
superfície bem rugoso reforça o mecanismo de adesão como principal para o
sistema cementado para a distância de deslizamento de 1200m.
O sistema sequencial possui um comportamento de desgaste mais complexo do que
os demais sistemas devido ao gradiente de composição de carbono e nitrogênio com
69
a profundidade. A Figura 5.7 apresenta a cross-‐section do sistema sequencial para
uma distância de deslizamento de 50m. Essa distância compreende o fim do regime
de desgaste por nitretação e se é esperado que a camada rica em nitrogênio tenha
sido consumida.
a) Sistema sequencial 25m – 400x b) Sistema sequencial 25m – 5000x Figura 5.7: Microscopia Eletrônica de Varredura da seção transversal da trilha de desgaste do sistema
sequencial para uma distância de deslizamento de 25m
Na Figura 5.7 é observado que a camada rica em nitrogênio ainda está presente,
apenas houve perda de espessura em algumas poucas regiões. Diferente do
observado para o sistema nitretado para 25m (Figura 5.2) o substrato não apresenta
deformação abaixo da trilha de desgaste. grandes deformações. O aumento da
resistência ao desgaste para a região rica em nitrogênio também se dá pelo aumento
da dureza do aço pelo processamento a plama, mas como o aumento de dureza do
sistema sequencial atinge maiores profundidades que o sistema nitretado, sua
resposta ao desgaste é mais efetiva. O “regime de desgaste por nitretação” no
sistema sequencial é portanto severo.
A distância de deslizamento de 500m é dada como fim do regime de desgaste por
cementação para o sistema sequencial. A microscopia transversal para esta distância
percorrida é apresentado na Figura 5.8.
70
a) Sistema sequencial 500m – 400x b) Sistema sequencial 500m – 5000x Figura 5.8: Microscopia Eletrônica de Varredura da seção transversal da trilha de desgaste do sistema
sequencial para uma distância de deslizamento de 500m
Na micrografia da seção transversal da trilha de desgaste do sistema sequencial para
500m (Figura 5.8) observa-‐se uma camada de óxido que cobre quase que
inteiramente a região de contato entre o pino e a amostra. Apenas algumas poucas
regiões ocorreu o destacamento da camada de óxido expondo o substrato. A
camada de óxido teve espessura média de 4,89±1,74μm. É possível observar a
presença de uma região de formação de uma camada dupla de óxido. Uma
deformação importante é notada abaixo da camada de óxido, mas é menos evidente
que para o sistema cementado para 100m (Figura 5.5). Isto se deve a profundidade
de difusão do carbono para o sistema sequencial. A camada rica em carbono não
está mais presente, tendo sido completamente consumida pelo desgaste nas regiões
analisadas. Os resultados da quantificação do espectro de EDS da camada
superficial da trilha de desgaste são apresentados na Tabela 5.2.
Tabela 5.2: Quantificação do espectro EDS da camada superficial da trilha de desgaste do sistema
sequencial para 500m
Elemento O Cr Ni Fe
% peso 11,95 16,67 10,00 61,38
% atômica 31,96 13,72 7,28 47,03
71
A quantificação do espectro EDS da camada superficial (Tabela 5.2) confirma o fato
dessa ser composta por um óxido como descrito anteriormente.
A Figura 5.9 apresenta as imagens obtidas por MEV da seção transversal do sistema
sequencial para uma distância de 1200m. A análise da curva exploratória do sistema
sequencial para uma distância percorrida de 3000m (Figura 4.7) mostra que 1200m o
sistema ainda se encontra num regime permanente diferente do aço sem
tratamento. Relacionando a técnica do GDEOS (Figura 4.2) e a profundidade da
trilha de desgaste para a distância de 1200m (Tabela 4.3) é possível afirmar que o
sistema ainda se encontra em uma região com difusão de carbono e uma dureza
maior que do aço AISI 316L.
a) Sistema sequencial 1200m – 400x b) Sistema sequencial 1200m – 5000x Figura 5.9: Microscopia Eletrônica de Varredura da seção transversal da trilha de desgaste do sistema
sequencial para uma distância de deslizamento de 1200m
A Figura 5.9 mostra que a camada de óxido presente para 1200m de deslizamento
não é continua. Muitas regiões de destacamento do óxido estão presentes. O óxido
quando presente é em uma fina camada ou em multicamada. A superfície apresenta
uma rugosidade elevada. Observa-‐se uma deformação bem maior que para 500m
nas regiões abaixo do óxido e onde uma possível camada foi retirada. O grande
ruído do coeficiente de atrito indica um processo de formação e destacamento do
óxido (ZHANG, 2013). Quando o ruído diminui e o coeficiente de atrito aumenta, um
desgaste severo da amostra é esperado. Pode-‐se sugerir que para valores superiores
72
a 500m de deslizamento do sistema sequencial tem-‐se alternância entre momentos
em que o óxido é suficiente para lubrificar o desgaste e outros em que o óxido é
destacado e um mecanismo adesivo vê-‐se presente. A formação e destacamento do
tribóxido resulta em uma superfície bastante irregular, o que causa um ruído
substancial do coeficiente de atrito.
WANG (2008) observou um aumento da deformação do substrato acompanhado de
uma multicamada de óxido na superfície de desgaste no regime transicional entre
desgaste moderado e severo para o aço H21. Acredita-‐se que a 500 metros esse
regime de transição já começa a se manifestar e é o regime de desgaste entre a
distância de 500 e 1200m. O desgaste neste caso é menos agressivo que o desgaste
severo, porém não se caracteriza como desgaste moderado. Apresar da formação da
camada de óxido a perda de resistência do substrato com a profundidade faz com
que o óxido seja perdido.
5.2 Regime de desgaste
Tradicionalmente se distingue dois mecanismos de desgaste: um associado a
formação de junções adesivas (desgaste severo) e outro a oxidação das superfícies
de deslizamento (desgaste moderado). No mecanismo de adesão há uma forte
interação entre as asperezas das superfícies e a deformação plástica que resulta na
formação e rompimento de junções de adesão. Este processo leva a uma
transferência de material entre as superfícies, o que subsequentemente causa a
perda de massa dos materiais com uma alta taxa de desgaste. A operação deste
mecanismo de desgaste produz superfícies mais rugosas em relação à rugosidade
inicial (VIAFARA,2010).
É sabido que a formação de óxidos na superfície da trilha em desgaste não
lubrificado evita a adesão durante o desgaste. Os óxidos exercem um papel de
lubrificação das superfícies, promovendo uma redução da perda de massa. As
superfícies de desgaste apresentam menos rugosidade e uma aparência oxidada.
Dependendo das condições de deslizamento o filme de óxido formado pode não ter
73
continuidade necessária para impedir o contado e adesão entre pino e disco,
levando a um desgaste severo.
Todavia, alguns estudos recentes sobre desgaste oxidativo indicam que certas vezes
as condições de desgaste não podem ser consideradas moderadas ou severas.
WANG (2008, 2013) caracteriza a transição do desgaste moderado para severo e
afirma que o desgaste oxidativo moderado é sustentado somente quando o
substrato abaixo do óxido tem resistência mecânica suficiente para prevenir
deformação plástica. Ele caracteriza como região de transição quando a perda por
desgaste aumenta rapidamente, há um deformação plástica significante no
substrato abaixo do óxido e o aparecimento de uma multicamada dos óxidos
tribológicos.
A micrografia da seção transversal do aço inoxidável austenítico AISI 316L apresenta
uma deformação importante do substrato, uma superfície rugosa e um óxido
quando presente sem continuidade. O desgaste é severo, tendo como principal
mecanismo o contato adesivo.
O sistema nitretado apresenta dois regimes diferentes. No primeiro a camada rica
em nitrogênio ainda está presente, possuindo uma alta dureza superficial. O sistema
apresenta uma grande deformação abaixo da camada nitretada e uma baixa
rugosidade. O desgaste é considerado severo mas com um mecanismo de desgaste
diferente do aço sem tratamento. O aumento da dureza superficial promove uma
diminuição da perda de volume por um certo período. Com o fim da camada rica em
nitrogênio o sistema nitretado apresenta um regime permanente semelhante ao aço
AISI 316L. O óxido não apresenta continuidade e quando presente em uma camada
muito fina. Observa-‐se uma deformação importante do substrato e alta rugosidade
superficial na trilha. O desgaste é severo, tendo como principal mecanismo o contato
adesivo.
A análise da cross-‐section do sistema cementado para as distância de 100m e
1200m, não permitem avaliar por completo o comportamento durante o desgaste. O
regime denominado de desgaste por cementação (DUARTE, 2014) já não se encontra
74
presente para 100m de deslizamento então não foi possível avalia-‐lo. Para 100m a
camada de óxido se apresenta de forma contínua, com poucas falhas, e espessura
média de 3,14μm. Uma certa deformação é observada abaixo da camada de óxido e
a superfície é pouco rugosa. Já para 1200m o substrato apresenta uma deformação
importante e a camada de óxido perdeu sua continuidade, quase não estando
presente. Temos para o sistema cementado a 100m um desgaste oxidativo
moderado que, devido a diminuição da resistência do substrato com a profundidade
(diminuição do carbono difundido), começa a sofrer uma deformação muito
significante do substrato (transição do regime moderado para severo) sofrendo com
um destacamento prematuro da camada de óxido, até chegar a um desgaste
dominantemente plástico. Ao final o regime é semelhante ao do aço sem
tratamento.
O sistema sequencial é o mais complexo. Como foi destacado este possui quatro
períodos diferentes após o running-‐in. As amostras analisadas não contemplam,
assim como para o sistema cementado, todos os períodos. Para 50m o deslizamento
acontece dentro da região rica em nitrogênio. O corte transversal não apresenta
deformação aparente e não observa-‐se uma camada de óxido presente. A camada
de rica em nitrogênio foi parcialmente consumida. O desgaste é considerado severo,
mas apresenta melhores propriedades que o sistema somente nitretado. Isso se
deve a maior dureza do aço abaixo da camada rica em nitrogênio. Após 500m o
sistema se encontra ao final da região rica em carbono. Uma camada contínua de
óxido é observada, com espessura média de 4,89. Em alguns pontos nota-‐se uma
camada dupla de óxido. A deformação do substrato é menor que para o sistema
cementado para 100m. O desgaste é oxidativo moderado. A camada dupla de óxido
leva a crer que o sistema se encontra no inicio do regime de transição moderado
para severo. Para 1200m o sistema se encontra em uma região de alto ruído do
coeficiente de atrito, que aponta para um processo de criação do óxido e
destacamento. Há muitas falhas na camada de óxido e esse se apresenta em
multicamadas. A deformação observada é muito superior que para 500m. O sistema
se encontra na transição moderado para severo. O desgaste é menor que o desgaste
severo, mas também não pode ser considerado como moderado como para 500m.
75
É importante lembrar que a manutenção em um regime de desgaste depende
fortemente das variáveis do sistema tribológico, como carga normal, velocidade,
ambiente e propriedades dos materiais. Uma ligeira flutuação em um destes fatores
pode provocar uma transição no regime de desgaste. Como os sistemas processados
a plasma possuem um gradiente de composição com a profundidade e
consequentemente uma variação da dureza, o regime de desgaste se encontra em
constante mudança, mesmo que não haja variação das demais variáveis. Para uma
avaliação completa do regime de desgaste é necessário que este seja avaliado a cada
instante e entender o que acarreta as transições macros observadas nas curvas de
deslizamento. Pode-‐se dizer inclusive que um regime permanente para os aços
processados a plasma tem a duração de alguns micrometros.
76
6 Conclusão
Uma vez analisado as micrografias da seção transversal do aço inoxidável AISI 316L
modificado pelo processo a plasma de nitretação e cementação (tratamento
sequencial a plasma) foi possível concluir:
• O aço inoxidável austenítico AISI 316L apresenta um regime de desgaste
severo, com mecanismo adesivo. Apesar de ocorrer a formação de óxido a
descontinuidade não promove a lubrificação durante o deslizamento.
• O sistema nitretado apresenta dois regimes diferentes. Um primeiro na
camada rica em nitrogênio e segundo em profundidades não modificadas
pelo processamento. Ambos são considerados severos, porém o primeiro
apresenta um mecanismo de desgaste diferente do aço sem tratamento.
• O sistema cementado passa por duas transições. Quando a camada rica em
nitrogênio passa a não ser observada, o regime é característico de oxidativo
moderado. A profundidades onde o endurecimento pela cementação já não é
suficiente o regime sofre uma transição para um regime severo adesivo.
• O sistema sequencial passa por uma região de desgaste rica em nitrogênio,
como do sistema nitretado, uma região nitrogênio + oxigênio, não estudada,
uma região rica em carbono, onde o mecanismo oxidativo é o determinante,
e uma transição moderado para severa com a perda das propriedades do
substrato.
77
Referências
ASTM -‐ American Standard for Testing Materials. G132-‐96 Standard Test Method for
Pin Abrasion Testing. Annual Book of Standards Volume 03.02: Wear and Erosion;
Metal Corrosion. Philadelphia, USA, 2001.
ARCHARD, J. F.; HIRST, W. The Wear of metals under unlubricated conditions.
Proceedings of the Royal Society A: Mathematical, Physical and Engineering
Sciences, v. 236, p. 397–410, 1956.
ARCHARD, J. F.; HIRST, W. An Examination of a Mild Wear Process. Proceedings of
the Royal Society A: Mathematical, Physical and Engineering Sciences, v. 238, n.
1215, p. 515–528, 1957.
BELL, T.; DONG, H.; SUN, Y. Tribology International 31, 127, 1998.
BHUSHAN, B.; GUPTA, B. K. Handbook of Tribology: Materials, Coatings, and Surface
Treatments, New York: McGraw-‐Hill, 1991.
BLAU, P. J. Tribology Int. 38 (2005) 1007. BLAU. P.J., Tribology Int. 34, 2001, 585.
BLAU, P.J. Embedding wear models into friction models. Tribology Letters, 34: 75-‐79,
2009.
BLAU, P.J. Friction, lubrication, and wear technology. CRC, 1995.
BLAU, P.J. Mechanisms for transitional friction and wear behavior of sliding metals,
Wear 72: 55-‐66, 1981.
BLAU, P.J. The significance and use of the friction coefficient. Tribology International,
34: 585-‐591, 2001.
BLAWERT, C. et al. Surf. Coat. Technol. 128-‐129, 219, 2000.
BLAWERT, C. et al. Surf. Coat. Technol. 136, 181-‐187, 2001.
78
BURWELL, J. T.; STRANG, C. D. On the Empirical Law of Adhesive Wear. Journal of
Applied Physics, v. 23, n. 1, p. 18, 1952.
CALLISTER. W.D.Jr., Ciência e Engenharia de Materiais: Uma Introdução, 7a edição.
Rio de Janeiro: LTC Livros Técnicos e Científicos Editora S.A., 2007.
COTELL, C. M.; SPRAGUE, J. A. Preface. Surface Engineering, Vol. 5, ASM Handbook.
ASM International, 1994.
CZERWIEC, T.; RENEVIER, N.; MICHEL, H. Surf. Coat. Technol. 131, 267, 2000.
DAVIS, J. R. Surface Engineering for Corrosion and Wear Resistance.1st ed. Material
DECKER, E. R. F.; LANGER, E. L. Failure Analysis and Prevention, In: American Society
for Metals. Materials Handbook, USA, 1986, v. 11, p. 145-‐162.
DIN 50320: Verschleiß-‐Begriffe, Systemanalyse Von Verschleißvorgängen, Gliederung
des Verschleißgebietes; Benth Verlay, Berlin, 1979.
DUARTE, M. C. S. Transições no Regime de Desgaste por Deslizamento do Aço
Inoxidável Austenítico AISI 316L Processado a Plasma. Tese de doutorado em Ciência
dos Materiais, Escola de Engenharia, UFMG, 2014.
GAHR, K. H. Z. Microstructure and wear of materials, New York: Elsevier Science
Publishing Company Inc., 1987.
GOLDSTEIN, J. I. et al. Scanning Electron Microscopy and X-‐ray Micronalysis, 3rd edn,
Plenum Press, New York, 2003.
HARTLEY, N. E. W. Review: Friction and Wear of Ion-‐Implanted Metals, Thin solid
films, v.64, pg 177-‐190, 1979.
HOLMBERG, K. Releability aspects of tribology. Tribology Interntional, v. 34, p. 801-‐
808, 2001.
79
HOLMBERG, K.; MATTHEWS. A. Coatings Tribology: Properties, Techniques and
Applications in Surface Engineering. 1st ed. Amsterdam: Elsevier, 1994.
HOLMBERG, K.; RONKAINEN, H.; MATTHEWS, A. Tribology of thin coatings. Ceramics
International, v. 26 , p. 787-‐795, 2000.
HSU, K.L.; AHN, T.M.; RIGNEY, D.A. Wear 60, 13, 1980.
IANG, D. E.; CARTER, E. A. Carbon solution and diffusion in ferrite and austenite from
first principles. Physical Review B, USA, v.67, p.214103, 2003.
JOST, H.P. Tribology -‐ Origin and future. Wear, v. 136, p. 1–17, 1990.
LARISCH, B.; BRUSKY, U.; SPIES, H.J. Surf. Coat. Technol. 116-‐119, 205, 1999.
LARSEN-‐BASSE, J. Introduction to friction. In: ASM International Handbook
Committee. ASM Handbook, USA, 1992, v. 18: Friction, lubrification and wear
technology, p. 25-‐26.
LIANG, W.; BIN, X.; ZHWIEI, Y.; YAQUIN, S. Surf. Coat. Technol. 130, 304, 2000.
MÄNDL, S.; RAUSCHENBACH, B.; Appl J. Phys. 91, 9737, 2002.
MÄNDL, S.; SCHOLZE, F.; Neumann, H.; Rauschenbach, B. Surf. Coat. Technol.
174/175, 2003, 1191.
MILLION, B.; KUCERA, J; REK, A.; STRÁNSKÝ, K.; HAJDUGA, M. Metallography 100,
362, 1995.
MISRA, A.; FINNIE, I. A classification of three-‐body abrasive wear and design of a new
tester, Wear, 60, p. 111-‐21, 1980.
PADILHA, A.F.; GUEDES, L.C. Aços Inoxidáveis Austeníticos, Hemus Editora Limitada,
São Paulo, 170 páginas, 1994.
80
PINTAUDE, G. Análise dos Regimes Moderado e Severo de Desgaste Abrasivo
utilizando Ensaios Instrumentados de Dureza. Tese de Doutorado em Engenharia,
Escola Politécnica, USP, 2002.
RABINOWICZ, E. Friction and Wear of Materials, New York: John Wiley & Sons, 1995.
RABINOWICZ, E. Friction and Wear of Materials, New York: John Wiley & Sons, 1995.
RABINOWICZ, E. Friction and Wear of Materials. 2 ed. Nova Iorque: John Wiley e
Sons Inc. 1995. 315p.
RABINOWICZ, E. Friction and Wear of Materials. 2 ed. Nova Iorque: John Wiley e
Sons Inc.1995. 315p.
RABINOWICZ, E. Friction and wear of materials. New York: Wiley, 1965.
RABINOWICZ, E. Friction and wear of materials. New York: Wiley, 1965.
RICKERBY, D. S.; MATTHEWS, A. Introduction. In: RICKERBY, D. S.; MATTHEWS, An
Advanced Surface Coatings: A Handbook of Surface Engineering. Glasgow: Blackie,
1991. p.1-‐13.
ROVANI, A. C. ESTUDO DA TRANSIÇÃO DO REGIME DE DESGASTE MODERADO PARA
O DESGASTE SEVERO A SECO E SOB O REGIME DE LUBRIFICAÇÃO LIMÍTROFE. Tese de
Doutorado em Ciencias, Escola Politécnica, USP, 2014.
SAKLAKOGLU, I.E.; SAKLAKOGLU, N.; SHORT, K.T.; COLLINS, G.A. Materials & Design
28, 1657-‐1663, 2007.
SANTOS, S. G. Avaliação do Efeito de Modificações Superficiais a Plasma no
Desempenho Frente ao Desgaste de um Aço Baixa Liga: Estudo da Correlaçãp entre
Profundidade de Endurecimento e Melhoria de Desempenho. Tese de doutorado em
Engenharia de Superfície, Escola de Engenharia, UFMG, 2009.
SMITH. J.S., Physics in Industry, vol.17, P. 112-‐117, 1982.
81
SO, H., The mechanism of oxidational wear.Wear. v.184, p161-‐167, 1995.
STACHOWIAK, G. W.; BATCHELOR, A. W. Engineering Tribology. 2nd ed. Australia:
Butterworth-‐Heinemann, 2000.
SUN, Y; BELL, T.; KOLOSVARY, Z; FLIS, J.; Heat Treatment of Metals 1, 1999, .p 9-‐16.
SUN, Y. HARUMAN. Surface & Coating Technology, v.202, p.4069-‐4075, 2008.
SUN, Y. HARUMAN. Surface engineering Instrumentation & Vacuum Technology,
v.81, p114-‐119, 2006.
SUN, Y. MATER. Sci. Eng. A 404, 2005, 124.
SUN, Y. Materials Processing Technology, v.168, p189-‐194, 2005.
SUN, Y. Materials Science & Engineering A, v.404, p124-‐129, 2005.
SUN, Y.; BELL, T. Plasma surface engineering of low alloy steels. Material Science and
Engineering, v.A140, p. 419-‐434, 1991.
SUN, Y.; BELL, T. Sliding wear characteristics of low temperature plasma nitrided 316
austenitic stainless steel, Wear, 218, 1998, 34-‐42.
SUN, Y.; BELL, T. Wear 253, 689, 2002.
SUN, Y.; HARUMAN, E. Vacuum 81, 2006, 114.
SUN, Y.; LI, X.Y.; BELL, T. Mater. Sci. Technol. 15, 1171, 1999.
SUN, Y.; MATER J. Proc. Technol. 168, 189, 2005.
TSCHIPTSCHIN, A. P.; PINEDO, C. E. Estrutura e propriedades do aço inoxidável
austenítico AISI 316L Grau ASTM F138 nitretado sob plasma à baixa temperatura.
REM: R. Esc. Minas, Ouro Preto, 63(1): 137-‐141, jan. mar. 2010
82
TSUJIKAWA, M.; YAMAUCHI, N.; UEDA, N.; SONE, T., Surf. Coat. Technol. 200/1-‐4,
507, 2005.
TSUJIKAWA, M.; YAMAUCHI, N.; UEDA, N.; SONE, T.; HIROSE, Y. Surf. Coat. Technol.
193/1-‐3, 309, 2005.
TSUJIKAWA, M.; YOSHIDA, D.; YAMAUCHI, N.; UEDA, N.; SONE, T. Mater. Trans. 46,
863, 2005.
TYLCZAK, J. H.; OREGON, A. Abrasive Wear. In: ASM International Handbook
Committee. ASM Handbook, USA, 1992, v. 18: Friction, lubrification and wear
technology, p. 184-‐190.
VANDER VOORT, G. F. Metallography and Microstructures of Stainless Steels and
Maraging Steels. ASM Handbook, Volume 9: Metallography and Microstructures,
2004, p670-‐700.
VENKATESAN, K., SUBRAMANIAN, C., GREEN, L.K. AND STRAFFORD, K.N. Influence of
chromium content on corrosion of plasma-‐nitrided steels, Corrosion, v. 53, p. 507-‐
515. 1997.
VIÁFARA. C.C. Transição no regime de desgaste por deslizamento dos aços: uma
abordagem termodinâmica. Doctoral thesis in Mechanical Engineering, Escola
Politécnica, USP, 2010, 250pp.
VIÁFARa. C.C., A. SINATORA, Wear 267, 2009, 425.
VIÁFARA. C.C., SINATORA. A., Wear 271, 2011, 1689.
WANG, S. Q. et al. Tribol Lett, 2008, 32: 66-‐72.
WANG, S. Q. et al. Wear 306, 2013, 311-‐320.
WHITTLE, R.D.; SCOTT, V.D. Met. Technol. 11, 231, 1984.
ZHANG, Q. Y. et al. Tribology Internation 61, 2013, 214-‐223.
83
ZHAO CHENG, C. X. LI, H. DONG, T. BELL. Surface & Coatings Technology 191, 2005,
p. 195-‐200
84
