Download pdf - Tempera Superficial a Laser em Aços Ferramenta Dissertacao ... · viviane writzl influÊncia dos parÂmetros da tÊmpera superficial a laser por diodo na microestrutura dos aÇos

UNIVERSIDADE TECNOLÓGICA FEDERAL DO PARANÁPR

UNIVERSIDADE TECNOLÓGICA FEDERAL DO PARANÁ

CAMPUS DE CURITIBA

DEPARTAMENTO DE PESQUISA E PÓS-GRADUAÇÃO

PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA MECÂNICA

E DE MATERIAIS - PPGEM

VIVIANE WRITZL

INFLUÊNCIA DOS PARÂMETROS DA TÊMPERA

SUPERFICIAL A LASER POR DIODO NA

MICROESTRUTURA DOS AÇOS FERRAMENTA

PARA TRABALHO A FRIO

CURITIBA

SETEMBRO - 2011

VIVIANE WRITZL





Dissertação apresentada como requisito parcial

à obtenção do título de Mestre em Engenharia,

do Programa de Pós-Graduação em

Engenharia Mecânica e de Materiais, Área de

Concentração em Engenharia de Materiais, do

Departamento de Pesquisa e Pós-Graduação,

do Campus de Curitiba, da UTFPR.

Orientador : Paulo César Borges, Ph.D.

Co-orientador : Giuseppe Pintaúde, Dr.

CURITIBA

SETEMBRO - 2011

TERMO DE APROVAÇÃO

VIVIANE WRITZL





Esta Dissertação foi julgada para a obtenção do título de mestre em engenharia,

área de concentração em engenharia de materiais, e aprovada em sua forma final

pelo Programa de Pós-graduação em Engenharia Mecânica e de Materiais.

_________________________________ Prof. Paulo César Borges, Ph.D.

Orientador

Banca Examinadora

______________________________ ______________________________ Prof. Hélio Goldenstein, Ph.D. Prof. Milton S. F. de Lima, Ph.D. (USP) (ITA / IEAv)

______________________________ Prof. Márcio Mafra, Dr.

(UTFPR)

Curitiba, 22 de setembro de 2011

iv

AGRADECIMENTOS

Primeiramente gostaria de agradecer a Deus pela realização deste trabalho.

A empresa COMP por ter permitido e incentivado esta pesquisa, aos diretores Sr.

Renato, Sr. Celso, Sr. Mertens e Sr. Alexandre. Ao programador Argeo pela

realização dos experimentos e trocas de experiências.

Ao meu orientador Paulo César Borges, primeiramente pelos conhecimentos na área

de Materiais e por ter me proporcionado desafios crescentes. Também agradeço a

paciência e por ter se tornado um grande amigo no decorrer deste trabalho.

Ao meu co-orientador Giuseppe Pintaúde pelo apoio na realização dos experimentos

e direcionamento da pesquisa.

Ao professor e amigo Júlio Klein Neves por ter me dado coragem de iniciar este

trabalho, e muitas vezes ter me ajudado nas dificuldades que surgiram.

As queridas Sabrina e Lethícia (estagiárias do laboratório de materiais) e ao Alexandre

(técnico do laboratório) pela disponibilidade na preparação das amostras e pela

amizade construída.

A Alba da empresa Bosch pelos ensaios de Difração de Raios-X.

A Villares Metals pelo envio do material para a pesquisa.

A empresa Brasimoldes, Sr. Bernado, pela preparação dos corpos de prova.

A empresa Spectroscan, prof. Lucio e Angela pela contribuição no trabalho.

A professora Maria Cindra da UFF pela disponibilidade e atenção para a realização

dos ensaios de tensão residual, e a Rede de Materiais, TMEC da Petrobrás que

cedeu o equipamento ao Laboratório de Análise de Tensões da Escola de

Engenharia da UFF.

A UTFPR pela oportunidade de conhecimento e crescimento.

Ao CNPQ pelo incentivo nesta pesquisa.

Finalmente, um agradecimento especial para minha família, pela confiança e

atenção em mim depositada.

v

“Investir em conhecimento rende sempre

os melhores juros”

BENJAMIN FRANKLIN

vi

VIVIANE WRITZL, influência dos parâmetros da têmpera superficial a laser por

diodo na microestrutura dos aços ferramenta para tr abalho a frio , 2011,

Dissertação (Mestrado em Engenharia) - Programa de Pós-graduação em

Engenharia Mecânica e de Materiais, Universidade Tecnológica Federal do Paraná,

Curitiba, 2011.

RESUMO

A engenharia de superfícies tem como objetivo melho rar o desempenho

dos materiais por meio de modificações superficiais . As modificações

superficiais podem ser realizadas por meio de aplic ação de revestimentos ou

por tratamentos térmicos ou termoquímicos. Neste tr abalho a modificação da

superfície é obtida pela têmpera superficial a lase r por diodo, que consiste na

aplicação de um feixe de laser com alta potência so bre a superfície do

material, para alcançar em segundos a temperatura d e austenitização

selecionada em uma fina camada. Com a remoção do fe ixe de laser, o elevado

gradiente térmico gerado entre a camada e o núcleo produz a autotêmpera,

transformando a microestrutura da superfície de aus tenita para martensita.

Dentre as vantagens da utilização dos HPDLs (Lasers por diodo de alta

potência) na têmpera superficial podemos citar: mai or absorção da radiação

emitida pelo feixe do laser nos materiais ferrosos; melhor controle dos

parâmetros do processo; além de uma vantagem exclus iva que é a

possibilidade de realizar têmpera em regiões locali zadas e de difícil acesso

através do controle CNC. Este trabalho analisou o e feito da temperatura de

austenitização e da velocidade de processamento da têmpera superficial a

laser por diodo na microestrutura dos aços ferramen ta para trabalho a frio

VF800AT, VD2 e o VC131 (Villares Metals). São apres entados resultados

referente a dureza superficial, a profundidade de e ndurecimento, as tensões

residuais, a fração de austenita retida e os tipos de microestrutura

correspondentes, permitindo assim, identificar as c ondições que propiciam os

melhores resultados para cada um dos aços.

Palavras-chave: HPDLs, têmpera superficial, aços fe rramenta.

vii

VIVIANE WRITZL, influência dos parâmetros da têmpera superficial a laser por

diodo microestrutura dos aços ferramenta para traba lho a frio , 2011,

Dissertação (Mestrado em Engenharia) - Programa de Pós-graduação em

Engenharia Mecânica e de Materiais, Universidade Tecnológica Federal do Paraná,

Curitiba, 2011.

ABSTRACT

The surface engineering aims to improve the perform ance of materials by

means of surface modifications. The surface modific ations can be achieved by

applying coatings or by means of thermal or thermoc hemical treatments. In

this study the surface modification is obtained by the surface hardening using

laser diode, which consists in to apply a high-pow er beam on the material

surface to achieve in seconds the austenitizing tem perature selected in a thin

layer. As the laser beam is removed, the high therm al gradient generated

between the layer and the bulk produces a self-quen ching, i.e., transforming

the surface microstructure from austenite to marten site. The advantages of

High Power Diode Lasers (HPDLs) for the surface har dening are: a higher

absorption of radiation emitted by the laser beam i n ferrous materials, better

control of parameters the process, besides a exclus ive advantage that is the

possibility of hardening in localized regions of di fficult accessing, through the

CNC control. This study analyzed the effect of aust enitizing temperature and

the processing speed of surface hardening by laser diode on the

microstructure of tool steels for cold working VF80 0AT, VD2 and VC131

(Villares Metals). Results are presented concerning the surface microhardness,

depth of hardening, residual stresses, the fraction of retained austenite and the

corresponding types of microstructure, thus, identi fy the conditions that

provide the best results for each of the steels.

Keywords: HPDLs, surface hardening, tool steels.

viii

SUMÁRIO

RESUMO.................................................................................................................... vi

ABSTRACT ............................................................................................................... vii

LISTA DE FIGURAS ................................................................................................... x

LISTA DE TABELAS ................................................................................................ xvi

LISTA DE ABREVIATURAS E SIGLAS ...................................................................xvii

LISTA DE SÍMBOLOS ............................................................................................. xviii

1 INTRODUÇÃO .................................................................................................... 19 1.1 Objetivo Geral ............................................................................................................................ 21 1.2 Objetivos Secundários .............................................................................................................. 21

2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA ............................................................................... 22 2.1 Laser .......................................................................................................................................... 22

2.1.1 Tipos de Laser .................................................................................................................. 24 2.1.2 Coeficiente de Reflectividade e Absortividade .................................................................. 26 2.1.3 Processos de Materiais a Laser ....................................................................................... 28

2.2 Engenharia de Superfícies a Laser ........................................................................................... 30 2.3 Metalurgia da Têmpera ............................................................................................................. 31 2.4 Têmpera Superficial a Laser ..................................................................................................... 33 2.5 Têmpera Superficial a Laser em Aços Ferramenta .................................................................. 38 2.6 Tensões Residuais .................................................................................................................... 44

3 MATERIAIS E MÉTODOS .................................................................................. 51 3.1 Material ...................................................................................................................................... 52 3.2 Preparação das amostras ......................................................................................................... 52 3.3 Têmpera Superficial a Laser por Diodo..................................................................................... 53

3.3.1 Parâmetros da Têmpera Superficial a Laser por Diodo .................................................... 55

3.4 Técnicas de análise ................................................................................................................... 57

3.4.1 Caracterização microestrutural ......................................................................................... 57

3.4.2 Difração de Raios-X .......................................................................................................... 58

3.4.2 Dureza Vickers .................................................................................................................. 60

ix

4 RESULTADOS E DISCUSSÕES ........................................................................ 62 4.1 Aço Ferramenta para trabalho a frio VF800AT ......................................................................... 66

4.1.1 Análise Microestrutural ...................................................................................................... 66


4.1.2.1 Austenita Retida ............................................................................................................ 76

4.1.2.2 Tensões Residuais ........................................................................................................ 82

4.1.3 Gradiente de Dureza de Topo ........................................................................................... 84

4.1.4 Perfil de Dureza ................................................................................................................. 86

4.2 Aço Ferramenta para trabalho a frio VD2 ................................................................................. 90

4.2.1 Análise Microestrutural ...................................................................................................... 90


4.2.2.1 Austenita Retida ............................................................................................................ 96

4.2.2.2 Tensões Residuais ........................................................................................................ 97

4.2.3 Gradiente de Dureza de Topo ........................................................................................... 99

4.2.4 Perfil de Dureza ............................................................................................................... 101

4.3 Aço Ferramenta para trabalho a frio VC131 ........................................................................... 104

4.3.1 Análise Microestrutural .................................................................................................... 104

4.3.2 Difração de Raios-X ........................................................................................................ 105

4.3.2.1 Austenita Retida .......................................................................................................... 105

4.3.2.2 Tensões Residuais ...................................................................................................... 109

4.3.3 Gradiente de Dureza de Topo ......................................................................................... 110

4.3.4 Perfil de Dureza ............................................................................................................... 112

5 CONCLUSÕES ................................................................................................. 116 5.1 Sugestões para trabalhos futuros ........................................................................................... 118

6 REFERÊNCIAS ................................................................................................ 119

x

LISTA DE FIGURAS

Figura 2.1 – Laser por diodo. (a) Distribuição da intensidade da potência; (b)

Montagem de um conjunto de diodos com correção óptica e o feixe do laser

gerado (KENNEDY et al., 2004). ...................................................................... 26

Figura 2.2 – Coeficiente de reflexão dos materiais em função do comprimento de onda

dos lasers (KENNEDY et al., 2004). ................................................................... 27

Figura 2.3 – Mapa dos diferentes processos de tratamento de materiais a laser em

função da densidade de potência e o tempo (MAILLET, 1987). .............................. 29

Figura 2.4 – Diagrama esquemático do sistema Fe-C (LIMA 1997 apud GOIA 2010) ..

.......................................................................................................................... 34

Figura 2.5 – Figura 2.5 – Distribuição da energia do feixe do laser na peça tratada (ASM HANDBOOK, SURFACE ENGINEERING, 1994). .....................................35

Figura 2.6 - Diagramas pseudo-binários Fe-Cr-C. (a) 5% de cromo (FORGENG et al.

1973 apud PEREIRA 2006); (b) 13% de cromo (BUNGARDT et al., 1958 apud

PEREIRA 2006). ............................................................................................. 40

Figura 2.7 – Diagrama de Tempo-Temperatura de Austenitização, aquecimento

contínuo - Aço hipereutetóide (K-E THELNING, 1984). ......................................41

Figura 2.8 – Efeito da taxa de aquecimento e da temperatura de austenitização na

dureza do aço hipereutetóide após tempera (K-E THELNING, 1984). ................42

Figura 2.9 – Dureza do aço ferramenta AISI D2 em função da temperatura de

austenitização e do tempo de encharque (K-E THELNING, 1984) ......................43

Figura 2.10 – Difração de raios-X produzida por um cristal (SKOOG et al., 1998). .. 46

Figura 2.11 –Difratômetro. a) para a difração de raios-X b)para medição de tensões

residuais através da difração de raios-X (CULLITY, 1978). .............................. 47

Figura 2.12 – Tensões na superfície de um corpo. σ = 0. A tensão a ser medida é σφ

(CULLITY, 1978). .............................................................................................. 48

xi

Figura 2.13 – Perfis típicos de tensões residuais após tratamento a laser (a) seção

transversal da trilha e (b) no perfil de profundidade ( PEREIRA 2006) ............ 49

Figura 3.1 – Fluxograma da metodologia utilizada na pesquisa................................ 51

Figura 3.2 – Dimensão dos corpos de prova utilizados nesta pesquisa .................... 53

Figura 3.3 – Principais componentes do equipamento de têmpera superficial a laser

por diodo .......................................................................................................... 54

Figura 3.4 – Experimentos realizados nos aços VF800AT, VD2 e VC131 ................ 56

Figura 3.5 – Corte transversal mostrando a camada superficialmente temperada a

laser variando os parâmetros de temperatura de austenitização e velocidade de

processamento .................................................................................................. 57

Figura 3.6 – Equipamento de polimento eletrolítico (LAT/UFF)................................. 59

Figura 3.7 – Equipamento de medição de tensão residual, (LAT/UFF) ..................... 59

Figura 3.8 – Esquema de medição de dureza. (a) Gradiente de dureza transversal ao

feixe do laser e (b) Perfil de dureza no centro do feixe do laser ....................... 60

Figura 4.1 – Gráfico do comportamento da temperatura e da potência do laser

durante a têmpera do aço VC131 (Temp.: 1080ºC / Vel.: 1 mm/s) ................... 62

Figura 4.2 – Gráfico do comportamento da temperatura e da potência do laser

durante a têmpera dos aços VF800AT, VC131 e VD2 (Temp. 1140ºC / Vel.: 2

mm/s). ............................................................................................................... 63

Figura 4.3 – (a) Macrografia de uma amostra do aço VD2, temperada

superficialmente a laser com temperatura de 1020ºC e velocidade de 1 mm/s.

(1) Material base; (2) Zona temperada com dureza elevada. (b) Ampliação. .... 65

Figura 4.4 – Microestrutura do material base do aço ferramenta VF800AT, composta

de carbonetos dispersos na matriz ferrítica. (a) Microscopia ótica (M.O); (b)

Ampliação. Ataque Nital10%. ........................................................................... 66

Figura 4.5 – Microestrutura do aço VF800AT temperada superficial a laser, composta

de carbonetos dispersos na matriz martensítica. (a) Microscopia ótica (M.O),

Temp.: 1020ºC e vel.: 2 mm/s; (b) Ampliação. Ataque Nital10%. .................... 67

xii

Figura 4.6 – Macrografia do material temperado superficialmente a laser. (MB)

Material Base; (ZTA) Zona Termicamente Afetada = (ZT) Zona Temperada . . 68

Figura 4.7 – Evolução da dissolução dos carbonetos em amostras temperadas a

laser. Microscopia ótica (M.O). (a)Temp.: 1020ºC e vel.: 2 mm/s; (b) Temp.:

1140ºC e vel.: 1 mm/s. Ataque: Metabissulfito de sódio 10%. ......................... 69

Figura 4.8 – Figura 4.8 – Tipos de carbonetos presentes no aço VF800AT temperado

a laser. Microscopia eletrônica de varredura (MEV). (1) Carbonetos cinza

escuro em processo de dissolução, (2) Carbonetos claros mais estáveis. ..... 71

Figura 4.9 - Microestrutura do aço VF800AT temperado superficialmente a laser. (a)

DET. A - Temp.: 1020ºC e vel.: 2 mm/s; (b) DET.B - Temp.: 1140ºC e vel.: 1

mm/s. Microscopia ótica (M.O). Ataque: Metabissulfito de sódio 10%. ............ 72

Figura 4.10 – Difratograma de raios-X. (a) Amostra como recebida e (b) Amostra

temperada ........................................................................................................ 73

Figura 4.11 – Efeito do cromo sobre o campo austenítico (CHIAVERINI, 1990)...... 75

Figura 4.12 - Diagramas pseudobinários Fe-Cr-C. (a) 5% de cromo (FORGENG et al.

1973 apud PEREIRA 2006); (b) 13% de cromo (BUNGARDT et al., 1958 apud

PEREIRA 2006) .............................................................................................. 75

Figura 4.13 – Fração de austenita retida (AR) do aço VF 800AT em função dos

parâmetros da têmpera superficial a laser (temperatura e velocidade) ............ 76

Figura 4.14 – Efeito da temperatura de austenitização na fração de austenita retida

(AR). Vel.: 2 mm/s. (a) Temp.: 1020ºC ; (b) Temp.: 1080ºC. Microscopia ótica

(M.O). Ataque Metabissulfito de sódio 10%. .................................................... 78

Figura 4.15 – – Efeito da temperatura de austenitização na fração de austenita retida

(AR). Vel.: 2 mm/s. (a) DET. A - Temp.: 1020ºC; (b) DET.B - Temp.: 1080ºC.

Microscopia ótica (M.O). Ataque: Metabissulfito de sódio 10%. ....................... 79

Figura 4.16 – Efeito da velocidade na fração de AR, temp. de1140ºC. (a) Vel.: 1mm/s

e (b) Vel.: 2 mm/s.MAtaque Metabissulfito de sódio 10% ............................... .80

Figura 4.17 - Efeito da velocidade na fração de austenita retida com temp.

de1140ºC. (a) DET. A - Vel.: 1 mm/s e (b) DET.B - Vel.: 2 mm/s. Microscopia

ótica (M.O). Ataque Metabissulfito de sódio 10%. ............................................ 81

xiii

Figura 4.18 - Efeito da temperatura na fração de AR com a velocidade 2 mm/s. (a)

1080ºC (b) 1140ºC. (M.O). Ataque Metabissulfito de sódio 10%. ................... 82

Figura 4.19 – Tensões residuais do aço VF800AT em função dos parâmetros da

têmpera superficial a laser (temperatura e velocidade). (a) tensões transversais

ao feixe do laser e (b) tensões longitudinais ao feixe do laser ......................... 83

Figura 4.20 - Influência da temperatura de austenitização e da velocidade de

processamento no gradiente de dureza transversal a pista do laser do aço

VF800AT. (a) Vel.: 1 mm/s e (b) Vel.: 2 mm/s .................................................. 84

Figura 4.21 - Influência dos parâmetros da têmpera a laser no perfil de dureza do

aço VF800AT com referência de profundidade de endurecimento de 500 HV.

(a) Vel.: 1 mm/s; (b) Vel.: 2 mm/s. ................................................................... 86

Figura 4.22 – Perfil de dureza x microestrutura após têmpera superficial a laser por

diodo. Temp: 1140°C; e Vel.: 2 mm/s. Microscopia ót ica (M.O). Ataque

Metabissulfito de sódio 10%. ............................................................................ 89

Figura 4.23 – Microestrutura inicial do aço VD2, composta de carbonetos dispersos

na matriz ferrítica. (a) (M.O). Ataque: Nital. (b) Ampliação. ............................. 90

Figura 4.24 – Microestrutura do aço VD2 temperado, composta de carbonetos

dispersos na matriz martensítica. (a) Microscopia ótica (M.O), Temp.: 1080ºC e

vel.: 1 mm/s; (b) Ampliação. Ataque Metabissulfito de sódio10%. ................... 90

Figura 4.25 – Evolução da dissolução dos carbonetos e fração de AR. Vel.: 1 mm/s.

Microscopia ótica (M.O). (a)Temp.: 1080ºC; (b) Temp.: 1140ºC. Ataque:

Metabissulfito de sódio 10% ............................................................................. 92

Figura 4.26 - Microestrutura após têmpera a laser do aço VD2, com Vel: 1 mm/s. (a)

DET. A - Temp.: 1080ºC; (b) DET.B - Temp.: 1140ºC . Microscopia ótica (M.O).

Ataque: Metabissulfito de sódio 10%. .............................................................. 93

Figura 4.27 - Microestrutura após têmpera a laser do aço VD2, com Vel: 1 mm/s. (a)

DET. A - Temp.: 1080ºC; (b) DET.B - Temp.: 1140ºC . Microscopia ótica (M.O).

Ataque: Vilella. ................................................................................................. 94

Figura 4.28 - Microestrutura de uma amostra temperada a laser, com a temperatura

de 1140ºC e vel. de 1 mm/s. Microscopia ótica (M.O). Ataque: Vilella. ............ 94

xiv

Figura 4.29 – Fração de austenita retida (AR) do aço VD2 em função dos parâmetros

da têmpera superficial a laser por diodo (temperatura de austenitização e

velocidade de processamento)......................................................................... 96

Figura 4.30 – Tensões residuais do aço VD2 em função dos parâmetros da têmpera

superficial a laser (temperatura e velocidade). (a) tensões transversais ao feixe

do laser e (b) tensões longitudinais ao feixe do laser ....................................... 98


processamento no gradiente de dureza transversal ao feixe do laser do aço

VD2. (a) Vel.: 1 mm/s e (b) Vel.: 2 mm/s. ......................................................... 99

Figura 4.32 - Influência dos parâmetros da têmpera superficial a laser no perfil de

dureza do aço VD2 com referência de profundidade de endurecimento de

500HV. (a) Vel.: 1 mm/s e (b) Vel.: 2 mm/s .................................................... 101

Figura 4.33 - Influência da velocidade de processamento no perfil de dureza do aço

VD2 temperado a 1140°C ............................ .................................................. 103

Figura 4.34 – Perfil de dureza x microestrutura do aço VD2 temperado a laser a 1140°C;

e Vel.: 1 mm/s. Microscopia ótica (M.O). Ataque Metabissulfito de sódio 10% .. 103

Figura 4.35 – Microestrutura do material base do aço VC131, composta de

carbonetos dispersos na matriz ferrítica. (a) Microscopia ótica (M.O). Ataque

Metabissulfito de sódio 10%. (b) Ampliação ................................................... 104

Figura 4.36 – Microestrutura do aço VC131 após têmpera superficial a laser, composta

de carbonetos dispersos na matriz martensítica. (a) Temp.: 1140ºC e vel.: 2 mm/s;

(b) Ampliação. Ataque Metabissulfito de sódio 10% ............................................. 104

Figura 4.37 – Fração de austenita retida (AR) do aço VC131 em função dos

parâmetros da têmpera superficial a laser por diodo (temperatura de

austenitização e velocidade de processamento) ............................................ 105

Figura 4.38 – Efeito da velocidade de processamento na fração de austenita retida

formada no aço VC131 temperado a 1140ºC. (a) Vel.: 1 mm/s e (b) Vel.: 2

mm/s. Microscopia ótica (M.O). Ataque Metabissulfito de sódio 10% ............ 107

xv

Figura 4.39 – Efeito da temperatura de 1140ºC na fração de austenita retida do aço

VC131, com velocidade de 1 mm/s. (a) DET. A - Figura 4.38(a); (b) Ampliação.

Microscopia ótica (M.O). Ataque: Metabissulfito de sódio 10% ...................... 108

Figura 4.40 – Efeito da temperatura de 1140ºC na fração de austenita retida do aço

VC131, com velocidade de 2 mm/s. (a) DET. B - Figura 4.38(b); (b) Ampliação.

Microscopia ótica (M.O). Ataque: Metabissulfito de sódio 10% ...................... 108

Figura 4.41 – Tensões residuais do aço VC131 em função dos parâmetros da

têmpera superficial a laser (temperatura e velocidade). (a) tensões transversais

ao feixe do laser e (b) tensões longitudinais ao feixe do laser ....................... 109


processamento no gradiente de dureza transversal a pista do laser do aço

VC131. (a) Vel.: 1 mm/s e (b) Vel.: 2 mm/s .................................................... 111

Figura 4.43 - Influência dos parâmetros da têmpera a laser no perfil de dureza do

aço VC131 com referência de profundidade de endurecimento de 500 HV. (a)

Vel.: 1 mm/s e (b) Vel.: 2 mm/s ...................................................................... 112

Figura 4.44 – Perfil de dureza x microestrutura após têmpera superficial a laser por

diodo. Temp: 1140°C; e Vel.: 1 mm/s. Microscopia ótica (M.O). Ataque

Metabissulfito de sódio 10%. .......................................................................... 114

xvi

LISTA DE TABELAS

Tabela 2.1 - Descoberta, comercialização e aplicação dos lasers utilizados em

indústrias (MAJUMDAR e MANNA, 2003) ......................................................... 23

Tabela 3.1 - Composição química dos aços ferramenta .......................................... 52

Tabela 3.2 - Especificações técnicas do equipamento de têmpera superficial a laser

de diodo. ............................................................................................................. 54

Tabela 4.1 - Faixa de potência (W) em função dos parâmetros da têmpera superficial

a laser ................................................................................................................. 65

Tabela 4.2 - Resumo dos resultados obtidos na pesquisa ...................................... 115

xvii

LISTA DE ABREVIATURAS E SIGLAS

A

AlGaAs

AISI

ASM

AR

- Austenita

- Arsenieto de gálico-alumínio (laser semicondutor)

- American Iron Steel Institute

- American Society for Metals

- Austenita Retida

C - Carbono

CCC - Estrutura de Cúbica de Corpo Centrado

CO2

Cr

-Dióxido de carbono (Laser)

- Cromo

F

L

LASER

HPDL

- Ferrita

- Líquido

- Light Amplification Stimuled Emission Radiation

- High Power Diode Laser (Laser de Diodo de Alta Potencia)

MB - Material Base

Mo - Molibdênio

Nd:YAG

TCC

- Neodímio dopado em granada de alumínio ítrio (Laser)

- Estrutura Tetragonal de Corpo Centrado

TRC

TTT

V

- Diagrama de transformação por resfriamento contínuo

- Diagrama de transformação isotérmica

- Vanádio

ZTA - Zona Termicamente Afetada

ZT - Zona Temperada

xviii

LISTA DE SÍMBOLOS

µm - microns (metro)

mm - milimetros (metro)

mW - miliwatts

kW - kilowatts

HV - Dureza Vickers

HRC - Dureza Rockwell

MPa - Mega Pascal

α - Ferrita

α' - Martensita

γ - Austenita

Capítulo 1 Introdução 19

1 INTRODUÇÃO

Apesar da infinidade de materiais disponíveis no mercado, o ser humano é

extremamente dependente dos aços para fabricação de estruturas, meios de

transportes, utensílios, ferramentas e para diversas outras aplicações. Desde a

descoberta das técnicas de fabricação do ferro até os dias de hoje a siderurgia foi de

extrema importância para a evolução da engenharia e da humanidade.

A corrosão, a oxidação, a fadiga e o desgaste são exemplos de falhas que se

iniciam com maior facilidade a partir da superfície do material, devido a uma maior

exposição e degradação pelo meio, ou ainda, freqüentemente a intensidade de carga

aplicada externamente é maior na superfície (MAJUMDAR e MANNA, 2003).

. Neste contexto, a engenharia de superfícies surgiu como uma solução para

minimizar ou eliminar estas falhas superficiais, por meio da modificação

microestrutural da superfície, ou também através de modificações na composição

química do material adicionada as modificações microestruturais (PASHBY et al.,

2003).

Os tratamentos térmicos superficiais de aços que produzem uma camada com

alta dureza permanecendo o núcleo tenaz estão bastante difundidos e podem ser

realizados utilizando diversas fontes de energia. Processos como a cementação, a

nitretação, a têmpera a chama e por indução são amplamente utilizados na

engenharia de superfícies, entretanto possuem certas limitações, como um alto

consumo de energia e tempo, baixa precisão dimensional e pouca flexibilidade

(MAJUMDAR e MANNA, 2003). Ainda na têmpera a chama o controle da temperatura

é muito difícil, possibilitando um superaquecimento do material quando aplicado um

ciclo lento de aquecimento ou a dureza e a uniformidade desejada não é atingida

quando aplicado um ciclo muito rápido de aquecimento (ASM HANDBOOK HEAT

TREATING, 1991). Outros processos superficiais por feixe eletrônico apresentam um

alto custo inicial (custo de equipamento) e baixa produtividade (PASHBY et al.,

2003).

Recentemente têm-se utilizado os lasers de CO2 e os HPDLs (High Power

Diodo Lasers) chamados de lasers por diodo de alta potência, para produzir

camadas superficiais mais duras, conseqüentemente mais resistentes nos materiais


ferrosos via processo de transformação de fases (PASHBY et al., 2003). A utilização

dos lasers com alta potência iniciou nas últimas duas décadas e a têmpera

superficial a laser por diodo é uma técnica aplicada para otimizar propriedades

tribológicas e aumentar a vida útil de componentes automobilísticos como eixos,

virabrequins, engrenagens e outros (SELVAN et al., 1999), sendo ainda uma

tecnologia crescente aplicada em escala industrial.

A utilização de lasers na têmpera superficial propicia inúmeras vantagens em

relação aos métodos citados acima. Com o laser por diodo têm-se um melhor

controle do processo, principalmente em se tratando da temperatura de

austenitização e da velocidade, além do processo ocorrer em pequenos ciclos de

tempo (KENNEDY et al., 2004). Com a aplicação do laser por diodo o

superaquecimento do material é evitado por meio de um pirômetro acoplado no

sistema que garante o controle da temperatura do processo, e a potência é ajustada

automaticamente pelo equipamento de acordo com a temperatura e a velocidade

definida. A possibilidade de realizar tratamentos em áreas localizadas, transportar a

radiação por fibra ótica, obter uma mínima distorção (controle dimensional) e uma

maior taxa de absorção são outras vantagens dos HPDL’s.

O calor gerado na peça através da absorção do laser é controlado para garantir a

austenitização da microestrutura e posterior transformação desta camada em

martensita, através da rápida dissipação do calor por toda a peça (ASM HANDBOOK,

SURFACE ENGINEERING, 1994).

O objetivo da têmpera superficial a laser, aumentar a dureza dos materiais e

conseqüentemente melhorar suas propriedades mecânicas é atingido através da

interação entre os parâmetros de processamento, temperatura de austenitização e

velocidade, visto que a demanda da potência é função destes parâmetros.

Havendo uma procura das indústrias automotivas em aços ferramenta que

apresentem uma boa resistência ao desgaste superficial aliada a uma boa

tenacidade, a têmpera superficial a laser por diodo é uma das alternativas existente

no mercado para se atingir tais propriedades finais desejadas.


1.1 Objetivo Geral

O objetivo geral deste trabalho é estudar o efeito dos parâmetros da têmpera

superficial a laser por diodo (temperatura de austenitização e velocidade de

processamento) na microestrutura da camada superficial temperada dos aços

ferramenta para trabalho a frio o VF800AT, VD2, VC131 (aços Villares).

1.2 Objetivos Secundários

Como objetivos secundários poderão ser analisados:

• Estudar o efeito dos parâmetros da têmpera superficial a laser por diodo na

resistência ao desgaste destes aços;

• Estudar o efeito da sobreposição do feixe do laser na microestrutura dos aços

temperados superficialmente a laser.

Capítulo 2 Revisão Bibliográfica 22

2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA

Será apresentada neste capítulo a revisão da literatura relacionada ao

processo de têmpera superficial a laser por diodo nos aços ferramenta para trabalho

a frio.

2.1 Laser

O laser (Light Amplification Stimuled Emission Radiation) é uma amplificação

da luz por emissão estimulada de radiação, sendo um dispositivo que produz

radiação eletromagnética com características muito especiais: o laser é

monocromático (possui freqüência muito bem definida), é coerente (possui relação

de fase bem definida) além de ter baixa divergência, produzindo ondas de luz com o

mesmo comprimento de onda e na mesma direção (STEEN, 1998).

Seguramente o laser é uma das maiores inovações do século XX. Seu

desenvolvimento continuado foi um capítulo excitante na história da ciência, da

engenharia e da tecnologia. O laser emergiu como uma ferramenta atraente e um

instrumento de pesquisa com potencial para uma extraordinária variedade de

aplicações, além de uma fonte versátil de pura energia (MAJUMDAR e MANNA,

2003).

O início da teoria do laser se deu por Einstein em 1917 com a teoria do fóton.

Kopfermann & Ladenburg em meados de 1940 apresentaram os experimentos que

confirmaram a previsão de Einstein. Em 1960, Maiman desenvolveu o primeiro laser,

o laser rubi, e nos anos subseqüentes de 1962 a 1968 muitas pesquisas foram

realizadas e quase todos tipos de lasers foram inventados nesta fase, como os

lasers coloridos, o Nd:YAG (neodímio dopado em granada de alumínio ítrio), CO2

(dióxido de carbono), e também os lasers semicondutores, como o diodo (AlGaAs -

arsenieto de gálico-alumínio). A partir de 1968 os lasers foram fabricados com mais

confiabilidade e durabilidade o que proporcionou sua utilização em aplicações

industriais (corte, solda e marcação), e a partir de 1980 os lasers começaram a ser

explorados na engenharia de superfície, na utilização de tratamentos térmicos,


revestimentos de camadas, deposição de filmes finos e outros (MAJUMDAR e

MANNA, 2003). O laser de diodo construído de semicondutores, também conhecido

como HPDLs (Lasers Diodo com Alta Potência), foi desenvolvido pouco tempo

depois do primeiro laser rubi, e inicialmente sua taxa de produção era muito baixa e

a sua operação era restringida a temperaturas criogênicas (abaixo de -150ºC).

Desde então inúmeras pesquisas foram conduzidas sobre a estrutura cristalina dos

diodos para aperfeiçoamento de sua manufatura, sendo que em 2002 o mercado

total do laser de diodo atingiu cerca de U$ 366 bilhões, porém apenas 0,3% deste

mercado foi direcionado a aplicação do laser de diodo em processamento de materiais

(KENNEDY et al., 2004).

A Tabela 2.1 mostra o ano das descobertas dos lasers assim como sua

comercialização e suas aplicações, entretanto, novos lasers como o Disk-Laser e o

laser a fibra foram desenvolvidos recentemente.

Tabela 2.1 – Descoberta, comercialização e aplicação dos lasers utilizados em indústrias (MAJUMDAR e MANNA, 2003)

Laser Descoberta (ano)

Comercialização (ano) Aplicações típicas

Ruby 1960 1963 Metrologia e aplicações medicinais

Nd-Glass 1961 1968 Medição de velocidade e dimensionais

Diodo (semicondutores) 1962 1965 Aplicações biomédicas, solda e endurecimento superficial

He-Ne (Helio-Neônio) 1962 - Alinhamento de mecanismos, medição de velocidade

Dióxido de carbono (CO2) 1964 1966 Corte e solda

Nd:YAG 1964 1966 Solda, técnicas analíticas

Íon Argônio 1964 1966 Aplicações em medicina

Laser de centro de cor 1966 1969 Detecção de poluição

Excimer 1975 1976 Tratamento de materiais

Para a formação de um laser devem ser satisfeitas três condições

fundamentais: em primeiro lugar é necessário um material ativo, ou seja, uma

coleção de átomos, moléculas ou íons que emitam radiação na parte óptica do

espectro. Em segundo lugar deve ser satisfeita uma condição conhecida de inversão

de população. Esta condição, geralmente não satisfeita em nosso ambiente natural,

é gerada por um processo de excitação denominado bombeamento que transforma o


material ativo em meio amplificador de radiação. E em terceiro lugar é indispensável

dispor de uma reação óptica para que o sistema composto por esta reação óptica e

pelo meio ativo promova uma oscilação laser (MAILLET, 1987).

Os lasers podem gerar potências muito baixas (~mW) a potências

extremamente altas (1-100 kW), sendo esta potência focada em um feixe de

dimensão bastante preciso, aliado a um tempo de pulsação que pode variar de 10-3 a

10-15s em qualquer tipo de material. O laser é distinguido de outras radiações

eletromagnéticas pela sua coerência, monocromaticidade e habilidade de

propagação em uma linha direta, resultando num campo bastante amplo de

aplicações, sendo as baixas potências utilizadas para comunicação, metrologia,

entretenimento e com altas potências utilizadas na área química, medicinal e na

engenharia de superfícies (MAJUMDAR e MANNA, 2003).

2.1.1 Tipos de Laser

Os diferentes tipos de lasers são classificados de acordo com o comprimento

de onda e com o estado ou as propriedades físicas do material ativo.

Conseqüentemente, há lasers formados a partir de gases, cristais ou de

semicondutores (MAJUMDAR e MANNA, 2003). Exemplos de lasers formados de

gases são o CO2 (dióxido de carbono), o He-Ne e Íon argônio; o Nd: YAG (neodímio

dopado em granada de alumínio ítrio) é um exemplo de laser formado de cristais e o

laser por diodo (AlGaAs – arsenieto de gálio-alumínio) é um exemplo de laser

formado através de semicondutores, que consiste em um transdutor que transforma

energia elétrica em fótons.

Tanto a tecnologia CO2 quanto Nd:YAG necessita de óticas e espelhos para

conduzir o feixe do ressonador para o cabeçote. A tecnologia do laser de diodo não

necessita de espelhos, pois o feixe é conduzido direto do ressonador para a lente,

que é baseado no funcionamento de semicondutores. Outra diferença entre os

sistemas de HPDLs (High Power Diode Lasers) e as outras fontes de laser é a

quantidade de feixes gerados entre eles. O sistema de CO2 e o de Nd:YAG geram

um único feixe de laser, aparentando um perfil de feixe irregular decorrentes de

pequenas variações durante a excitação do material ativo (por exemplo CO2). O

sistema de sobreposição do feixe do laser de diodo compensa estas flutuações


dentro do feixe individual, promovendo um feixe combinado e com uma excelente

estabilidade (KENNEDY et al., 2004). Na tecnologia de CO2 e Nd:YAG também há

outras restrições como menor coeficiente de absortividade e não haver controle da

temperatura de austenitização (PASHBY et al., 2003). Nos últimos anos também

surgiu o laser a fibra, que possui uma relativa alta eficiência energética (± 20%),

relativo baixo custo por Watt e se apresenta livre de manutenção por 20.000h (GOIA,

2010).

O laser formado por semicondutores é considerado como o “laser do futuro”. As

principais razões disto são por seu sistema ser compacto, devido à natureza de sua

construção, possuir potencial para produção industrial, ser facilmente integrados em

centro de máquinas convencionais ou em robôs e suas características estarem em

constante melhoria se tornando cada vez mais eficientes. Em relação ao processo,

promovem uma mínima distorção das peças tratadas comparadas com as

tecnologias de têmpera por indução, a chama e outros tipos de lasers como o CO2 e

Nd:YAG. Como desvantagem o sistema do laser por diodo a partir da formação de

semicondutores, possui a vida útil abaixo dos outros tipos de lasers utilizados em

processamento de materiais, pois seu limite de operação é de 10.000 horas. A

manutenção e o custo dos HPDLs, entretanto são menores que os outros tipos de

lasers (KENNEDY et al., 2004).

A Figura 2.1 (a) mostra que a potência efetiva do laser resulta em um feixe

largo e divergente em até 45º na direção perpendicular a linha de emissão, direção

que possui uma distribuição de energia Gaussiana (eixo rápido), e até 10º na direção

paralela a linha de emissão direção que possui uma distribuição energia top-hat (eixo

lento). A Figura 2.1 (b) mostra que a formação do feixe do laser se dá pelo

empilhamento de diodos e pela colimação do eixo rápido e do eixo lento através de

micro-lentes cilíndricas que produzem um perfil de feixe paralelo com distribuição de

energia top-hat na direção lenta e distribuição Gaussiana na direção rápida com a

geometria de um retângulo. Este perfil de feixe é vantajoso para muitas aplicações

onde um aquecimento uniforme é necessário, como nos processos de têmpera

superficial, formação de ligas e revestimento de camadas (KENNEDY et al., 2004).


Figura 2.1 – Laser por diodo. (a) Distribuição da intensidade da potência; (b) Montagem de um conjunto de diodos com a correção óptica e o feixe gerado


No presente estudo, foi utilizado o equipamento da empresa COMP – Pinhais

(PR), composto de um laser por diodo da Laserline® como fonte de aquecimento da

têmpera superficial que possui adicionalmente um pirômetro adaptado nas lentes do

sistema para controle da temperatura de austenitização. O equipamento montado

sobre um robô Kuka possui uma potência máxima de 4.600 W e sua radiação é

transportada por fibra ótica.

2.1.2 Coeficiente de refletividade e absortividade

Para se entender as capacidades e limitações do uso do laser como ferramenta

para o processamento dos materiais é necessário conhecer os processos físicos que

ocorrem na interação do laser com o material. Quando a radiação laser atinge uma

superfície, parte da energia da radiação é absorvida, parte atravessa a superfície e

outra parte é refletida. A energia absorvida é responsável pelo aquecimento da

superfície (MAILLET, 1987).


O fator primordial no processamento de materiais a laser para atingir as

especificações desejadas é o coeficiente de absortividade, que define quanto da luz

que chega a superfície é realmente absorvida pelo material. Este coeficiente

dependente do comprimento de onda do laser aplicado.

A Figura 2.2 apresenta a relação entre o coeficiente de refletividade de alguns

metais como aço carbono, níquel, alumínio, cobre e prata em função do

comprimento de onda dos três tipos de lasers: HPDL (diodo), Nd:YAG e CO2


Figura 2.2 – Coeficiente de refletividade dos materiais em função do comprimento de onda dos lasers (KENNEDY et al., 2004).

A Figura 2.2 mostra que o feixe do laser CO2 tem um comprimento de onda de

10,6 µm, enquanto o feixe do laser Nd:YAG é de 1,06 µm. O comprimento de onda

do feixe do laser por diodo dependendo de sua potência varia de 0,8 µm à 0,94 µm.

Por este comprimento de onda ser menor do que o CO2 e o Nd:YAG, os lasers por

diodo possuem um menor coeficiente de refletividade, entre 0,57 a 0,61, o que

propicia um maior coeficiente de absortividade nas superfícies dos materiais

metálicos. O coeficiente de refletividade do CO2 é de aproximadamente 0,9, como

mostra a figura para o aço carbono, e acima de 0,6 para o Nd:YAG. O coeficiente de


refletividade do laser por diodo é de aproximadamente 0,57 para o aço carbono e de

0,7 para o alumínio (KENNEDY et al., 2004).

Os termos de refletividade e absortividade são utilizados na literatura para

expressar as propriedades ópticas dos materiais (PANTASAR e KUJANPAA, 2006),

e numa mesma temperatura e no mesmo comprimento de onda, podemos

correlacioná-los como:

A = 1 - R Eq. 2.1

A Equação 2.1 define que a quantidade de luz absorvida por uma superfície

metálica é proporcional a 1-R. No caso do laser por diodo, com um comprimento de

onda de 0,8 µm, onde R é próximo de 0,57, a absortividade (A) será de

aproximadamente 0,43 para os aços carbono. Entretanto, um laser de CO2 terá

aproximadamente 0,1 de absortividade para o mesmo material, o que implica na

necessidade de adicionar um revestimento como, por exemplo, grafite, para

aumentar o coeficiente de absortividade (PASHBY et al., 2003).

Entretanto, o coeficiente de refletividade dos materiais não depende

exclusivamente do comprimento de onda dos lasers, mas também dos parâmetros

do processo. Como observado por Gutu et. al. (2002) um aumento da absortividade

superficial de até quatro vezes maior quando utilizado ângulos do feixe de 70°-80°

na têmpera superficial a laser de CO2, podendo estes resultados ser atingidos com

os outros tipos de lasers (KENNEDY et al., 2004). Experimentos realizados por

Pantasar e Kujanpaa (2006), mostraram que, aplicando o laser por diodo com

maiores temperaturas e menores velocidades corroboram para maiores coeficientes

de absortividade.

2.1.3 Processos de Materiais a Laser

O aumento da demanda no processamento de materiais a laser pode ser

atribuído às suas vantagens exclusivas de alta produtividade, eliminação da

operação de acabamento, custo reduzido de processo, automação, produtos com

maior qualidade e a geração de uma mínima Zona Termicamente Afetada (ZTA).


Os processos de materiais a laser são classificados em duas categorias: (a)

aplicações com altas potências para induzir a mudança de estado físico e (b)

aplicações com potência limitada para não envolver alterações de estado físico. Na

primeira categoria com alterações de estado sólido→líquido temos como exemplo os

processos de solda, brasagem, deposição e refusão; e com alterações do estado

sólido→vapor, têm-se os processos de corte e deposição/camada. Na segunda

categoria sem alterações de estado físico, sólido→sólido, como exemplos têm-se a

têmpera superficial e o recozimento por semicondutores (MAJUMDAR e MANNA,

2003).

O domínio dos diferentes processos de materiais a laser está em função da

aplicação adequada da densidade de potência (energia por área) e sua interação

com o tempo. A Figura 2.3 apresenta um mapa dos diferentes processos de

tratamento a laser em função da densidade de potência e do tempo (MAJUMDAR e

MANNA, 2003).

Figura 2.3 – Mapa dos diferentes processos de materiais a laser em função da

densidade de potência e o tempo (MAILLET, 1987).


Da análise da Figura 2.3 pode-se concluir que é possível obter processos de

aquecimento, fusão e vaporização por meio do ajuste da densidade de potência e do

tempo, de acordo com o objetivo do tratamento. Os processos que envolvem

vaporização, que se encontram na região direita superior da Figura 2.3 como o corte

e a marcação a laser, determinam um aquecimento do material muito acima do

ponto de fusão, removendo material no estado de vapor. Processos de vaporização

necessitam de uma densidade de potência maior do que os processos de fusão e

aquecimento e um maior ciclo de tempo. Já os processos de fusão, na região

intermediária da Figura 2.3, como formação de ligas, solda e revestimento de

camadas determinam um aquecimento a temperaturas um pouco acima do ponto de

fusão do material e requerem maiores densidades de potência do que nos

processos de aquecimento. Na região esquerda inferior da Figura 2.3, processos de

aquecimento como a têmpera superficial requerem menor densidade de potência e

menor tempo de interação do feixe com o material do que os processos de fusão e

vaporização, sem chegar à fusão (MAILLET, 1987). A densidade de potência

utilizada para o processo de têmpera a laser é muito menor do que a densidade de

potência utilizada para corte e solda, podendo variar de 1000 a 2000 W/cm2, e

ocasionalmente potências bem maiores como 5000 W e bem menores como 500

W/cm2 (ASM HANDBOOK, HEAT TREATING, 1991).

2.2 Engenharia de Superfícies a Laser

Os tratamentos superficiais por laser são hoje uma realidade industrial, com

diversas aplicações, mas com o mesmo objetivo de melhorar certas propriedades

superficiais dos materiais, tais como: mecânica (dureza, resistência a fadiga);

tribológica (atrito, desgaste) e química (corrosão). A percepção destes benefícios

levou a criação de mais um ramo dentro da engenharia, a engenharia de superfície.

Os processos da engenharia de superfície a laser são divididos em dois

grandes grupos. O primeiro deles envolve apenas modificação microestrutural na

superfície sem adição de material, estando incluso neste grupo a têmpera, a

fusão/refusão e a texturização. O segundo grupo envolve a adição de um novo


elemento ou material à superfície, como os processos de formação de ligas e

revestimento de camadas (MAJUMDAR e MANNA, 2003).

Processos como a cementação, a nitretação, a têmpera a chama e por

indução são amplamente utilizados na engenharia de superfícies, entretanto

possuem certas limitações, as quais são: alto consumo de energia e tempo, baixa

precisão dimensional e pouca flexibilidade (MAJUMDAR e MANNA, 2003). Ainda na

têmpera a chama é difícil o controle da temperatura podendo ocorrer

superaquecimento do material quando um ciclo de aquecimento lento é empregado

ou pode-se não atingir a dureza e a uniformidade desejada na superfície quando um

ciclo de aquecimento muito rápido é empregado (ASM HANDBOOK HEAT

TREATING, 1991).

O feixe do laser utilizado nos processos da engenharia de superfícies tem

capacidade de modificar a camada dos materiais em uma profundidade de 0,01 a 5

mm, dependendo dos parâmetros do processo, embora profundidades de 0,05 mm a 1

mm sejam as mais comuns de serem produzidas (ASM HANDBOOK, SURFACE

ENGINEERING, 1994).

No presente estudo, a técnica de têmpera superficial a laser por diodo será

tratada com maior ênfase a seguir.

2.3 Metalurgia da Têmpera

Têmpera é um tratamento térmico que envolve um conjunto de operações de

aquecimento e resfriamento a que são submetidos materiais metálicos, sob

condições controladas de temperatura, velocidade de resfriamento e atmosfera

conferindo ao material um aumento da dureza e conseqüentemente da resistência

mecânica.

O diagrama de equilíbrio de transformação isotérmica (TTT) ferro-carbono é

sem dúvida de fundamental importância para o aproveitamento dos tratamentos

térmicos, entretanto as condições usuais de processamento metalúrgico ocorrem em

condições fora do equilíbrio, com transformações por resfriamento contínuo (TRC),

especialmente processos a laser que possuem ciclos curtos de aquecimento e

resfriamento, deslocando as linhas de transformação do diagrama de equilíbrio.


O objetivo da têmpera em ligas de ferro-carbono é atingido com a formação da

estrutura martensítica (fase α’), por meio de uma alta taxa de resfriamento,

reduzindo a ocorrência da transformação da austenita (fase γ) em outros produtos,

como a perlita ou bainita. Como o espaço disponível para os átomos de carbono é

menor no ferro-α’ do que no ferro-y, os átomos de carbono expandem a rede,

gerando uma tensão interna e aumentando a dureza do aço. A nova microestrutura

formada com esta transformação de fase sem difusão é chamada de martensita,

uma solução sólida supersaturada de carbono, apresentando uma estrutura

tetragonal de corpo centrado (TCC), resultante da distorção ocorrida na estrutura

cúbica de corpo centrado (CCC) (K-E THELNING, 1984). Esta transformação é

associada a um aumento de aproximadamente 4% no volume da estrutura final.

(REED-HILL, 1982 e PORTER, 1994). A martensita é uma fase metaestável, e entre

as várias microestruturas que podem ser produzidas para uma dada liga de aço é a

que possui maior dureza, entretanto a mais frágil (CHIAVERINI, 1990).

Como a têmpera resulta também em tensões internas e uma redução da

ductilidade, o tratamento térmico de revenido geralmente é utilizado na seqüência

para eliminar tais inconvenientes e atingir um equilíbrio entre as propriedades

mecânicas de dureza e ductilidade. Na têmpera superficial a laser, o revenido não é

necessário, pois as alterações microestruturais se dão em uma camada superficial

de aproximadamente 2 mm, mantendo o núcleo com suas propriedades inalteradas.

A transformação da martensita ocorre quando o material passa por uma

temperatura de equilíbrio que separa os intervalos de instabilidade das fases

existentes. Abaixo desta temperatura, a energia livre do material diminui quando ele

passa de uma fase estável em alta temperatura para outra estável em baixa

temperatura. Essa variação de energia livre é a principal força motriz para a reação

martensítica. A força motriz promove deslocamentos entre os átomos de carbono

inferiores a uma distância interatômica (REED-HILL, 1982).

Na nucleação martensítica, pequenos deslocamentos significam que a reação

apresenta elevadas taxas de transformação, por sua vez as altas taxas de

transformação significam a ausência de difusão de longo alcance. Contudo, ainda

hoje, não existe uma teoria totalmente aceita para explicar a nucleação da

martensita (PORTER, 1994).


A nucleação da martensita é uma etapa importante para a resistência do aço,

pois esta etapa influencia na forma e dimensão da ripa final. Em aços hipoeutetóides

com teores de carbono inferior a 0,5% em peso, a martensita possui forma de

lamelas ou ripas, e aços eutetóides/hipereutetóides com médio/alto teor de carbono

(acima de 0,77%C) a morfologia é de placas de martensita (REED-HILL,1982).

Quando os grãos de austenita são pequenos, o espaço para as agulhas de

martensita se desenvolverem é menor, gerando uma estrutura mais refinada, caso

que ocorre com a têmpera a laser. Grãos maiores de austenita facilitam a obtenção

de martensita, pois a distância necessária para o deslocamento dos átomos de

carbono no centro dos grãos de austenita para a formação de novas fases é maior.

Porém, grãos maiores também facilitam a obtenção de austenita retida. Após o

resfriamento de aços com mais de 0,4%C, uma parte da austenita pode permanecer

na estrutura em mensuráveis quantidades, e esta austenita que não é transformada

em martensita chamamos de austenita retida (PORTER, 1994).

A austenita retida pode ser formada de duas maneiras. A primeira ocorre ao

interromper o resfriamento antes de cruzar Mf (temperatura final de formação da

martensita) e a segunda devido às tensões impostas pela variação de volume na

formação das agulhas de martensita. Cada agulha/placa que se forma gera tensões

compressivas tanto na martensita quanto na austenita em sua volta, e em um dado

instante, a compressão pode ser tão grande que a transformação da austenita em

martensita fica impedida (PORTER, 1994).

No presente estudo, a técnica de têmpera superficial a laser promove uma

microestrutura bastante refinada com uma quantidade considerável de austenita

retida, que na seqüência será discutida em maiores detalhes.

2.4 Têmpera Superficial a Laser

A têmpera superficial a laser é um processo útil para endurecer áreas localizadas

e o calor gerado na peça através da absorção do laser é controlado para garantir a

austenitização da microestrutura e posterior transformação desta camada em

martensita, através da rápida dissipação do calor por toda a peça (ASM HANDBOOK,

SURFACE ENGINEERING, 1994).


Na têmpera superficial a laser o tempo de aquecimento é muito menor do que

os métodos convencionais, particularmente as temperaturas de austenitização são

alcançadas em segundos, ou em frações de segundos, sendo freqüentemente o

tempo de aquecimento muito menor que o tempo de resfriamento (ASM

HANDBOOK, HEAT TREATING, 1991).

Burakov et al 1993 indicam que a etapa de aquecimento de um processo a laser

pode ocorrer a elevadas taxas de até 1,0 a 1,5 x 106 ºC/s e o resfriamento para um

aço ferramenta ocorre também muito rapidamente, na faixa de 6 a 7 x 103º C/s

(Burakov et al 1993 apud Assumpção 2001).

Um diagrama de fases esquemático do sistema Fe-C é apresentado na Figura

2.4. Neste diagrama estão indicadas as faixas da temperatura de austenitização e

composições de partida para a têmpera convencional e para a têmpera a laser.

Figura 2.4 – Diagrama esquemático do sistema Fe-C (LIMA 1997 apud GOIA 2010).

A Figura 2.4 mostra que as temperaturas de austenitização da têmpera a laser

são mais elevadas do que na têmpera convencional, devido ao ciclo de aquecimento

da têmpera a laser ser muito maior do que na têmpera convencional. Uma vez

finalizado a austenitização, é preciso resfriar o material o mais rapidamente possível

para a formação da martensita. Embora as duas faixas estejam delimitadas pela

linha A3 e solidus, a temperatura de austenitização é muito maior para a têmpera a

laser, aumentando assim a dissolução dos elementos de liga na matriz fazendo com


que os grãos de austenita se tornem maiores, dificultando transformações

difusionais. Com a temperatura maior para o processo a laser, o carbono se difunde

mais rapidamente e diminui o tempo para que haja homogeneização e o grão se

torne austenítico, o que é muito recomendável para um processo rápido como a

têmpera a laser. O gradiente térmico elevado, no caso do laser, também assegura

uma penetração térmica maior em tempo menor, gerando maior profundidade de

endurecimento. A velocidade de aquecimento também é maior para o têmpera a

laser, fazendo com que a temperatura eutetóide (E) suba (GOIA, 2010). As altas

taxas de aquecimento e de resfriamento promovem durezas consideravelmente

maiores do que as atingidas em processos convencionais (ASM HANDBOOK, HEAT

TREATING, 1991).

A principal característica da têmpera superficial a laser por diodo é a sua

capacidade de dirigir uma alta densidade de potência sobre uma região localizada

na superfície a ser tratada. A distribuição da energia (densidade de potência) do

feixe do laser no material ocorre de duas formas, como mostra a Figura 2.5.

Zona temperadaPerfil de

microdureza Gaussiana

Feixe do laser

Direçãodo feixe

Largurado feixeTop-Hat

Amostra

Figura 2.5 – Distribuição da energia do feixe do laser na peça tratada

(ASM HANDBOOK, SURFACE ENGINEERING, 1994).


A Figura 2.5 mostra que a distribuição de energia na amostra ocorre: na dureza

de topo (sentido transversal ao feixe) em forma de “top hat”, ou seja, se tem a

formação de um gradiente de dureza onde no centro do feixe as durezas são mais

elevadas do que nas bordas, e no perfil de dureza (profundidade de endurecimento)

em forma “gaussiana” (KENNEDY et al., 2004).

Quando o feixe atinge a superfície do material, parte desta energia é absorvida

em forma de calor pela superfície. Se a densidade de potência do feixe do laser for

suficientemente alta, o calor gerado na superfície será muito maior do que a taxa de

calor conduzido para o restante do material, gerando um acréscimo rápido e

localizado da temperatura na região do feixe. Conseqüentemente em um curto

espaço de tempo uma fina camada superficial alcança temperaturas de

austenitização, enquanto o interior do material ainda está frio. Com o movimento do

feixe do laser sobre a superfície, outras regiões são rapidamente aquecidas e

subseqüentemente estas regiões serão rapidamente resfriadas através da

dissipação do calor para o interior do material após a passagem do laser (ASM

HANDBOOK, SURFACE ENGINEERING, 1994).

Por meio da definição dos parâmetros do processo (potência, velocidade e

temperatura) os materiais podem ser endurecidos a profundidades diferentes, e caso

estes parâmetros não estejam adequados a fusão poderá ocorrer (ASM

HANDBOOK, SURFACE ENGINEERING, 1994), resultado indesejado no caso da

têmpera superficial a laser.

A profundidade de endurecimento obtida é também uma resposta do material,

mas raramente atingem-se profundidades superiores 2,5 mm (0,1in). Para aços com

baixa temperabilidade a profundidade obtida é muito menor, variando de 0,25 mm

(0,01in) para aços ao baixo carbono à 1,2 mm (0,05in) para os aços ao médio

carbono (ASM HANDBOOK, HEAT TREATING, 1991).

Assumpção (2001) estudou o efeito dos parâmetros da têmpera superficial a

laser CO2 na microestrutura de um aço de boa usinabilidade e verificou que o

parâmetro determinante para se obter têmpera superficial plena é a potência

utilizada, sendo que potências menores que 1500 W a austenitização não se

completa, e que alterações na velocidade e no foco do feixe implica em ajustes da

potência.


Pantelis et al. (2002) analisaram as transformações geradas pela têmpera a

laser CO2 na microestrutura do aço estrutural CK60 aplicando sobreposições do

feixe do laser. Parte da camada reaquecida é transformada em martensita revenida

com uma queda da dureza, e a austenita retida transformada em martensita.

Pashby et al. (2003) analisaram o efeito da potência da têmpera superficial a

laser por diodo, entre 400 a 1000 W na profundidade de endurecimento dos aços

normalizados 080M40 e 817M40 com composições químicas similares de carbono

(±0,4%) e de Mn (±0,8%). O aço 817M40 contem outros elementos de liga (Ni, Cr,

Mo). Estes autores obtiveram um aumento da dureza do aço 817M40 de 250 para

800 HV a uma profundidade de 0,5 mm e para o aço 080M40 uma dureza máxima

de 500 HV a 0,15 mm de profundidade. Estes resultados mostraram que os aços-

liga são temperáveis em combinações mais baixas de potência e de velocidade de

processamento, gerando perfis de dureza maiores do que os aços carbono comuns.

Slud et al., (2002) analisaram a influência dos parâmetros da têmpera

superficial a laser por diodo no perfil de dureza do aço AISI 1045, e verificaram que

com a potência constante e com o aumento da velocidade há uma redução da

profundidade tratada. Já com a velocidade constante e um aumento da potência há

um aumento da profundidade tratada. O aço atingiu um ganho da dureza de 200 HV

para aproximadamente 700 HV a uma profundidade de 0,6 mm. LUSQUINOS et al.,

(2007) também fizeram o mesmo estudo, entretanto utilizaram a potência constante

e variaram as temperaturas de austenitização de 750 ºC e 800ºC, obtendo um ganho

da dureza de 200 para 650 HV a uma profundidade de 0,3 mm com a maior

temperatura.

Miralles (2003) relatou a comparação dos processos de têmpera superficial a

laser por diodo e têmpera por indução na resistência ao desgaste em ferramentas de

corte. Em todos os parâmetros estudados a têmpera a laser obteve resultados

superiores a têmpera por indução.

Miokovic et al., (2007) utilizaram um laser por diodo para obter diferentes

microestruturas no aço AISI 4140. Estes autores verificaram que a quantidade de

austenita retida e da martensita pode ser controlada pelos ciclos térmicos. Portanto,

diferentes propriedades superficiais são obtidas pela modificação dos ciclos de

potência do laser.


2.5 Têmpera Superficial a Laser em Aços Ferramenta

Com base em características comuns os aços são classificados em grupos

como: a composição química (ex.: aços-carbono e aços-liga); o processo de

fabricação (ex.: aços laminados a quente ou a frio); a forma de produto (ex.: acabado

como barras, chapas, e outros). Dentro do grupo dos aços-liga temos os aços

ferramenta, cuja fabricação exige maiores cuidados, desde a fundição,

transformação mecânica até o tratamento térmico final. Suas propriedades

mecânicas como tenacidade, resistência mecânica aliadas à possibilidade de

otimização de algumas propriedades como a dureza e a resistência ao desgaste,

favorecem sua utilização em uma variedade de aplicações industriais (CHIAVERINI,

1990).

Os aços ferramenta representam uma pequena, entretanto importante parte do

segmento total da produção dos aços e são fabricados e processados seguindo

todas as exigências de normas de qualidade para atingir as propriedades mecânicas

que demandam suas aplicações, principalmente em ferramentas, matrizes e

componentes mecânicos (ASM International, Heat Treater’s Guide, 1995). Estes

aços são classificados pelo sistema AISI (The American Iron Steel Institute System),

diferenciados por letras com base em características similares, como a composição

química, o método de tratamento térmico, especificamente a têmpera, e pela

aplicação de trabalho. Existem mais de 100 tipos de aços ferramenta dentre as

designações: aços temperados a água (W); resistentes ao impacto (S); aços

ferramenta para trabalho a frio temperado em óleo (O); aços ferramenta de média

liga para trabalho a frio temperados ao ar (A); aços ferramenta para trabalho a frio (O

e A), com altos teores de carbono e cromo (D); aços ferramenta para moldes (P);

aços ferramenta para trabalho a quente com altos teores de cromo, tungstênio e

molibdênio (H); aços ferramenta rápido com tungstênio (T) e aços ferramenta rápido

com molibdênio (M) (CHIAVERINI, 1990).

Os aços ferramenta para trabalho a frio desta pesquisa, VD2 e o VC131 (aços

Villares da série AISI D) são utilizados em aplicações críticas, onde demandam alta

resistência ao desgaste, estabilidade dimensional (MESQUITA E BARBOSA, 2005)

e normalmente atingem elevada dureza, da ordem de 700 HV (60 HRC). Nestas


aplicações, também vem sendo muito empregado um aço desenvolvido pela Villares

Metals, denominado VF800AT que possui como principais propriedades alta

resistência ao desgaste associada à alta tenacidade (MESQUITA, ANDRIJAUSKAS

E BARBOSA, 2001).

Há uma procura das indústrias automotivas em aços ferramenta que

apresentem elevada dureza, boa resistência ao desgaste aliada a uma alta

tenacidade, o que está associado diretamente à sua microestrutura. Para aplicações

em matrizes de corte e estampagem, aços para trabalho a frio são comumente

utilizados, adicionados tratamentos de superfície para atingir todas as propriedades

mecânicas que demandam suas aplicações.

Neste contexto, o processo de têmpera superficial a laser por diodo se

apresenta como uma alternativa para melhorar as propriedades mecânicas

superficiais destes aços, transformando uma fina camada superficial (de aprox. 2

mm) em uma microestrutura martensítica, ou seja, com elevada dureza e resistência

mecânica, contudo mantendo o núcleo tenaz. Muitos fatores influenciam nos

resultados da têmpera em aços ferramenta, os quais veremos a seguir em

maiores detalhes.

A composição química e os elementos de ligas adicionados nos aços

ferramenta é um destes fatores, essencialmente com a adição do cromo (Cr). Esta

influência fica mais clara visualizando a Figura 2.6 num diagrama pseudobinário Fe-

Cr-C para um aço com 5% de Cr (a) e para um aço com 13% de Cr (b). Este

diagrama é limitado pelos três diagramas binários Fe-C, Cr-C e Fe-Cr e as fases

austenita, ferrita e líquido são representadas por A, F e L respectivamente. Na

prática, as aplicações deste diagrama são limitadas, porque as condições de

equilíbrio não são alcançadas e a adição de outros elementos de liga altera as fases

observadas em ligas Fe-Cr-C puras. Por outro lado, o diagrama de equilíbrio fornece

subsídios em relação aos tipos de carbonetos e fases metálicas que são estáveis

para uma dada composição e temperatura, assim como informações qualitativas

sobre o limite de solubilidade de carbono e do cromo na austenita com a variação de

temperatura (COSTA 1985 apud PEREIRA 2006).


Figura 2.6 - Diagramas pseudobinário Fe-Cr-C. (a) 5% de cromo (FORGENG et al. 1973 apud PEREIRA 2006); (b) 13% de cromo (BUNGARDT et al., 1958 apud

PEREIRA 2006)

A Figura 2.6 (a) e (b) mostra comparativamente o efeito do aumento do teor de

cromo na redução do campo austenítico (A), diminuindo a solubilidade do carbono

na austenita.

Considerando a completa austenitização dos aços indicados VF800AT, VD2 e

VC131, os carbonetos formados poderão ser do tipo M7C3, onde “M” pode ser V, W,

Mo, Cr, Mn e Mo que são elementos formadores de carbonetos presentes na

composição dos materiais deste estudo (SMITH, 1998).

Cada tipo de aço tem estabelecido uma faixa de temperatura mínima para

ocorrer as transformações e a dissolução dos constituintes. Para a têmpera, essa

faixa de temperatura é definida para atingir a máxima dureza e ao mesmo tempo

manter uma estrutura de granulação fina (K-E THELNING 1984). Neste contexto, a

taxa de aquecimento tem um efeito sobre a taxa de transformação e dissolução dos

constituintes, como mostra a Figura 2.7, indicado para um aço hipereutetóide, como

os aços estudados neste trabalho.


Figura 2.7 – Diagrama de Tempo-Temperatura de Austenitização, aquecimento

contínuo - Aço hipereutetóide (K-E THELNING, 1984).

A Figura 2.7 mostra que para se obter uma austenita homogênea e a completa

dissolução dos carbonetos é necessário aliar a temperatura de austenitização com a

taxa de aquecimento. Como exemplo para os aços hipereutetóides, é necessário

uma taxa de aquecimento de 10ºC/s e uma temperatura de austenitização de

aproximadamente 1100ºC para atingir uma austenita homogênea e a completa

dissolução dos carbonetos (“X” indicado na Figura 2.7). A aplicação de diferentes

taxas de aquecimento e temperaturas de austenitização poderão resultar numa

austenita não homogênea com carbonetos não dissolvidos, ou até ferrita com uma

incompleta austenitização. Este efeito ocorre para os aços-liga, principalmente com

elevado percentual de cromo, os quais necessitam de temperaturas elevadas e um


maior tempo de encharque na temperatura de austenitização para a dissolução dos

carbonetos (K-E THELING, 1984).

Os procedimentos aplicados a têmpera a laser ficam longe do diagrama de

equilíbrio, pois as altas taxas de aquecimento tornam as temperaturas de

austenitização mais elevadas, assim como diminuem a temperatura de início de

transformação da martensita.

A obtenção da máxima dureza na temperatura ambiente também é influenciada

pela taxa de aquecimento como mostra a Figura 2.8 para um aço com 1% C após o

resfriamento.

Figura 2.8 – Efeito da taxa de aquecimento e da temperatura de austenitização na dureza do aço hipereutetóide após tempera (K-E THELNING, 1984).

A Figura 2.8 mostra que após o resfriamento a máxima dureza de 900 HV é

atingida em um faixa de temperatura de 900 a 1070°C . Com uma taxa de

aquecimento de 1ºC/s a temperatura de austenitização fica em torno de 900ºC, já

com uma taxa de aquecimento de 1000ºC/s a temperatura de austenitização

aumenta para aproximadamente 1070ºC, demonstrando que, taxas de aquecimento

maiores elevam as temperaturas de austenitização para a obtenção da mesma

dureza. A aplicação de temperaturas superiores a esta faixa, produz uma redução da

dureza obtida após a têmpera, devido ao aumento da quantidade de austenita retida

na microestrutura (K-E THELNING, 1984).

A temperabilidade dos aços é dependente de alguns fatores: da composição

química do aço como o teor de carbono e dos elementos de liga e do tamanho e


homogeneidade dos grãos austeníticos. Os elementos de liga aumentam a

temperabilidade dos aços até o seu limite de solubilidade no ferro (REED HILL,

1982) e influenciam no resfriamento contínuo, sobre as temperaturas de início de

formação da martensita (Mi), reduzindo a taxa de têmpera crítica, abaixando-as

consideravelmente, a ponto de evitar sua formação total (CHIAVERINI, 1990).

A dureza dos aços-liga com alto teor de cromo, como os aços estudados neste

trabalho, também é dependente da temperatura de austenitização e do tempo de

encharque nesta temperatura, como mostra a Figura 2.9 (K-E THELING 1984).

Figura 2.9 – Dureza do aço ferramenta AISI D2 em função da temperatura de

austenitização e do tempo de encharque (K-E THELNING, 1984)

A Figura 2.9, mostra que menores tempos de encharque resultam em durezas

menores devido à incompleta dissolução dos carbonetos e que tempos maiores de

encharque podem resultar na redução de dureza devido ao aumento da quantidade

de austenita retida. A quantidade de austenita retida também pode aumentar com

elevadas temperaturas de austenitização, quanto maior for esta temperatura, mais

baixa é a posição da linha Mi (linha de início de formação da martensita), em razão

de se dissolver uma maior quantidade dos carbonetos na austenita, antes do

resfriamento (K-E THELING 1984). Apreciáveis quantidades de austenita retida

podem estar presentes também a temperatura ambiente juntamente com a

martensita, à medida que aumenta o teor de carbono (REED-HILL, 1982).

Pantsar (2007) demonstrou os resultados de dureza superficial em um aço

ferramenta com aprox. 5%Cr após o processo de têmpera a laser por diodo,

comparando amostras resfriadas ao ar e amostras resfriadas com nitrogênio líquido.

O maior valor de dureza, 926 HV foi encontrado para a maior temperatura de


austenitização e menor velocidade (T= 1426ºC, V= 1.1 mm/s) após o resfriamento

com nitrogênio líquido. No resfriamento ao ar, o maior valor de dureza encontrado,

822 HV, foi obtido para a maior temperatura (T= 1422ºC) e velocidade média de 3.3

mm/s. Nas micrografias das amostras austenitizadas em maiores temperaturas e

maiores velocidades, verificou-se uma quantidade maior de carbonetos não

dissolvidos na região temperada. A seleção dos parâmetros da têmpera a laser para

os aços liga são mais complicados do que os aços carbono comuns, pois os

carbonetos são estáveis até mesmo em elevadas temperaturas, e sua dissolução

exige um tempo de encharque mais longo na temperatura de austenitização,

conforme já comentado anteriormente na Figura 2.7.

Sendo uma fase instável e muito mole, a austenita retida reduz drasticamente

os benefícios dos tratamentos superficiais a laser, pois esta pode se transformar em

serviço causando alterações dimensionais e trincas.

Colaço e Vilar (2001) estudaram os efeitos dos parâmetros da refusão a laser

CO2 na quantidade de austenita retida no aço AISI 420. Os autores observaram que

a quantidade de austenita retida é tanto maior, quanto maior for à velocidade e

menor a potência. Colaço e Vilar (2005) ainda analisaram a influência da quantidade

de austenita retida na resistência ao desgaste, e verificaram que os melhores

resultados em resistência ao desgaste são obtidos com quantidades menores de

austenita retida.

2.6 Tensões Residuais

O processo de têmpera a laser com a obtenção da martensita gera tensões

residuais internas no material, as quais interferem no desempenho e na vida útil dos

materiais. Portanto é de grande relevância sua análise qualitativa e quantitativa.

As tensões residuais são tensões internas em equilíbrio que existem em um

corpo, sobre o qual não há forças externas ou restrições agindo em sua superfície.

Estas tensões são uma resposta elástica do material, decorrentes de deformações

plásticas, deformações por expansão térmica, transformação de fases, precipitação,

e outros (NOYAN E COHEN, 1987). Praticamente todos os processos de produção

geram tensões residuais, tendo origem mecânica, química ou térmica.


Existem vários métodos de medição de tensão residual, como difração de

raios-x, técnicas de ultra-som, método do furo cego, magnéticos, a laser e outros.

Cada método possui um domínio de aplicações bem definido e a escolha de um

específico depende de vários fatores, tais como, a natureza do campo de tensão

residual, da incerteza de medição, do tipo do corpo de prova, etc. (ASM

HANDBOOK, MECHANICAL TESTING AND EVALUATION, 2000).

A técnica de difração de raios-X pode ser utilizada para investigar a

orientação e a qualidade de cristais isolados e a estrutura de agregados

policristalinos, para determinar a estrutura de um cristal, para medir parâmetros do

retículo cristalino, para determinar diagramas de fase, para estudar transformações

no reticulo cristalino, para análises químicas quando auxiliado por outra técnica e

medição de tensões residuais (CULLITY, 1978).

O princípio da técnica de difração de raios-X, assim chamados pelo alemão

Wilhelm Conrad Roentgen em 1895 devido a sua natureza desconhecida até aquele

momento, ocorre quando um feixe de raios-X, se choca contra a superfície de um

cristal formando um ângulo θ (CULLITY, 1978). Uma porção destes raios são

dispersos pelos átomos da superfície e a porção não dispersa penetra na segunda

camada de átomos e mais uma vez, uma fração é dispersa, e a fração que resta

penetra na terceira camada de átomos, e assim sucessivamente. O efeito

acumulativo dessa dispersão produzida pelos centros regularmente espaçados do

cristal é a difração do feixe, da mesma forma que a radiação visível se difrata em

uma rede de reflexão. Para que a difração ocorra é necessário que o espaçamento

entre os planos dos átomos seja aproximadamente o mesmo, que a largura da onda

da radiação e que os centros de dispersão estejam distribuídos no espaço de uma

maneira bastante regular. Em 1912, W. L. Bragg tratou a difração de raios por

cristais como mostra a Figura 2.10. Neste caso, um feixe estreito de radiação se

choca contra a superfície de um cristal formando um ângulo θ. A dispersão ocorre

devido à interação da radiação com os átomos localizados em O, P e R. Se a

distância corresponder a Equação 2.2, sendo n um número inteiro, a radiação

dispersada estará em fase em OCD e o cristal parecerá refletir a radiação X

(SKOOG et al, 1998).


Figura 2.12– Difração de raios-X produzida por um cristal (SKOOG et al., 1998).

AP + PC - nλ Eq. 2.2

Porém, como AP é igual a PC, e PC é igual a dsenθ, onde d é a distância

interplanar, pode-se concluir que as condições para ter uma interferência construtiva

do feixe que forma um ângulo θ com a superfície do cristal são descritas pela Lei de

Bragg, apresentada na Equação 2.3 (SKOOG et al, 1998).

nλ= 2d senθ Eq. 2.3

Na Equação 2.3, n é a ordem de reflexão, a qual deverá ser um número

inteiro consistente com o senθ. Assim, tem-se uma expressão simples relacionando

o comprimento de onda do raio-x com a distância interplanar e com o ângulo do feixe

difratado.

O método de difração de raios-X é um método não destrutivo para medição

de tensões residuais, ou mais precisamente, deformações devido às tensões

residuais. A deformação pode ser medida apenas na superfície onde a tensão no

elemento investigado é aliviada na direção normal à superfície devido à falta de

compressão nessa direção. Este método depende da regularidade dos

espaçamentos dos planos atômicos, dos quais são alterados de acordo com tensões

elásticas. O espaço interplanar medido em relação ao espaço interplanar original

gera uma unidade de deformação que pode ser interpretada em termos da tensão

final (ALMEN e BLACK, 1963).


A Figura 2.11 (a e b) esquematiza os dois métodos básicos de medição de

tensões residuais. Como a penetração dos raios-X está limitada a apenas dois ou

três cristais da superfície, deve-se assumir que a tensão na região investigada é

paralela a superfície. Na Figura 2.11 (a) é apresentada a posição normal do

goniômetro quando a direção do arranjo de planos está paralela a superfície. O feixe

refletido irá obedecer a Lei de Bragg, Equação 2.3 (ALMEN e BLACK, 1963).

Figura 2.11 – Difratômetro. (a) difração de raios-X; (b) medição de tensões residuais por difração de raios-X (CULLITY, 1978).

Pode ser visto na Figura 2.11 que a medição de tensões por difração de raios-

X é gerada pela mudança do ângulo de difração, resultando de uma diferença

pequena em espaços interplanares de dois planos orientados em diferentes ângulos

ψ em relação aos planos, Figura 2.12. Quando as distâncias interplanares são

determinadas para o modo normal de difração dn, onde ψ = 0, e dψ para o ângulo

incidente igual a ψ, a correspondente tensão residual deve ser determinada pela

Equação 2.4 (CULLITY, 1978; ALMEN e BLACK, 1963).


Figura 2.12 – Tensões na superfície de um corpo. σ = 0. A tensão a ser medida é σφ

(CULLITY, 1978).

Eq. 2.4

Onde dψ é o espaço interplanar com ângulo incidente ψ, dn é o espaço

interplanar com ângulo incidente normal, E é o módulo de Young, υ é o coeficiente

de Poisson e ψ é o ângulo incidente.

A Equação 2.4 permite calcular a tensão em qualquer direção dos

espaçamentos interplanares determinados por duas medições, feitas no plano

normal ao da superfície e contendo a direção das tensões a serem medidas

(CULLITY, 1978).

A superfície dos materiais temperados a laser fica sujeita a tensões residuais

superficiais, provenientes dos gradientes térmicos entre o material base e a camada

temperada e das transformações de fase durante o processo de aquecimento e de

resfriamento. Durante o aquecimento, a camada superficial sofre um aumento

expressivo de temperatura com uma dilatação da camada, enquanto o material base

continua relativamente frio, gerando tensões trativas na superfície e compressivas no

material base. Já no resfriamento, com a transformação martensítica da camada


superficial, as tensões se tornam inversas, promovendo tensões compressivas na

superfície e trativas no material base.

A Figura 2.13 mostra dois perfis típicos de tensões residuais para um material

tratado a laser (DOMES et al., 1993; BOUFOUSSI et al., 1992 apud PEREIRA 2006).

Figura 2.13 – Perfis típicos de tensões residuais após tratamento a laser (a) seção transversal da trilha e (b) no perfil de profundidade (PEREIRA 2006).

A Figura 2.13 mostra que transformação martensítica na trilha tratada causa uma

expansão quando o parâmetro de rede é transformado e este efeito promove tensões

compressivas na área tratada. A Figura 2.13(a) mostra que ao redor da trilha, tensões

trativas estão presentes na zona termicamente afetada, e estas tensões vão diminuindo

até o nível do material base com o aumento da distância. Na Figura 2.13 (b) um

comportamento similar também pode ser observado no perfil de profundidade

(PEREIRA, 2006).

Peng e Ericsson (1998) e Solina et al., (1986) demonstraram que nos

tratamentos de têmpera a laser, durante o aquecimento formam as tensões residuais

térmicas, de tração, devido a contração de volume que ocorre com a transformação

para austenita, e no resfriamento formam as tensões compressivas, devido a uma

expansão de volume que ocorre com a transformação para martensita.

Bailey et al., (2009) em estudo do aço AISI 4140 apresentaram um método (FEM

Residual Stress Model) para prever as tensões residuais formadas após a têmpera

superficial a laser por diodo. Os resultados deste trabalho mostraram um pico das

tensões residuais compressivas ao longo da superfície de aproximadamente -200 MPa


até 4mm de distância do centro do feixe do laser, e tensões térmicas que variaram de

100 a 180 MPa a uma distância de 7 mm do centro do feixe do laser.

As tensões residuais compressivas são favoráveis para aumentar à resistência a

fadiga, ao desgaste e a corrosão (PANTELIS et al., 2002).

Basu et al. 2007, através da técnica de difração de raios-x identificaram as

diferentes fases nas camadas do aço SAE 52100, após tempera a laser a uma

profundidade de 45 µm. Foram detectadas no substrato e na camada intermediária a

fase ferrita / martensita e carbonetos e na camada temperada foi encontrada

austenita residual e carbonetos.

Com base nos resultados dos artigos estudados, este trabalho analisou a

influência dos parâmetros da têmpera superficial a laser por diodo, a partir da

temperatura de austenitização e da velocidade de processamento, na microestrutura

dos aços ferramenta para trabalho a frio, VF800AT (aços Villares), VD2 e o VC131.

Capítulo 3 Materiais e Métodos 51

3 MATERIAIS E MÉTODOS

A metodologia utilizada no desenvolvimento deste trabalho é apresentada no

fluxograma esquemático da Figura 3.1. Maiores detalhes de cada etapa do processo

de têmpera superficial a laser por diodo, bem como as técnicas utilizadas para

analisar seu efeito nas propriedades metalúrgicas e mecânicas da camada

temperada dos aços ferramenta para trabalho a frio, serão apresentados nos itens

3.1a 3.5.

Figura 3.1 – Fluxograma da metodologia utilizada na pesquisa

Material de Estudo: VF800AT, VD2 e VC131

(aços Villares)

- Corte - Usinagem

- Retifica

Preparação das amostras

Caracterização do material de partida

Análise dos Resultados

Análise de austenita retida e tensões residuais por

Difração de Raios X

Caracterização microestrutural

Têmpera Superficial a Laser por Diodo

Parâmetros estudados:

- Temperatura de Austenitização - Velocidade de Processamento

Perfis de dureza Vickers (HV)

- Caracterização Microestrutural - Medição de Dureza


3.1 Material

Os aços ferramenta para trabalho a frio utilizados neste trabalho VF800AT,

VD2 e o VC131 foram fornecidos pela Villares Metals. Estes aços estão classificados

dentro do grupo dos aços-liga especiais, fornecidos recozidos, com dureza máxima

de 250 HB, do tipo alto carbono e com maiores quantidades de elementos de liga. O

aço VD2 e o VC131 são similares ao AISI D2 e ao AISI D6 respectivamente. São

amplamente utilizados em ferramentas para conformação a frio de metais por

possuir uma excelente combinação entre resistência ao desgaste e tenacidade.

Os materiais foram recebidos na forma de barra, forjado e recozido. A Tabela

3.1 apresenta a composição química nominal e a composição química medida por

espectrometria de emissão óptica destes aços.

Tabela 3.1 – Composição química dos aços ferramenta

Aços / Elemento Químico

VF 800AT VD2 VC 131

Nominal (%em peso)

Medido (%em peso)

Nominal (%em peso)

Medido (%em peso)

Nominal (%em peso)

Medido (%em peso)

C 0,8 0,8 1,4-1,6 1,5 2,0-2,3 1,8

Cr 8,0 8,1 11,0-13,0 10,8 11,0-13,5 11,2

V 0,5 0,4 1,1 máx. 0,7 1,0 máx. 0,1

Nb - 0,1 - 0,00005 - 0,00013

W - 0,01 - 0,056 1,0 máx. 0,5

Mn 0,4 0,3 0,6 máx. 0,3 0,6 máx. 0,3

Mo 2,0 2,1 0,7-1,20 0,7 - 0,1

Si 0,9 0,8 0,6 máx. 0,4 0,6 máx. 0,4

Ni - 0,1 0,3 máx. 0,3 0,3 máx. 0,2

3.2 Preparação das Amostras

As barras de aço ferramenta fornecidas pela Villares Metals com as dimensões

de aproximadamente 300 x 300 x 100 mm foram primeiramente usinadas e

retificadas até atingir blocos com as dimensões de 100 x 100 x 100 mm. A superfície


do material a ser temperado interfere nos resultados da têmpera superficial, como o

coeficiente de absortividade. Portanto, a têmpera superficial a laser é o último

processo a ser realizado, aplicado em ferramentas sem rugosidade e já acabadas.

Nas amostras retificadas foi realizada a caracterização destes materiais quanto à

composição química, microestrutura no estado de fornecimento e dureza inicial.

Posteriormente os blocos retificados foram submetidos ao tratamento de

têmpera superficial a laser por diodo, aplicando as pistas de laser na face superior e

inferior do bloco, para garantir que não houvesse sobreposição e obedecendo à

distância de 10 mm entre as pistas de laser como mostra a Figura 3.2. As pistas de

laser foram aplicadas variando os parâmetros do processo de temperatura de

austenitização e velocidade de processamento.

Figura 3.2 – Dimensão dos corpos de prova utilizados nesta pesquisa

3.3 Têmpera Superficial a Laser por Diodo

O equipamento Kuka – KR 100 HA utilizado neste trabalho é de propriedade da

empresa COMP. O funcionamento do laser por diodo se dá por meio de

semicondutores integrado num robô CNC, e a radiação é transportada por fibra

óptica. A Tabela 3.2 apresenta as especificações técnicas do equipamento e a


Figura 3.3 mostra o sistema do laser de diodo integrado a um robô CNC-Kuka, e

seus componentes.

Tabela 3.2 – Especificações técnicas do equipamento de têmpera superficial a laser por diodo

Fonte laser

Laser diodo de alta potência: LDL 160-4600 W. Comprimento de onda: 940- 980 nm. Peso: 18 kg

Deslocamento da máquina

Robô articulado, KUKA: KR 100 HA (High Accuracy), com 6 eixos, alcance máximo de 2700 mm, repetibilidade= ±0,1mm.

Controle de temperatura Pirômetro de 2 cores para controle da temperatura, acoplado no laser. Faixa de medição: 600 a 1300°C.

Óptica Tamanho do foco (lentes): 15 X 15 mm, 9 X 40 mm ou 6 x 6mm Distância do foco do laser no material: 246 mm

Figura 3.3 – Principais componentes do equipamento de têmpera superficial a laser por diodo

Radiação transportada

por fibra ótica

Pirômetro

Cabeçote do laser

Ópticas

Robô Kuka


O equipamento possui um conjunto de três lentes com dimensões diferentes,

as quais são utilizadas de acordo com os raios a serem temperados. As dimensões

das três lentes são: 40 x 9, 15 x 15 e 6 x 6 mm. Para esta pesquisa foi utilizada a

lente de 15 x 15 mm, pela geometria quadrada.

O equipamento possui um pirômetro acoplado em seu sistema, o qual mede a

temperatura de austenitização do processo ajustando automaticamente a potência.

A potência máxima deste equipamento é de 4700 W com um comprimento de onda

que varia de 940 a 980 nm dependendo da potência utilizada. O ciclo de

aquecimento para atingir a temperatura de austenitização definida é de

aproximadamente 3 a 5 segundos, conforme manuais do fabricante do equipamento.

3.3.1 Parâmetros da têmpera superficial a laser por diodo

Foram realizados experimentos variando os parâmetros da temperatura de

austenitização e da velocidade de processamento da têmpera superficial a laser por

diodo, para analisar seu efeito nas propriedades metalúrgicas e mecânicas da

camada temperada dos aços ferramenta AISI D2, D6 e o VF 800AT.

Para a definição dos parâmetros do processo, foram realizados testes

experimentais preliminares, com o objetivo de atingir valores de dureza superficiais

acima de 500HV (±50HRC).

Para cada um dos três materiais foram selecionados três níveis de

temperatura, e dois níveis para a velocidade, totalizando 18 condições, como mostra

a Figura 3.4.


Figura 3.4 – Experimentos realizados nos aços ferramenta VF800AT, VD2 e VC131.


3.4 Técnicas de Análise

3.4.1 Caracterização microestrutural

A microestrutura dos aços foi analisada em microscópio óptico antes e depois

da têmpera superficial a laser por diodo. Após a têmpera a laser, os blocos foram

cortados por eletroerosão a fio, (equipamento Kametal com fio de latão extra-duro),

no sentido transversal em fatias de 10 mm e cortado em torno da camada

temperada para a caracterização, como mostra a Figura 3.5.

Figura 3.5 – Corte transversal mostrando a camada superficialmente temperada a laser variando os parâmetros de temperatura de austenitização e velocidade de

processamento.

A secção transversal das amostras foram embutidas em baquelite no sentido

transversal, lixadas até a grana de 1200 e seqüencialmente polidas com suspensão

de diamante até ¼ µm. Para revelar a microestrutura do aço foi feito ataque

metalográfico utilizando solução Nital (Álcool etílico + 4% de ácido nítrico), Picral,

Vilella, Lepera e Metabissulfito de Sódio 10%. Foi utilizado o microscópio óptico

Olympus BX51 com analisador de imagens da UTFPR, software Image-Pro Plus.

Para a comparação microestrutural em relação a dissolução dos carbonetos e

a fração de austenita retida formada, foram preparadas e atacadas amostras

simultaneamente no mesmo baquelite para garantir o mesmo nível de ataque

químico. As micrografias foram editadas no software GIMP para elaboração de

panorâmicas.

Para elucidar alguns detalhes microestruturais não revelados no microscópio

óptico foi utilizada também a microscopia eletrônica de varredura (MEV) na Renault,

com o equipamento Shimadzu SS-550.


3.4.2 Difração de raios-X

A técnica de difração de raios-X foi utilizada para identificação das fases,

quantificação da austenita retida e medição das tensões residuais.

Para a identificação das fases presentes do material VF800AT no estado de

fornecimento e depois de temperado a laser em uma das condições selecionadas,

foi utilizado o difratômetro da UFSC, Philips X´Pert, com radiação incidente CuK-α

(λ= 1,54060 Å), corrente de 30mA e tensao de 40kV, numa faixa de 30 a 100º (2θ) e

uma velocidade de varredura de 0,05º/s. A identificação das fases cristalinas

presentes foi realizada através da biblioteca do JCPDS ( Joint Committee of Powder

Diffraction Standarts) (JCPDS, 2002).

Para a quantificação da austenita retida (AR) foi utilizado o equipamento

Difratômetro de Raio-X RIGAKU da empresa Bosch. Utilizou-se o método Iso-

inclination, a radiação incidente (Cr), o pico de difração analisado (156.104°), a

variação angular (150 < 2θ < 157), corrente de 30 mA e tensão de 40 kV.

As medições de tensão residual em profundidade foram realizadas no

Laboratório de Análise Tensões da Escola de Engenharia da Universidade Federal

Fluminense (UFF). A técnica utilizada foi a de remoção de camadas por meio de

polimento eletrolítico, Figura 3.6, e medição das tensões residuais por difração de

raios-X, Figura 3.7. Para o polimento foi utilizado um eletrólito à base de cloreto de

sódio com parâmetros de tensão e corrente de 30 V e 15 A respectivamente, e a

profundidade da camada removida foi aferida por relógio comparador digital. Para as

medições de tensão residual foi utilizado o equipamento X-Stress3000, com 30 kV

de voltagem e 6,7 mA de corrente, com radiação CrKα, difratando o plano {211} em

(0º, 20,7º, 30º, 37,7º e 45º), com tempo de 5 segundos de incidência de raios-X para

cada ângulo e com um colimador de 3 mm.

As medições das tensões residuais foram realizadas em dois sentidos:

- Tensões residuais no sentido longitudinal do feixe do laser, ou seja, no

sentido da velocidade de processamento.

- Tensões residuais no sentido transversal do feixe ,ou seja, na direção das

bordas do feixe do laser.


Figura 3.6 – Equipamento de polimento eletrolítico, composto de: (1) fonte de tensão

e corrente; (2) pincel com eletrólito; (3) relógio comparador digital (LAT/UFF)

Figura 3.7 – Equipamento de medição de tensão residual, X-Stress 3000 (LAT/UFF)


3.4.3 Dureza Vickers (HV)

A propriedade mecânica de dureza foi analisada por meio do ensaio Vickers

(MDV) através do equipamento de propriedade da UTFPR modelo SHIMADZU HVM-

2. Para as análises foram realizados dois tipos de perfis: (a) gradiente de dureza de

topo, no sentido transversal ao feixe do laser e (b) perfil de dureza, no centro do

feixe do laser, como mostra a Figura 3.8 (a e b).

(a)

(b)

Figura 3.8 – Esquema de medição de dureza. (a) Gradiente de dureza transversal ao

feixe do laser e (b) Perfil de dureza no centro do feixe do laser


O gradiente de dureza de topo, Figura 3.8(a), foi realizado antes do

embutimento, no sentido transversal ao feixe do laser, com distância entre o centro

das impressões adjacentes de 1000 µm.

O perfil de dureza na profundidade de endurecimento Figura 3.8(b) foi realizado

no corte transversal, no centro do feixe do laser, a partir de 200 µm da superfície e

com distância entre o centro das impressões adjacentes de 200 µm. Cada valor de

dureza medida corresponde a uma média de três medições com distância de 1000

µm, sendo cada perfil completo uma média de três perfis.

As medidas de dureza foram realizadas com a carga de 1 kg (9.807 N) e tempo

de aplicação de 10 s. O procedimento adotado para esta caracterização foi conforme

a norma NBR 6672 (1981).

A Figura 3.8(b) mostra também que na profundidade de endurecimento foram

identificadas duas regiões distintas, a ZTA (Zona Termicamente Afetada)

considerada como a ZT (Zona Temperada) e o MB (Material Base).

Como profundidade de endurecimento utilizou-se de referência o valor de

dureza de 500 HV (~50HRC). Este valor foi baseado nas exigências dos clientes da

empresa Comp que utilizam a têmpera superficial a laser por diodo para aumentar a

resistência mecânica dos materiais metálicos.

Capítulo 4 Resultados e Discussão 62

4 RESULTADOS E DISCUSSÃO

Neste capítulo são apresentados e discutidos os resultados experimentais

relacionados ao processo de têmpera superficial a laser por diodo nos aços

ferramenta para trabalho a frio VF800AT, VD2 e o VC131.

Para a definição dos parâmetros do processo, foram realizados testes

experimentais preliminares, com o objetivo de atingir valores de dureza superficiais

acima de 500HV (~50HRC) coerentes com as exigências dos clientes da empresa

Comp que utilizam a têmpera superficial a laser por diodo para aumentar a

resistência mecânica destes aços. Estes aços são utilizados no geral em

ferramentas de estampagem/corte que sofrem elevados esforços mecânicos e que

necessitam de uma alta resistência ao desgaste abrasivo

O diferencial desta técnica de têmpera superficial a laser está na característica

do equipamento em ajustar automaticamente a potência em função dos parâmetros

da têmpera pré-definidos, de temperatura de austenitização e velocidade de

processamento. A Figura 4.1 mostra o comportamento da potência e da temperatura

de austenitização do aço ferramenta VC131 para a temperatura de 1080ºC e

velocidade de 1 mm/s.

Figura 4.1 – Gráfico do comportamento da temperatura de austenitização e da potência do laser durante a têmpera do aço VC131 (Temp.: 1080ºC / Vel.: 1 mm/s).

A Figura 4.1 mostra o comportamento da temperatura (linha tracejada) a qual

no início da têmpera para alcançar a temperatura de austenitização de 1080ºC o


equipamento atingiu um pico de potência (linha cheia) de aproximadamente 3800 W.

Em seguida para manter a temperatura estabilizada durante todo o processo, a

potência variou aprox. de 1100 a 1300 W. Esta variação da potência ocorre pela

falta de homogeneidade do material na seção temperada. LUSQUINOS et al., (2007)

em seu trabalho no qual utilizaram a potência constante e a temperatura variável,

também descreveram este efeito quanto a variação da temperatura durante a

têmpera.

A composição química dos aços também é outro fator que predomina no ajuste

automático da potência para o processo de têmpera a laser por diodo. A Figura 4.2

mostra a potência aplicada para os três aços VF800AT, VC131 e o VD2, para a

mesma condição de processo, temperatura de austenitização 1140 ºC e velocidade

de processamento de 2 mm/s.

Figura 4.2 – Gráfico do comportamento da temperatura e da potência do laser durante a têmpera dos aços VF800AT, VC131 e VD2 (Temp. 1140ºC / Vel.: 2 mm/s).

Como mostra a Figura 4.2, para a temperatura de 1140ºC, o equipamento

demandou potências diferenciadas de acordo com o aço temperado (linha cheia). O

aço com maior percentual de elementos de liga, como o VD2 demandou uma faixa

maior de potência em relação aos aços VF800AT e o VC131. Este efeito está

associado à absortividade dos aços.


A Tabela 4.1 apresenta a faixa de potência aplicada em função dos parâmetros

da têmpera superficial a laser, para os aços VF800AT, VD2 e o VC131.

Tabela 4.1 – Faixa de potência (W) em função dos parâmetros da têmpera a laser.

Vel.: 1 mm /s Vel.: 2 mm /s

Temperatura/ Velocidade

VF800AT VD2 VC131 VF800AT VD2 VC131

Temp.: 1020ºC 800-1000 1000-1200 1000-1100 1250-1500 1500-1600 1250-1500

Temp.: 1080ºC 1000-1250 1100-1300 1100-1250 1500-1650 1500-1700 1500-1750

Temp.: 1140ºC 1000-1400 1250-1400 1300-1450 1500-1750 1600-2000 1600-1750

A Tabela 4.1 mostra que o ajuste automático da potência está associado com a

temperatura de austenitização e com a velocidade de processamento aplicada.

Assim sendo, menores temperaturas e menores velocidades demandam menores

potências de trabalho, e o inverso, maiores temperaturas e maiores velocidades

demandam maiores potências. Como exemplo do aço VF800AT, percebe-se que,

para a realização da têmpera na temperatura de austenitização de 1020ºC a uma

velocidade de processamento de 1 mm/s, a faixa da potência aplicada variou de 800

a 1000 W, e para a mesma velocidade com o aumento da temperatura de

austenitização para 1140ºC, a faixa da potência aplicada foi maior, variando de 1000

a 1400 W. Ainda para o VF800AT, quando aplicada a maior temperatura de 1140ºC

com uma velocidade maior (2 mm/s), a faixa da potência aplicada aumentou para

1500 à 1750 W.

Comparando com o aço VD2, quando foi utilizada a temperatura de

austenitização de 1020ºC a uma velocidade de processamento de 1 mm/s, a faixa

da potência aplicada variou de 1000 a 1200 W, e para a mesma velocidade com o

aumento da temperatura de austenitização para 1140ºC, a faixa da potência

aplicada foi maior, variando de 1250 a 1400 W. Quando aplicou-se a maior

temperatura de 1140ºC com uma velocidade maior (2 mm/s), a faixa da potência

aplicada aumentou para 1600 à 2000 W. O aço VD2 demandou as maiores

potências de trabalho e conseqüentemente o maior aporte térmico em todas as

condições de têmpera.


A correlação entre a temperatura de austenitização e a velocidade de

processamento é obter uma estrutura com elevada dureza e evitar a fusão

superficial. Nos experimentos preliminares, quando aplicado temperaturas de

austenitização acima de 1140ºC, como 1200ºC com uma velocidade de 1 mm/s,

observou-se uma microfusão superficial, e com velocidades maiores a dureza de

500 HV desejada não foi atingida na superfície.

Na Figura 4.3 (a e b) pode ser observado de uma forma simplificada o efeito da

potência do laser aplicado nos aços.

(a) (b)

Figura 4.3 – (a) Macrografia de uma amostra do aço VD2, temperada superficialmente a laser com temperatura de 1020ºC e velocidade de 1 mm/s.

(1) Material base; (2) Zona temperada com dureza elevada. (b) Ampliação.

No ponto (1) Figura 4.3(a e b) observa-se o material base (MB), recozido, e no

ponto (2) nota-se visivelmente a passagem do feixe do laser, onde têm-se a zona

termicamente afetada (ZTA) considerada como a zona temperada (ZT). A ZT possui

uma dureza elevada, que depende da microestrutura do material e dos parâmetros

da têmpera superficial a laser por diodo.

Os efeitos da aplicação do laser nas condições definidas nesta pesquisa são

demonstrados a seguir, através da análise microestrutural, fração de austenita

retida, tensão residual e medição de dureza.


4.1 Aço Ferramenta para trabalho a frio VF800AT

4.1.1 Análise Microestrutural

A Figura 4.4 (a e b) apresenta a microestrutura do aço ferramenta para trabalho

a frio VF800AT no seu estado de fornecimento, recozido.

(a) (b)

Figura 4.4 – Microestrutura do aço ferramenta VF800AT no estado de fornecimento, recozido, composta de carbonetos dispersos na matriz ferrítica. (a) Microscopia ótica

(M.O); (b) Ampliação. Ataque Nital10%.

A microestrutura do aço VF800AT, recozido, como mostra a Figura 4.4 (a e b),

é composta por uma fase clara, que são os carbonetos e uma matriz escura

correspondente a ferrita com finos carbonetos dispersos, resultante de um possível

resfriamento muito lento ou um tratamento térmico subcrítico. Os carbonetos que se

apresentam em vários tamanhos e formatos (grandes e irregulares) sugere-se que

sejam carbonetos primários, e os carbonetos finos dispersos na matriz ferrítica,

secundários.

As amostras temperadas superficialmente a laser devido ao refinamento da

martensita e o alto teor de cromo que dificulta o ataque químico, foram preparadas

metalograficamente com diversas soluções de ataque para a revelação da

microestrutura. Foram utilizados: Nital 4% e 10%, Lepera, Picral, Murakami, Vilella,

Metabissulfito de sódio 10% e ataque eletrolítico com 20% de NaOH, entretanto os


melhores resultados foram obtidos com o Nital 10%, Vilella e o Metabissulfito de

sódio 10%.

O tratamento de têmpera superficial a laser por diodo ocorre em um curto ciclo

de aquecimento. A temperatura de austenitização é atingida em alguns segundos

(aprox. 3s). A Figura 4.5 (a e b) apresenta a microestrutura de uma amostra

temperada a laser na temperatura de 1020ºC e velocidade de processamento de

2mm/s. O resultado deste processo é uma camada superficial temperada com

microestrutura martensítica bastante refinada.

(a) (b)

Figura 4.5 – Microestrutura do aço VF800AT temperada superficial a laser, composta de carbonetos dispersos na matriz martensítica e austenita retida. (a) Microscopia

ótica (M.O), Temp.: 1020ºC e vel.: 2 mm/s; (b) Ampliação. Ataque Nital10%.

A Figura 4.5 (a) apresenta uma microestrutura constituída de uma fase clara e

uma fase escura. A fase clara se trata dos carbonetos possivelmente primários não

dissolvidos durante o aquecimento e a fase escura de uma matriz martensítica

resultante do resfriamento rápido. A Figura 4.5 (b) com uma ampliação da região

bem próxima da superfície, ainda permite identificar outra fase clara além dos

carbonetos dispersos na matriz, que se trata da austenita retida presente neste tipo

de aços após o processo de têmpera. Por se tratar de aços com elevada

temperabilidade, o resfriamento de “auto-têmpera” proporcionou bons resultados de

dureza, que serão discutidos mais adiante.


Entre as condições de temperatura de austenitização e velocidade de

processamento estudadas neste trabalho foi possível identificar alterações

microestruturais envolvendo a dissolução dos carbonetos e a fração de austenita

retida formada nas amostras temperadas superficialmente a laser.

Para uma melhor visualização e entendimento destas alterações, utilizaremos

como base a Figura 4.6 para discutir a evolução microestrutural que ocorre a partir

do Material Base (MB) até a Zona Termicamente Afetada (ZTA) considerada como a

Zona Temperada (ZT).

Figura 4.6 – Macrografia do material temperado superficialmente a laser. (MB) Material Base; (ZTA) Zona Termicamente Afetada = (ZT) Zona Temperada.

Os carbonetos presentes na microestrutura do aço VF800AT recozido, mesmo

considerados estáveis a elevadas temperaturas, após a têmpera a laser é possível

de se verificar uma dissolução parcial destes carbonetos de acordo com os

parâmetros utilizados no processo. Mesquita e Barbosa (2005) relatam a presença

de carbonetos M7C3 ricos em Cr, e também carbonetos do tipo MC ricos em V e Nb

na microestrutura do VF800AT após têmpera.

A Figura 4.7 apresenta a evolução da dissolução dos carbonetos para duas

condições extremas de temperatura de austenitização e velocidade de

processamento, as quais foram: (a) menor temperatura e maior velocidade (Temp.

1020ºC e Vel. 2 mm/s) e (b) maior temperatura e menor velocidade (Temp. 1140ºC e

Vel. 1 mm/s).


1020ºC – Vel.: 2 mm/s Temp.: 1140ºC – Vel.: 1 mm/s

(a) (b)

Figura 4.7 – Evolução da dissolução dos carbonetos em amostras do aço VF800AT temperadas a laser. Microscopia ótica (M.O). (a)Temp.: 1020ºC e vel.: 2 mm/s; (b)

Temp.: 1140ºC e vel.: 1 mm/s. Ataque: Metabissulfito de sódio 10%.


A Figura 4.7 (a e b) permite visualizar que na Zona Temperada (ZT) ocorreu uma

alteração no aspecto geral da microestrutura, onde nota-se que bem próximo da

superfície formou-se uma região clara e os carbonetos dispersos na matriz diminuíram

de tamanho e quantidade à medida que se aproximam da superfície. Nota-se que

houve uma dissolução dos carbonetos bastante acentuada na condição (b) temperada

com uma temperatura maior de austenitização (1140ºC) e uma velocidade menor (1

mm/s) em relação a condição (a) temperada com uma temperatura menor (1020ºC) e

uma velocidade maior (2 mm/s). Este resultado vai de encontro com a literatura, onde

são indicadas temperaturas elevadas e maior tempo de encharque ou maior tempo de

residência do feixe do laser para ocorrer à dissolução dos carbonetos (K-E

THELNING, 1984).

O principal efeito da dissolução dos carbonetos é o aumento do teor de C e Cr

na solução sólida da austenita, promovendo melhores resultados da temperabilidade,

ou seja, maiores profundidades da ZT. Como mostra a Figura 4.7, a partir de

medições de dureza, verificou-se que a condição (b) atingiu uma ZT maior, de aprox.

2,2 mm, em relação à condição (a) com uma ZT de aprox. 1,2 mm. Considerando o

maior aporte térmico na condição (b) o fator que prevaleceu para maiores

profundidades da ZT foi à temperatura de austenitização aliada a uma menor

velocidade.

A Figura 4.8 apresenta os tipos de carbonetos presentes na microestrutura do

aço VF800AT temperado superficialmente a laser à 1140ºC e velocidade de 2 mm/s.

Na análise obtida com um detector de elétrons retroespalhados em microscópio

eletrônico de varredura (MEV), como mostra a Figura 4.8, foram identificados dois

tipos principais de carbonetos na microestrutura das amostras do aço VF800AT

temperadas a laser: (1) Carbonetos cinza escuro com auréola cinza claro em

processo de dissolução e (2) Carbonetos cinza claros. As análises de EDS indicam

que os carbonetos cinza escuro são ricos em cromo, molibdênio e vanádio, e o

carboneto cinza claro é composto predominantemente de Mo e V, sendo estes os

mais estáveis até mesmo em altas temperaturas, necessitando de um tempo maior

de residência do feixe do laser para sua dissolução.


Figura 4.8 – Tipos de carbonetos presente no aço VF800AT temperado a laser. Microscopia eletrônica de varredura (MEV). (1) Carbonetos cinza escuro em

processo de dissolução, (2) Carbonetos claros mais estáveis.

Outro efeito que ocorre com a dissolução dos carbonetos é diminuir a

temperatura de início (Mi) e fim (Mf) de formação da martensita, promovendo uma

maior fração de austenita retida na microestrutura. Este efeito pode ser visualizado

na Figura 4.9 (a e b) que mostra uma ampliação do DET. A (detalhe A) e do DET. B

(detalhe B) da Figura 4.7 (a e b), a qual visualiza-se uma região mais clara próximo

da superfície.


(a) (b)

Figura 4.9 - Microestrutura do aço VF800AT temperado superficialmente a laser. (a) DET. A - Temp.: 1020ºC e vel.: 2 mm/s; (b) DET.B - Temp.: 1140ºC e vel.: 1 mm/s.

Microscopia ótica (M.O). Ataque: Metabissulfito de sódio 10%.

Na Figura 4.9 (a e b) nota-se uma região clara próxima da superfície bem mais

acentuada para a condição (b) do que para a condição (a) na qual a têmpera foi

realizada a 1140ºC, favorecendo uma dissolução maior dos carbonetos e

conseqüentemente uma maior fração de austenita retida.


4.1.2 Difração de Raios-X

A superfície do material como recebida e depois de temperada a laser foi

analisada por difratometria de raios-X, para identificar as fases presentes na

microestrutura, conforme apresentado na Figura 4.10 (a e b).

(a)

(b)

Figura 4.10 – Difratograma de raios-X. (a) Amostra como recebida e (b) Amostra temperada superficialmente a laser na temperatura de 1140 ºC e vel.: 2 mm/s.


Pode-se verificar na Figura 4.10 (a) que a amostra de aço como recebida é

ferrítica, com todos os picos bem nítidos e presentes.

Na amostra temperada a laser com temperatura e velocidade maior (1140ºC e

2 mm/s), como indica a Figura 4.10 (b) existe grandes diferenças do difratograma do

material recebido, com a presença de picos de martensita (α’), de austenita (γ) e

mais uma fase, a ferrita (α), ainda mesmo que nas micrografias não foi possível

identificar. O efeito da presença da austenita retida e da ferrita é uma redução da

dureza superficial, que será discutido mais adiante.

Com relação aos carbonetos vistos na microscopia óptica e eletrônica, estes

não foram detectados pelo DRX, porque uma parte desses carbonetos se dissolveu

durante o aquecimento, ou porque a fração volumétrica desses carbonetos estava

abaixo dos limites de detecção da técnica de difração.

O código que aparece no canto superior direito dos difratogramas refere-se ao

código JCPDS ao qual pertence à estrutura cristalina analisada.

A fase ferrita (α) detectada no difratograma pode ser explicada pelas Figuras

4.11 e 4.12.

Figura 4.11 – Efeito do cromo sobre o campo austenítico (CHIAVERINI, 1990).


Figura 4.12 - Diagramas pseudobinários Fe-Cr-C. (a) 5% de cromo (FORGENG et al. 1973 apud PEREIRA 2006); (b) 13% de cromo (BUNGARDT et al., 1958 apud

PEREIRA 2006).

A Figura 4.11 mostra a influência do teor de cromo (Cr) no campo austenítico, a

qual nota-se a tendência da redução do campo austenítico com teores crescentes de

Cr. A Figura 4.12 mostra os diagramas pseudobinários para aços ferramenta com 5

e 13% de Cr, que se aproximam dos aços estudados nesta pesquisa. Considerando

as temperaturas de austenitização aplicadas nesta pesquisa, 1020, 1080 e 1140°C o

campo austenítico para os aços com 13% de Cr é menor do que os aços com 5% de

Cr, dificultando uma austenitização homogênea na microestrutura.

O teor de Cr no aço VF800AT é de aproximadamente 8%, e o teor de Cr e C no

carboneto Cr7C3 presente nestes aços seja de aproximadamente 91 e 9% em peso

respectivamente. Considerando que o ciclo de aquecimento e resfriamento do aço

VF800AT durante a têmpera a laser é muito rápido, este processo deve produzir

regiões heterogêneas na camada temperada e as regiões próximas dos carbonetos

deverão conter elevados teores dos elementos formadores de carbonetos, como o

vanádio (V), molibdênio (Mo) e cromo (Cr).


Durante a solubilização o teor de 91% de Cr deve-se diluir por difusão até o

valor nominal da liga (aprox. 8%), e o teor de C tende a reduzir para 0,8%. Como o

Cr é um elemento substitucional e o C é um elemento intersticial, conseqüentemente

a difusão do C é muito mais rápida do que o Cr, formando regiões próximas dos

carbonetos com teores de cromo muito superiores. O Cr é conhecido como um

elemento alfagêneo, assim como o V e o Mo, e desta forma pode estabilizar a fase

alfa (α) do sistema ferro-carbono próximo dos carbonetos. Este fenômeno deverá ser

maior quanto mais rápido for o aquecimento, devido à menor distribuição do Cr

existente na vizinhança dos carbonetos. Como conseqüência deste fenômeno, uma

redução da dureza ocorreu nestas regiões superficiais.

As evidências experimentais, Figura 4.8, mostram a formação de uma aureola

em torno dos carbonetos de cromo, com regiões extremamente ricas de Cr, bem

como a presença de um pico da fase ferrita (α) Figura 4.10, encontrado na difração

de raios-X.

4.1.2.1 Austenita Retida

A austenita retida (AR) identificada no difratograma das amostras do aço

ferramenta VF800AT temperadas a laser, foram medidas por difração de raios-X,

conforme mostra a Figura 4.13.

Figura 4.13 – Fração de austenita retida (AR) do aço VF 800AT em função dos parâmetros da têmpera superficial a laser (temperatura e velocidade).


A Figura 4.13 apresenta a fração de austenita retida formada nas amostras do

aço VF800AT temperadas superficialmente a laser. Para a menor velocidade de

processamento (1 mm/s) houve uma relação direta com a temperatura de

austenitização. A fração de austenita retida foi de aprox. 1,5, 7 e 10% para as

temperaturas de 1020ºC, 1080ºC e 1140ºC respectivamente, ou seja, a fração de

austenita retida aumentou para temperaturas maiores e para maiores aportes

térmicos. Este efeito está relacionado a uma dissolução maior dos carbonetos

quando realizada a têmpera com temperaturas maiores e velocidades menores, e

conseqüentemente esta maior dissolução dos carbonetos diminuiu a temperatura de

início (Mi) e fim (Mf) de formação da martensita, promovendo uma fração maior de

austenita retida a temperatura ambiente.

Quando realizada a têmpera com a maior velocidade (2 mm/s) a fração de

austenita retida foi de aprox. 1,5, 14 e 7% para as temperaturas de 1020ºC, 1080ºC

e 1140ºC. A fração de AR aumentou até a temperatura de 1080ºC e diminuiu com a

temperatura de 1140ºC. Quando realizada a têmpera com temperaturas de

austenitização muito elevadas (1140ºC) e com velocidades maiores, acredita-se que

nesta condição prevaleceu o efeito da estabilização da ferrita, com o cromo agindo

como um elemento alfagêneo, sendo potencializado este efeito pelo curto ciclo de

aquecimento e resfriamento da têmpera.

A máxima fração de austenita retida (14%) formou-se com a temperatura de

1080ºC e com a velocidade maior (2 mm/s) e a mínima fração (aprox. 1,5%) formou-

se com a menor temperatura de 1020ºC não havendo notável diferença em relação

à velocidade.

A austenita retida não é desejável num aço temperado, pois diminui a

resistência ao desgaste e sendo uma fase instável pode se transformar em trabalho,

favorecendo o aparecimento de trincas superficiais.

A Figura 4.14 mostra a diferença da microestrutura formada a partir de duas

condições onde o efeito da austenita retida fica claramente visível, mantendo a

mesma velocidade de processamento (2 mm/s) e aumentando a temperatura: (a)

1020ºC e (b) 1080ºC.


Temp.: 1020ºC – Vel.: 2 mm/s Temp.: 1080ºC – Vel.: 2 mm/s

(a) (b) Figura 4.14 – Efeito da temperatura de austenitização na fração de austenita retida

(AR) do aço VF800AT temperado a laser. Vel.: 2 mm/s. (a) Temp.: 1020ºC ; (b) Temp.: 1080ºC. Microscopia ótica (M.O). Ataque Metabissulfito de sódio 10%.


Analisando as micrografias da Figura 4.14 (a e b) verifica-se que estão de

acordo com os resultados quantitativos mostrados na Figura 4.13, onde a fração de

austenita retida aumentou de 1,5% para aproximadamente 14% com o aumento da

temperatura de 1020ºC para 1080ºC na velocidade de 2 mm/s. Nota-se nitidamente

na Figura 4.14 (b) uma fase clara mais próxima da superfície, considerando que

estas amostras foram preparadas e atacadas simultaneamente no mesmo baquelite,

acredita-se que esta diferença microestrutural, ou seja, esta fase clara indique a

fração de austenita retida presente, ou até mesmo da ferrita. Albertin et.al (2010) em

estudo da resistência ao desgaste de ferros fundidos com alto teor de cromo após

tratamentos térmicos, mostram que o percentual de carbono na austenita antes da

têmpera é o fator primordial para a obtenção da elevada dureza da martensita,

entretanto é também responsável pela formação da austenita retida, pois o carbono,

o cromo e outros elementos de liga, reduzem o campo austenítico e retardam a

formação da martensita para temperaturas menores. A Figura 4.15(a e b) mostra um

detalhe da região próxima da superfície da Figuras 4.14 (a e b).

(a) (b)

Figura 4.15 – Efeito da temperatura de austenitização na fração de austenita retida (AR) do aço VF800AT temperado a laser. Vel.: 2 mm/s. (a) DET. A - Temp.: 1020ºC; (b)

DET.B - Temp.: 1080ºC. Microscopia ótica (M.O). Ataque: Metabissulfito de sódio 10%.

Analisando as Figuras 4.15 (a e b) é notável a maior dissolução dos

carbonetos na condição (b) que dificultou a formação da martensita e propiciou uma

fração maior de austenita retida.

A Figura 4.16 apresenta o efeito da velocidade de processamento na fração de AR

quando realizada a têmpera na temperatura de 1140ºC: (a) vel.: 1 mm/s e (b) vel.: 2 mm/s.



(a) (b)

Figura 4.16 – Efeito da velocidade na fração de AR do aço VF800AT temperado a laser a 1140ºC. (a) Vel.: 1mm/s e (b) Vel.: 2 mm/s. Microscopia ótica (M.O). Ataque

Metabissulfito de sódio 10%. A Figura 4.17(a e b) mostra um detalhe da região próxima da superfície da

Figura 4.16 (a e b).


(a) (b)

Figura 4.17 - Efeito da velocidade da têmpera a 1140ºC na fração de austenita retida (AR) do aço VF800AT. (a) DET. A - Vel.: 1 mm/s e (b) DET.B - Vel.: 2 mm/s.

Microscopia ótica (M.O). Ataque Metabissulfito de sódio 10%.

Comparando as micrografias da Figura 4.17 (a e b) nota-se que houve uma

maior dissolução dos carbonetos na condição (a) do que na condição (b). A maior

dissolução dos carbonetos deve-se ao fato do maior tempo de residência do feixe do

laser no material e conseqüentemente um maior aporte térmico para a menor

velocidade (1 mm/s). Nos resultados da fração de AR mostrados na Figura 4.13,

com a menor velocidade (1 mm/s) formou-se 10% de AR e com a maior velocidade

(2 mm/s) formou-se 7%. Acredita-se que para estas condições, o maior tempo de

residência do feixe do laser e o maior aporte térmico foram os fatores que

promoveram uma dissolução maior dos carbonetos, dificultando a formação da

martensita ou estabilizando a ferrita.

Ainda é bom ressaltar que, apesar de não ter sido tão expressiva a diferença

da fração da austenita retida em relação à velocidade de processamento na

temperatura de 1140º C, houve uma diferença bastante notável na microestrutura

final, Figura 4.17 (a e b), devido à dissolução maior dos carbonetos na condição (a)

do que na condição (b). Esta diferença microestrutural poderá influenciar em outras

propriedades mecânicas não analisadas nesta pesquisa.

Comparando os resultados de austenita retida obtidos através dos ensaios de

difração, Figura 4.13, nas condições de 1080ºC e 1140ºC na velocidade de 2mm/s,


com as micrografias da Figura 4.18 (a e b) abaixo, percebe- se uma incongruência

nos resultados.

(a) (b)

Figura 4.18 - Efeito da temperatura na fração de austenita retida do aço VF800AT temperado a laser com a velocidade de 2 mm/s. (a) 1080ºC (b) 1140ºC. Microscopia

ótica (M.O). Ataque Metabissulfito de sódio 10%.

Nas micrografias da Figura 4.18 (a e b) o aumento da temperatura de

austenitização de 1080ºC para 1140ºC com a velocidade de 2 mm/s produziu

regiões claras maiores, indicando um aumento da formação de austenita retida.

Entretanto, a análise quantitativa por DRX indica uma redução da formação de

austenita retida de aprox. 14% para 7% nas temperaturas de 1080ºC e 1140ºC

respectivamente. Portanto, acredita-se que seja ferrita parte do constituinte claro

formado na microestrutura da amostra temperada a laser a 1140ºC com uma maior

velocidade.

4.1.2.2 Tensões Residuais

A medição da tensão residual no aço VF800AT após a têmpera superficial a

laser por diodo foi realizada por difração de raios-x.

As medições foram realizadas no sentido transversal e longitudinal ao feixe do

laser, na superfície e ao longo da profundidade até 0,6 mm por meio de polimento

eletrolítico. A Figura 4.19 (a e b) mostra os resultados das medições em função dos

parâmetros (temperatura de austenitização e velocidade de processamento) da

têmpera superficial a laser por diodo.


Figura 4.19 – Tensões residuais do aço VF800AT em função dos parâmetros da têmpera superficial a laser (temperatura e velocidade). (a) tensões transversais ao

feixe do laser e (b) tensões longitudinais ao feixe do laser.

Por definição, nos resultados de tensão residual, o sinal negativo indica tensão

de compressão e, de maneira inversa, o sinal positivo indica tensão de tração.

Observa-se na Figura 4.19 (a e b) que em todas as condições realizadas de

têmpera a laser no aço VF800AT, as zonas temperadas apresentaram tensões

residuais compressivas, decorrentes da transformação martensítica, que expande o

material em aproximadamente 4%. A magnitude das tensões residuais transversais

e longitudinais ao feixe do laser, variaram de aproximadamente -203 à -410 MPa,


indicando um comportamento similar das tensões residuais em relação aos

parâmetros da têmpera superficial a laser. Devido à pequena variação destas

tensões, não foi possível estabelecer uma correlação com os parâmetros da

têmpera e com as microestruturas formadas.

A profundidade de análise realizada, até 0,6 mm não propiciou maiores

informações quanto à transformação das tensões compressivas em tensões trativas

à medida que o material base se aproxima.

4.1.3 Gradiente de Dureza de Topo

A dureza inicial do aço VF800AT variou em uma faixa de aproximadamente

220 a 230 HV (17 HRC), estando de acordo com a ficha técnica do fabricante que

especifica uma dureza máxima de 260 HV (24 HRC) (Villares 2006).

Os resultados do gradiente de dureza de topo do aço VF800AT, transversal ao

feixe do laser, em função da temperatura de austenitização (1020ºC, 1080ºC e

1140ºC) e da velocidade de processamento (1 e 2 mm/s) são visualizados na Figura

4.20 (a e b).

(a) (b)


processamento no gradiente de dureza transversal a pista do laser do aço VF800AT. (a) Vel.: 1 mm/s e (b) Vel.: 2 mm/s.


Analisando os resultados do gradiente de dureza de topo em função da

temperatura de austenitização e da velocidade de processamento indicados na

Figura 4.20 (a e b), nota-se que a forma “top hat” foi verificada em ambas as

condições de velocidade, ou seja, ocorreu uma redução gradual da dureza à medida

que se distancia do centro do feixe do laser e se aproxima do material base.

Para a têmpera realizada com a menor velocidade (1 mm/s) inicialmente

verifica-se que o aumento da dureza teve uma relação direta com o aumento da

temperatura, atingindo durezas no centro do feixe do laser de 636, 714 e 691 HV

nas temperaturas de 1020, 1080 e 1140ºC respectivamente. Entretanto, há uma leve

queda da dureza no centro do feixe do laser ao atingir a temperatura de 1140ºC.

Acredita-se que com o aumento da temperatura melhorou a homogeneidade da

austenita favorecendo assim o endurecimento até a temperatura de 1080ºC. Ao

atingir a temperatura de 1140ºC a maior dissolução dos elementos de liga em

especial o Cromo e o Carbono favoreceu uma fração maior de austenita retida ou

estabilizou a ferrita com o aumento do Cromo em solução. Conseqüentemente

promovendo uma pequena redução da dureza no centro do feixe do laser, sendo a

região mais aquecida da camada.

Para a têmpera realizada com a maior velocidade (2 mm/s) verifica-se uma

queda de dureza mais acentuada no centro do feixe do laser com o aumento da

temperatura, atingindo durezas no centro do feixe do laser de 710, 654 e 511 HV

nas temperaturas de 1020, 1080 e 1140ºC respectivamente. Entretanto, obteve-se

gradientes maiores na distância do centro do feixe do laser em relação a têmpera

realizada na menor velocidade (1 mm/s). Acredita-se que o aumento da velocidade e

e o aumento automático da potência obtenha-se uma austenita mais heterogênea e

uma dissolução maior dos elementos de liga. Como conseqüência, o efeito de

formação de austenita retida ou mesmo a estabilização da ferrita seriam mais

intensos com o aumento da temperatura. Desta forma, justificando a redução da

dureza no centro do feixe do laser.

Este efeito está de acordo com os resultados da fração de austenita retida,

Figura 4.13, onde a fração de AR aumentou até a temperatura de 1080ºC mais caiu

para a temperatura de 1140ºC, prevalecendo nesta condição a estabilização da

ferrita.


4.1.4 Perfil de Dureza

Os perfis de dureza das amostras do aço VF800AT temperados superficialmente

a laser são mostrados na Figura 4.21 (a e b).

Figura 4.21 - Influência dos parâmetros da têmpera superficial a laser no perfil de dureza do aço VF800AT com referência de profundidade de endurecimento de 500

HV. (a) Vel.: 1 mm/s; (b) Vel.: 2 mm/s.


Como referência de profundidade de endurecimento foi definido o valor de

500HV/50 HRC com base nas exigências de clientes da empresa Comp que utilizam o

processo de têmpera superficial a laser por diodo para aumentar a resistência

mecânica dos aços. A ZT (zona temperada) considerada como a ZTA (zona

termicamente afetada) é a distância da superfície para o interior da peça na qual não

mais se observa diferença de dureza com relação ao material base (aprox. 220 a

230 HV).

Analisando os efeitos da temperatura de austenitização no perfil de dureza,

Figura 4.21 (a e b) primeiramente observa-se que há uma relação direta da

profundidade de endurecimento e da ZT com o aumento da temperatura. Maiores

profundidades de endurecimento e conseqüentemente maiores ZT’s são atingidas

com o aumento da temperatura.

A Figura 4.21 (a) mostra que o aço VF800AT temperado com a menor

velocidade (1 mm/s) atingiu as profundidades de endurecimento de aprox. 0,6, 1,4 e

1,9 mm e uma ZT de 1,0, 1,8 e 2,4 para as temperaturas de 1020, 1080 e 1140°C

respectivamente. Com a maior velocidade (2 mm/s) o VF800AT atingiu as

profundidades de endurecimento de aprox. 0,8, 1,4 e 1,5 mm e uma ZT de 1,2, 2,0 e

2,2 para as temperaturas de 1020, 1080 e 1140°C res pectivamente. Os melhores

resultados de profundidade de endurecimento foram atingidos com a maior

temperatura (1140°C) e menor velocidade (1 mm/s). S andven 1995 e Sepold 1994

indicam que quanto maior for o tempo de interação entre o feixe incidente e o aço,

ou seja, quando forem desenvolvidas menores velocidades de processamento,

maior será a quantidade de energia transferida para o material, que, resulta em um

maior aquecimento na superfície do corpo de prova e mais material abaixo da

superfície atingirá temperaturas no domínio do campo austenítico, e assim

temperaturas mais elevadas determinam camadas temperadas mais profundas

(ASSUMPÇÃO, 2001). Ou seja, a têmpera realizada com uma menor velocidade de

processamento (1 mm/s) gera um maior aporte térmico no material do que a

têmpera realizada com uma maior velocidade (2 mm/s). Acredita-se também que

um maior aporte térmico propicia uma maior homogeneidade da austenita.

Como já comentado, as maiores profundidades de endurecimento foram

atingidas na temperatura de 1140°C. Este fato deve- se primeiramente que, aços liga


necessitam de temperaturas mais elevadas para a dissolução dos carbonetos,

essencialmente aços com elevado teor de cromo, assim há um ganho na

temperabilidade (profundidade de endurecimento) com uma maior dissolução dos

carbonetos na fase austenita. E em segundo, houve um maior aporte térmico, ou

seja, com o aumento da temperatura o equipamento automaticamente ajustou para

uma potência maior para atingir a temperatura de austenitização na velocidade

definida. Nas condições estudadas as altas taxas de aquecimento ocorreram em

torno de 350°C/s, corroborando para a obtenção de d urezas elevadas, por meio da

auto-têmpera. Por outro lado, para temperaturas mais elevadas como 1080°C e

1140°C e velocidade de 2 mm/s, tem-se um efeito inv erso na superfície, até 0,2mm,

havendo uma queda da dureza, como já mostrado nos gradientes de dureza de

topo, devido a uma maior fração de austenita retida formada. Na menor velocidade

(1 mm/s) e temperatura de 1140ºC também houve uma queda de dureza até 0,2

mm da superfície. O efeito de queda da dureza superficial na temperatura de

1140ºC com a maior velocidade acredita-se que esteja relacionado com um

percentual de ferrita presente na microestrutura, visto que a fração de austenita

retida indica um menor percentual do que na temperatura de 1080ºC.

A Figura 4.22 correlaciona o perfil de dureza com a microestrutura formada

para a temperatura de 1140°C e velocidade de 2 mm/s .


Figura 4.22 – Perfil de dureza x microestrutura do aço VF800AT após têmpera

superficial a laser por diodo. Temp: 1140°C; e Vel. : 2 mm/s. Microscopia ótica (M.O). Ataque Metabissulfito de sódio 10%.

A condição mostrada na Figura 4.22 não seria aconselhável para uma

aplicação industrial, devido a fração de austenita retida formada na superfície e/ou

da ferrita que promoveram uma queda da dureza superficial até 0,2mm. Levando

em consideração que a têmpera superficial a laser por diodo é uma técnica utilizada

para aumentar a resistência mecânica dos aços ferramenta, os melhores resultados

baseados na dureza de topo, na profundidade de endurecimento e na formação de

austenita retida foram obtidos com a temperatura de 1080ºC e velocidade de 1

mm/s.


4.2 Aço Ferramenta para trabalho a frio VD2


A microestrutura inicial dos aços ferramenta para trabalho a frio VD2 no seu

estado de fornecimento, recozido, é apresentada Figura 4.23 (a e b).

(a) (b)

Figura 4.23 – Microestrutura inicial do aço VD2, composta de carbonetos dispersos na matriz ferrítica. (a) Microscopia ótica (M.O). Ataque: Nital. (b) Ampliação.

A Figura 4.23 (a e b) mostra que a microestrutura inicial do aço VD2 é

composta de carbonetos primários (grandes e vários formatos) e carbonetos

secundários (pequenos e globulares) dispersos em uma matriz ferrítica.

A Figura 4.24 (a e b) apresenta a microestrutura do aço VD2 de uma amostra

temperada a laser na temperatura de 1080ºC e velocidade de 1 mm/s.

(a) (b)

Figura 4.24 – Microestrutura do aço VD2 temperado a laser, composta de carbonetos dispersos na matriz martensítica e austenita residual. (a) Microscopia ótica (1080ºC - vel.: 1 mm/s); (b) Ampliação. Ataque Metabissulfito de sódio10%.


A Figura 4.24 (a) mostra uma microestrutura bastante refinada constituída de

carbonetos complexos dispersos na matriz martensítica. Acredita-se que os

carbonetos grosseiros com diversas geometrias, Figura 4.24(b), sejam os primários,

e os carbonetos menores globulares sejam os secundários. Mesquita e Barbosa

(2005) relatam que após têmpera e revenimento a microestrutura do aço VD2 é

constituída majoritariamente de carbonetos M7C3 ricos em Cr, cuja dureza é inferior

dos carbonetos MC, presentes no aço VF800AT. Diante deste fato, o aço VF800AT

apesar de possuir uma menor fração de carbonetos em relação ao aço VD2, possui

maior resistência ao desgaste abrasivo, pela presença dos carbonetos MC e pela

maior tenacidade. Medanha, Goldenstein e Pinedo (2003), indicam que o tamanho

dos carbonetos é sempre superior na direção longitudinal das barras do que na

direção transversal, em decorrência da anisotropia de deformação que promove o

alinhamento dos carbonetos. O aço VD2 utilizado neste trabalho apresenta

carbonetos distribuídos na direção transversal.

Nota-se também, comparando as micrografias das Figuras 4.23 (b) e 4.24 (b)

que após a têmpera superficial houve uma redução no tamanho dos carbonetos

presentes na microestrutura, indicando uma dissolução parcial destes carbonetos.

Com base na evolução microestrutural do material base (MB) até a zona

temperada (ZT), foram identificadas alterações microestruturais envolvendo a

dissolução dos carbonetos e a fração de austenita retida formada após a têmpera

superficial a laser no aço VD2.

Para uma melhor visualização quanto ao comportamento dos carbonetos e a

fração de austenita retida formada em amostras temperadas a laser com altas taxas

de aquecimento, a Figura 4.25 (a e b) apresenta a evolução da microestrutura do MB

até a ZT para duas condições diferentes de têmpera, as quais: mesma velocidade

(1mm/s) mas com temperaturas diferentes: (a) 1080ºC e (b) 1140ºC.



(a) (b)

Figura 4.25 – Evolução da dissolução dos carbonetos e fração de AR do aço VD2 temperado a laser. Vel.: 1 mm/s. Microscopia ótica (M.O). (a)Temp.: 1080ºC; (b)

Temp.: 1140ºC. Ataque: Metabissulfito de sódio 10%.

Comparando as micrografias da Figura 4.25 (a e b) as quais a têmpera foi

realizada na mesma velocidade de processamento, entretanto com temperatura de


austenitização diferentes, nota-se uma alteração microestrutural bastante

diferenciada entre a condição (a) e a (b) na região bem próxima da superfície,

considerando que estas amostras foram preparadas e atacadas simultaneamente no

mesmo baquelite, acredita-se que esta diferença microestrutural, ou seja, esta fase

clara indique a fração de austenita retida presente. Na condição (b) a qual a

têmpera foi realizada com uma maior temperatura de austenitização (1140ºC)

formou-se uma região bastante clara até aprox. 0,2 mm da superfície. Esta região

mais clara está relacionada com a maior dissolução dos carbonetos durante o

aquecimento com uma temperatura mais elevada do que na condição (a), Como já

comentado este efeito no aço VF800AT, a maior dissolução dos carbonetos dificulta

a formação da martensita reduzindo para temperaturas mais baixas Mi e Mf e

conseqüentemente promove uma fração de austenita retida na superfície.

A Figura 4.26 (a e b) mostra uma ampliação do DET. A (detalhe A) e do DET. B

(detalhe B) da Figura 4.24, onde na região mais clara próxima da superfície, ocorreu

uma dissolução maior dos carbonetos juntamente com a estabilização da fase

austenita (γ).

(a) (b)

Figura 4.26 - Microestrutura após têmpera a laser do aço VD2, com Vel: 1 mm/s. (a) DET. A - Temp.: 1080ºC; (b) DET.B - Temp.: 1140ºC . Microscopia ótica (M.O).

Ataque: Metabissulfito de sódio 10%.

Na temperatura de 1080ºC, Figura 4.26 (a) visualiza-se os carbonetos

primários não dissolvidos, já na Figura 4.26(b) nota-se em grande parte da

microestrutura uma região muito clara, indicando uma dissolução maior dos

carbonetos e a presença da austenita retida.


A Figura 4.27 (a e b) apresenta as micrografias com as mesmas condições de

têmpera anteriores, entretanto foi utilizado o reagente Vilella para revelação das

microestruturas.

(a) (b)

Figura 4.27 - Microestrutura após têmpera a laser do aço VD2, com Vel: 1 mm/s. (a) DET. A - Temp.: 1080ºC; (b) DET.B - Temp.: 1140ºC . Microscopia ótica (M.O).

Ataque: Vilella.

Na Figura 4.27 (a e b), o reagente Vilella revelou uma microestrutura mais

focada nos carbonetos, não sendo nítida a presença da austenita retida. A Figura

4.28 mostra uma ampliação da Figura 4.27 (b).

Figura 4.28 - Microestrutura de uma amostra do aço VD2 temperada a laser, com a temperatura de 1140ºC e vel. de 1 mm/s. Microscopia ótica (M.O). Ataque: Vilella.


A Figura 4.28 mostra a microestrutura resultante de uma amostra temperada a

laser na maior temperatura de austenitização (1140ºC) e na menor velocidade de

varredura (1mm/s). A microestrutura é constituída de martensita, austenita retida e

carbonetos. Em alguns pontos é possível identificar uma estrutura lamelar, similares

a morfologia encontrada por Boccalini e Goldeinstein (2001) apud Sayeg 2010, para

os carbonetos eutéticos do tipo M7C3 e M3C. Isto indica que ocorreu liquação para

esta condição de têmpera a laser.

A liquação ocorre quando se atinge temperatura acima da linha sólidos,

entrando no campo líquido+sólido (L+A) conforme Figura 4.12. No processo de

têmpera a laser o campo (L+A) é atingido devido a superaquecimentos localizados,

decorrentes de variações no coeficiente de absortividade dos constituintes

carbonetos e matriz, onde a absortividade do carboneto é muito maior do que a

absortividade da matriz, produzindo assim um elevado gradiente de temperatura na

região temperada. Os carbonetos eutéticos, com aprox. 870 HV de dureza, são

formados a partir do liquido eutético que apresenta um ponto de fusão menor do que

os demais carbonetos. As regiões claras possuem uma dureza de aprox. 400 HV.

Sugere-se que estas regiões sejam austenita retida.

Com a análise destas informações sugere-se que a têmpera a laser no aço

VD2 seja realizada a temperatura inferiores a 1140°C, de forma a evitar-se a

liquação bem como a deterioração das propriedades.

E por última análise da Figura 4.25 (a e b) também nota-se que a condição (b)

atingiu uma maior ZT, de aprox. 2,4 mm, em relação à condição (a) com uma ZT de

aprox. 2,2 mm. Maiores profundidades da ZT estão relacionadas com maiores

temperaturas de austenitização.


A técnica de análise de difração de raios-X foi utilizada neste trabalho para

medir a fração de austenita retida e as tensões residuais das amostras do aço VD2

temperado superficialmente a laser por diodo.



A Figura 4.29 apresenta os resultados da fração de austenita retida nas

amostras do aço VD2 temperadas superficialmente a laser.

Figura 4.29 – Fração de austenita retida (AR) do aço VD2 em função dos parâmetros da têmpera superficial a laser por diodo (temperatura de austenitização e velocidade

de processamento).

A fração de austenita retida formada no aço VD2, Figura 4.29, para a menor

velocidade de processamento (1 mm/s) obteve-se uma relação direta com a

temperatura de austenitização. A fração de austenita retida foi de aprox. 3, 8 e 16%

para as temperaturas de 1020ºC, 1080ºC e 1140ºC respectivamente, ou seja, a

fração de austenita retida aumentou com o aumento da temperatura. Este efeito está

relacionado a uma maior dissolução dos carbonetos como já comentado

anteriormente com o aço VF800AT, item 4.1.2.1. Mesmo efeito foi observado por

Medanha, Pinedo e Goldenstein (2003) quando temperado e revenido o aço AISI D2

a 1020ºC, 1040ºC, 1060ºC e 1080ºC.

Quando realizada a têmpera com a maior velocidade (2 mm/s) a fração de

austenita retida foi de aprox. 3 , 16,5 e 7% para as temperaturas de 1020ºC, 1080ºC

e 1140ºC. A AR aumentou até a temperatura de 1080ºC e diminuiu com a

temperatura de 1140ºC. Acredita-se que o efeito que prevaleceu quando aplicada

temperaturas de austenitização muito elevadas, como no caso de 1140ºC, com

velocidades maiores, é a estabilização da ferrita, devido o ciclo de aquecimento e

resfriamento ser muito rápido. O VD2 possui em sua composição aprox. 11% de Cr,


e este elemento sendo alfagêneo, poderá estabilizar a fase (α) do diagrama Fe-C.

Este efeito também foi verificado no aço VF800AT, aumentando esta possibilidade a

medida que se tem maiores percentuais de Cr na composição química do aço.

A máxima fração de austenita retida (16,5%) formou-se a 1080ºC e com a

maior velocidade (2 mm/s) e a mínima fração (aprox. 3,2%) formou-se a 1020ºC não

havendo notável diferença em relação à velocidade.

A austenita retida não é desejável para esta classe de aços, pois diminui a

resistência ao desgaste e sendo uma fase instável pode se transformar em trabalho,

favorecendo o aparecimento de trincas superficiais.


A medição da tensão residual nas amostras do aço VD2 temperado

superficialmente a laser por diodo foi realizada por difração de raios-x. As medições

foram realizadas no sentido transversal e longitudinal ao feixe do laser, na superfície

e ao longo da profundidade até 0,6 mm por meio de polimento eletrolítico. A Figura

4.30 (a e b) mostra os resultados das medições em função dos parâmetros

(temperatura de austenitização e velocidade de processamento) da têmpera

superficial a laser por diodo.


Figura 4.30 – Tensões residuais do aço VD2 em função dos parâmetros da têmpera superficial a laser (temperatura e velocidade). (a) tensões transversais ao feixe do

laser e (b) tensões longitudinais ao feixe do laser.

O sinal negativo nos resultados indica tensão residual de compressão e, de

maneira inversa, o sinal positivo indica tensão residual de tração. Observa-se na

Figura 4.30 (a e b) que na maioria das amostras do aço VD2 temperadas a laser, as

zonas temperadas apresentaram tensões residuais compressivas, decorrentes da

transformação martensítica, que expande o material em aproximadamente 4%.

Apenas na condição realizada com a temperatura de 1080ºC e velocidade de 1


mm/s que a tensão transversal ao feixe do laser se apresentou trativa com uma

tendência a tensões compressivas com a profundidade. Este efeito pode estar

relacionado à fração de austenita retida presente na microestrutura da camada

temperada.

A magnitude das tensões residuais transversais (com exceção da condição que

apresentou tensão trativa) variou de aproximadamente -150 à 89 MPa. A magnitude

das tensões residuais longitudinais variaram de aproximadamente -366 à -113 MPa.

Tanto as tensões residuais transversais como as longitudinais realizadas até a

profundidade de 0,6 mm, apresentaram uma tendência para formação de tensões

trativas ao longo da profundidade da camada temperada.


A dureza inicial do aço VD2, recozido, variou em uma faixa de aproximadamente

205 a 225 HV (14 HRC), estando de acordo com a ficha técnica do fabricante que


Os resultados do gradiente de dureza de topo, transversal ao feixe do laser do

aço VD2 em função da temperatura de austenitização (1020ºC, 1080ºC e 1140ºC) e

da velocidade (1 e 2 mm/s) são visualizados na Figura 4.31 (a e b).

(a)

(b)


processamento no gradiente de dureza transversal ao feixe do laser do aço VD2. (a) Vel.: 1 mm/s e (b) Vel.: 2 mm/s.







Para a têmpera realizada com a menor velocidade (1 mm/s), Figura 4.31 (a),

inicialmente verifica-se que o aumento da dureza teve uma relação direta com o

aumento da temperatura, atingindo durezas no centro do feixe do laser de 735, 866

e 409 HV nas temperaturas de 1020, 1080 e 1140ºC respectivamente. Entretanto, há

uma queda da dureza no centro do feixe do laser ao atingir a temperatura de

1140ºC. Acredita-se que com o aumento da temperatura melhorou a

homogeneidade da austenita favorecendo assim o endurecimento até a temperatura

de 1080ºC. Ao atingir a temperatura de 1140ºC a maior dissolução dos elementos de

liga em especial o Cromo e o Carbono favoreceu uma fração maior de austenita

retida ou estabilizou a ferrita com o aumento do Cr em solução, como verificado no

aço VF800AT.

Para a têmpera realizada com a maior velocidade (2 mm/s), como mostra a

Figura 4.31 (b), a dureza superficial apresentou-se mais homogênea para as

condições estudadas, aumentando com o aumento da temperatura, apenas com a

temperatura de 1140ºC é que a dureza se apresenta um pouco menor. Atingiu-se

durezas no centro do feixe do laser de 744, 754 e 722 HV nas temperaturas de

1020, 1080 e 1140ºC respectivamente. Acredita-se que a têmpera no aço VD2

realizada com uma maior velocidade, não favoreceu a dissolução dos carbonetos e o

efeito do Cr como alfagêneo deve ter sido mais intenso, estabilizando a ferrita.



Os perfis de dureza das amostras do aço VD2 temperados superficialmente a

laser são mostrados na Figura 4.32 (a e b).

Figura 4.32 - Influência dos parâmetros da têmpera superficial a laser no perfil de dureza do aço VD2 com referência de profundidade de endurecimento de 500HV.

(a) Vel.: 1 mm/s e (b) Vel.: 2 mm/s.


Como referência de profundidade de endurecimento foi definido o valor de 500HV-

50 HRC com base nas exigências de clientes que utilizam a têmpera superficial a

laser por diodo para aumentar a resistência mecânica dos aços. A ZT (zona

temperada) considerada como a ZTA (zona termicamente afetada) é a distância da

superfície para o interior da peça na qual não mais se observa diferença de dureza

com relação ao material base (aprox. 205 a 225 HV).

Analisando os efeitos da temperatura de austenitização no perfil de dureza do

aço VD2, Figura 4.32 (a) observa-se que maiores profundidades de endurecimento

e maiores zonas temperadas (ZT’s) são atingidas com o aumento da temperatura.

Quando realizada a têmpera com a menor velocidade (1 mm/s) atingiu-se as

profundidades de endurecimento de aprox. 0,9, 1,4 e 2,0 mm e uma ZT de 1,8, 2,4 e

2,6 para as temperaturas de 1020, 1080 e 1140°C res pectivamente.

Quando realizada a têmpera no aço VD2 na maior velocidade (2 mm/s), Figura

4.32 (b), atingiu-se as profundidades de endurecimento de aprox. 1,2, 1,1 e 1,0 mm

e uma ZT de 1,6, 2,0 e 2,0 para as temperaturas de 1020, 1080 e 1140°C

respectivamente. Os melhores resultados de profundidade de endurecimento foram

atingidos com a menor temperatura (1020°C) e os men ores resultados com a maior

temperatura (1140°C).

O equipamento ajustou automaticamente potências maiores quando realizada

a têmpera com a maior velocidade de processamento (2 mm/s). Na temperatura de

1140ºC com a menor velocidade (1 mm/s), a faixa de potência variou de 1250 à

1400 W, e com a maior velocidade (2 mm/s) variou de 1600 à 2000 W. No geral,

verifica-se que os melhores resultados de profundidade de endurecimento foram

adquiridos com as maiores temperaturas, entretanto a menor velocidade propiciou

uma dissolução maior dos carbonetos em relação à maior velocidade, promovendo

também uma maior fração de austenita retida.

Comparando o parâmetro de velocidade de processamento, a maior diferença

nas microestruturas superficiais e na profundidade de endurecimento foi quando

realizada a têmpera com a temperatura de austenitização de 1140ºC, como mostra

a Figura 4.33.


Figura 4.33 - Influência da velocidade de processamento no perfil de dureza do aço VD2 temperado a 1140°C.

A Figura 4.34 correlaciona o perfil de dureza com a microestrutura formada para a

temperatura de 1140°C e velocidade de 1 mm/s.

Figura 4.34 – Perfil de dureza x microestrutura do aço VD2 temperado a laser a 1140°C; e Vel.: 1 mm/s. Microscopia ótica (M.O). A taque Metabissulfito de sódio 10%.

A condição mais favorável para o aço VD2 é realizar a têmpera a 1080ºC e

velocidade de 1 mm/s, obtendo-se desta forma elevadas durezas superficiais, maior

profundidade de endurecimento aliada a uma microestrutura mais homogênea.


4.3 Aço Ferramenta para trabalho a frio VC131


A estrutura inicial dos aços ferramenta para trabalho a frio VC131 no seu

estado de fornecimento, recozido, é composta de carbonetos primários e

secundários dispersos em uma matriz ferrítica, como mostra a Figura 4.35 (a e b).

(a) (b) Figura 4.35 – Microestrutura do material base do aço VC131, composta de

carbonetos dispersos na matriz ferrítica. (a) Microscopia ótica (M.O). Ataque Metabissulfito de sódio 10%. (b) Ampliação.

A Figura 4.36 (a e b) apresenta a microestrutura de amostras do aço VC131

temperadas a laser com uma temperatura de 1140ºC e velocidade de 2 mm/s.

(a) (b) Figura 4.36 – Microestrutura do aço VC131 após têmpera superficial a laser, composta

de carbonetos dispersos na matriz martensítica. (a) Microscopia ótica (M.O), Temp.: 1140ºC e vel.: 2 mm/s; (b) Ampliação. Ataque Metabissulfito de sódio 10%.


A Figura 4.36 (a) mostra uma microestrutura bastante refinada constituída de

carbonetos complexos dispersos na matriz martensítica. Acredita-se que os

carbonetos maiores com diversas geometrias, Figura 4.36(b), sejam os primários, e os

carbonetos menores e globulares sejam os secundários. Comparando o tamanho dos

carbonetos das micrografias das Figuras 4.35 (b) e 4.36 (b) não foi possível notar se

houve uma dissolução parcial dos mesmos nesta condição de têmpera realizada.

Também deve-se ressaltar que, os carbonetos presentes no VC131 são maiores e

alinhados, devido sua distribuição na direção longitudinal. Esta distribuição dos

carbonetos no VC131 torna sua dissolução mais difícil do que nos aços VF800AT e

VD2, com os carbonetos distribuídos transversalmente.


A técnica de análise de difração de raios-X foi utilizada neste trabalho para

medir a fração de austenita retida e as tensões residuais das amostras do aço

VC131 temperado superficialmente a laser por diodo.


A Figura 4.37 apresenta os resultados da fração de austenita retida nas

amostras do aço VC131 temperadas superficialmente a laser.

Figura 4.37 – Fração de austenita retida (AR) do aço VC131 em função dos parâmetros da têmpera superficial a laser por diodo (temperatura de austenitização e

velocidade de processamento).


A fração de austenita retida formada nas amostras do aço VC131, Figura 4.37,

para a menor velocidade de processamento (1 mm/s) houve uma relação direta com

a temperatura de austenitização. A fração de austenita retida foi de aprox. 16, 34 e

38% para as temperaturas de 1020ºC, 1080ºC e 1140ºC respectivamente, ou seja, a

fração de austenita retida aumentou com o aumento da temperatura e do aporte

térmico. Este efeito também ocorreu para os aços VF800AT e o VD2, discutidos

anteriormente.

Quando realizado a têmpera com uma maior velocidade (2 mm/s) a fração de

austenita retida diminuiu com o aumento da temperatura de austenitização,

formando 31, 24 e 11% para as temperaturas de 1020ºC, 1080ºC e 1140ºC

respectivamente. Nestas condições de maior velocidade de têmpera, as quais houve

um menor aporte térmico do que para a menor velocidade (1 mm/s), acredita-se que

não houve aporte térmico e tempo de residência do feixe do laser suficiente para a

dissolução dos carbonetos, e conseqüentemente formou-se uma fração menor de

austenita retida.

A fração máxima de austenita retida (38%) formou-se com a maior temperatura

(1140ºC) e menor velocidade (1 mm/s). A fração mínima (aprox. 11%) formou-se

com a maior temperatura (1140ºC) na maior velocidade (2 mm/s). Estes valores

consideráveis de austenita retida nas amostras do aço VC131 são decorrentes do

elevado percentual de carbono presente na composição química deste aço.

A austenita retida não é desejável para esta classe de aços, pois diminui a

resistência ao desgaste e sendo uma fase metaestável pode se transformar em

trabalho, favorecendo o aparecimento de trincas superficiais.

Com base na evolução microestrutural do material base (MB) até a zona

temperada (ZT), foram identificadas alterações microestruturais envolvendo a fração

de austenita retida nas amostras do aço VC131 temperadas superficialmente a laser.

A Figura 4.38 mostra a diferença da microestrutura formada a partir de duas

condições onde este efeito fica claramente visível, mantendo a mesma temperatura

de austenitização (1140ºC) e variando a velocidade de processamento: (a) 1 mm/s e

(b) 2 mm/s.



(a) (b) Figura 4.38 – Efeito da velocidade de processamento na fração de austenita retida formada no aço VC131 temperado a 1140ºC. (a) Vel.: 1 mm/s e (b) Vel.: 2 mm/s.

Microscopia ótica (M.O). Ataque Metabissulfito de sódio 10%.

Analisando as micrografias da Figura 4.38 (a e b) verifica-se que estão de acordo

com os resultados quantitativos mostrados na Figura 4.37, a qual a fração de austenita

retida diminuiu de 38% para aproximadamente 11% com o aumento da velocidade (de


1 mm/s para 2 mm/s). Nota-se nitidamente na Figura 4.38 (a) uma fase clara mais

próxima da superfície, considerando que estas amostras foram preparadas e atacadas

simultaneamente no mesmo baquelite, acredita-se que esta diferença microestrutural,

ou seja, esta fase clara indique a fração de austenita retida presente. As Figuras 4.39 e

4.40 (a e b) mostram um detalhe da região próxima da superfície da Figura 4.38 (a e b).

(a) (b)

Figura 4.39 – Efeito da temperatura de 1140ºC na fração de austenita retida do aço VC131, com velocidade de 1 mm/s. (a) DET. A - Figura 4.38(a); (b) Ampliação.


(a) (b)

Figura 4.40 – Efeito da temperatura de 1140ºC na fração de austenita retida do aço VC131, com velocidade de 2 mm/s. (a) DET. B - Figura 4.38(b); (b) Ampliação.


Analisando as micrografiias das Figuras 4.39 e 4.40 nota-se claramente que a

têmpera realizada com uma menor velocidade (1 mm/s) promoveu uma maior

dissolução dos carbonetos e a formação de uma fração maior de austenita retida.



As tensões residuais do aço VC131 medidas por difração de raios-x na

superfície e ao longo da profundidade até 0,6 mm são mostrados na Figura 4.41 (a e

b) em função dos parâmetros (temperatura de austenitização e velocidade de

processamento) da têmpera superficial a laser por diodo.

Figura 4.41 – Tensões residuais do aço VC131 em função dos parâmetros da têmpera superficial a laser (temperatura e velocidade). (a) tensões transversais ao

feixe do laser e (b) tensões longitudinais ao feixe do laser.


O sinal negativo nos resultados indica tensão residual de compressão e, de

maneira inversa, o sinal positivo indica tensão residual de tração. Observa-se na

Figura 4.41 (a) que para todas as amostras do aço VC131 temperadas a laser, as

tensões residuais transversais ao feixe do laser zonas apresentaram compressivas,

decorrentes da transformação martensítica, que expande o material em

aproximadamente 4%. Também nota-se a tendência das tensões compressivas se

transformando em tensões trativas com a profundidade de endurecimento. A

magnitude destas tensões compressivas variou de -306 a 125 MPa.

Observa-se na Figura 4.41 (b) que as tensões residuais longitudinais ao feixe

do laser apresentaram dois comportamentos diferentes. O comportamento

diferenciado foi em relação à velocidade de processamento realizada a têmpera a

laser. Com a menor velocidade (1 mm/s) as tensões residuais se apresentaram

trativas, com magnitude de 74 à 404 MPa. Estas tensões trativas podem estar

relacionadas à maior formação de austenita retida na superfície das amostras do

aço VC131. O maior resultado de tensão trativa foi na condição de maior

temperatura e menor velocidade (1140ºC / 1 mm/s) onde se obteve a maior fração

de austenita retida, de aprox. 38%. Quando realizada a têmpera a laser com a maior

velocidade (2 mm/s) as tensões residuais se apresentaram compressivas com

tendência a tensões trativas na profundidade de endurecimento. A magnitude

destas tensões compressivas variou de -270 a 90 MPa.


A dureza inicial do aço VC131 variou em uma faixa de aproximadamente 215 a

225 HV (15 HRC), estando de acordo com a ficha técnica do fabricante que


Os resultados do gradiente de dureza de topo, transversal ao feixe do laser do

aço VC131 em função da temperatura de austenitização (1020ºC, 1080ºC e 1140ºC)

e da velocidade (1 e 2 mm/s) são visualizados na Figura 4.42 (a e b).


(a)

(b)

Figura 4.42 - Influência da temperatura de austenitização e da velocidade de processamento no gradiente de dureza transversal a pista do laser do aço VC131.

(a) Vel.: 1 mm/s e (b) Vel.: 2 mm/s.






Entretanto, com a menor velocidade (1 mm/s) como mostra a Figura 4.42 (a),

houve uma queda de dureza significativa no centro do feixe do laser para a maior

temperatura de 1140ºC, o que provavelmente está relacionado com uma maior

dissolução dos carbonetos, e conseqüentemente a presença da austenita retida, já

comentado para o aço VF800AT e o VD2. No centro do feixe do laser atingiram-se

as durezas de 825, 784 e 576 HV para as temperaturas de 1020, 1080 e 1140ºC

respectivamente.

Com a maior velocidade (2 mm/s), como mostra a Figura 4.42 (b), a dureza

superficial apresentou-se mais homogênea para as condições estudadas,

aumentando com o aumento da temperatura, apenas com a temperatura de 1020ºC

é que a dureza se apresenta um pouco menor. No centro do feixe do laser atingiram-

se as durezas de 612, 812 e 831 HV para as temperaturas de 1020, 1080 e 1140ºC

respectivamente.



Os perfis de dureza das amostras do aço VC131 temperados superficialmente a

laser são mostrados na Figura 4.43 (a e b).

Figura 4.43 - Influência dos parâmetros da têmpera superficial a laser no perfil de dureza do aço VC131 com referência de profundidade de endurecimento de 500

HV. (a) Vel.: 1 mm/s e (b) Vel.: 2 mm/s.


Como referência de profundidade de endurecimento foi definido o valor de

500HV/50 HRC com base nas exigências de clientes que utilizam o processo de

têmpera superficial a laser por diodo para aumentar a resistência mecânica dos aços.

A ZT (zona temperada) considerada como a ZTA (zona termicamente afetada) é a

distância da superfície para o interior da peça na qual não mais se observa diferença

de dureza com relação ao material base (aprox. 215 a 225 HV).

Analisando os efeitos da temperatura de austenitização no perfil de dureza,

Figura 4.43 (a) primeiramente observa-se que há uma relação direta da

profundidade de endurecimento e da ZT com o aumento da temperatura. Maiores

profundidades de endurecimento e conseqüentemente maiores ZT’s são atingidas

com o aumento da temperatura e com um maior aporte térmico. Quando realizada a

têmpera com a menor velocidade (1 mm/s) atingiu-se as profundidades de

endurecimento de aprox. 1,0, 1,2 e 1,6 mm e uma ZT de 2,2, 2,2 e 2,4 para as

temperaturas de 1020, 1080 e 1140°C respectivamente .

Quando realizada a têmpera no aço VC131 na maior velocidade (2 mm/s),

Figura 4.43 (b), atingiu-se as profundidades de endurecimento de aprox. 1,5, 1,3 e

1,2 mm e uma ZT de 2,4 mm para todas as temperaturas.

Os melhores resultados de profundidade de endurecimento foram atingidos

com a menor temperatura (1020°C) e os menores resul tados com a maior

temperatura (1140°C).

Quanto ao aporte térmico, o equipamento ajustou automaticamente potências

maiores quando realizada a têmpera com a maior velocidade de processamento (2

mm/s). Na temperatura de 1140ºC com a menor velocidade (1 mm/s), a faixa de

potência variou de 1300 à 1450 W, e com a maior velocidade (2 mm/s) variou de

1600 à 1750 W. Mesmo que na velocidade maior (2 mm/s) o aporte térmico tenha

sido maior, as maiores profundidades de endurecimento com as temperaturas de

1080 e 1140ºC foram atingidas com a menor velocidade. Entretanto, com a

temperatura maior houve uma queda considerável da dureza na superfície, devido a

formação de 38% de austenita retida com uma dissolução maior dos carbonetos,

essencialmente o carbono. Com a temperatrura de 1080ºC também ocorreu o

mesmo efeito, formando aprox. 34% de austenita retida na superfície. Com a menor


temperatura de 1020ºC a maior profundidade de endurecimento foi atingida com a

maior velocidade (2 mm/s).

A Figura 4.44 correlaciona o perfil de dureza com a microestrutura formada

para a temperatura de 1140°C e velocidade de 1 mm/s . Esta não é uma condição

favorável de aplicação, visto que formou-se 38% de austenita retida na superfície,

resultando em uma queda da dureza até 0,2mm.

Figura 4.44 – Perfil de dureza x microestrutura do aço VC131 após têmpera superficial a laser por diodo. Temp: 1140°C; e Vel .: 1 mm/s. Microscopia ótica

(M.O). Ataque Metabissulfito de sódio 10%.

A condição mais favorável para o aço VC131 é realizar a têmpera a 1080ºC e

velocidade de 2 mm/s, obtendo-se desta forma elevadas durezas superficiais, maior

profundidade de endurecimento aliada a uma microestrutura mais homogênea.

A Tabela 4.2 mostra um resumo dos resultados obtidos nesta pesquisa com os

aços ferramenta VF800At, VD2 e o VC131.


Tabela 4.2 – Resumo dos resultados obtidos nesta pesquisa

Capítulo 5 Conclusões 116

5 CONCLUSÕES

O presente trabalho teve como principal objetivo estudar o efeito dos

parâmetros da têmpera superficial a laser por diodo na microestrutura da camada

temperada dos aços ferramenta para trabalho a frio VF800AT, VD2 e VC131.

Analisando os parâmetros do processo e os resultados obtidos, conclui-se que:

• A microestrutura do material base (MB) dos aços ferramenta VF800AT, VD2 e

VC131, composta de carbonetos dispersos em uma matriz ferrítica, após a

têmpera a laser, tem sua estrutura alterada para martensítica, com carbonetos não

dissolvidos e uma fração de austenita retida. Suspeita-se também que uma

pequena fração de ferrita de alto cromo esteja presente na microestrutura.

• Quando realizada a têmpera com maiores temperaturas de austenitização e

maiores velocidades, o equipamento demandou maiores potências de trabalho.

• A potência também depende da absortividade dos materiais. O aço ferramenta

VD2 demandou as maiores potências de trabalho em relação ao VF800AT e o

VC131, devido ao seu maior percentual de elementos de liga na composição

química.

• No geral obtiveram-se maiores durezas superficiais e profundidades de

endurecimento com maiores temperaturas de austenitização e menores

velocidades de processamento. Este efeito está relacionado a uma maior

dissolução dos carbonetos na fase austenítica que aumenta a temperabilidade dos

aços ferramenta. Entretanto, vale ressaltar que quanto maior for à dissolução dos

carbonetos, maior será a fração de austenita retida na camada temperada.

• A fração de austenita retida aumenta com o teor dos elementos de liga,

especificamente com o carbono.


� VF800AT

• Os melhores resultados de dureza superficial (714HV), zona temperada (1,8mm) e

austenita retida (7%) foram obtidos na temperatura de 1080ºC e velocidade de 1

mm/s.

• As tensões transversais e longitudinais ao feixe do laser foram compressivas com

magnitude de -200 a -410 MPa.

� VD2



mm/s.

• Em uma única condição estudada, na maior temperatura (1140°C) e menor

velocidade de processamento (1 mm/s)ocorreu o fenômeno de liquação, formando

poças de carbonetos eutéticos em decomposição.

• As tensões transversais e longitudinais ao feixe do laser na maioria da condições

foram compressivas, com magnitude de -113 a -366 MPa. Em uma única

condição estudada, na temperatura de 1080ºC e velocidade de 1 mm/s formou-se

tensões trativas com magnitude de 90 a 170 MPa.

� VC131



mm/s. As tensões transversais apresentaram-se compressivas com tendência a

trativas na profundidade de endurecimento, com magnitude de --306 a 125 MPa.

• As tensões residuais longitudinais tiveram dois comportamentos distintos: trativas

quando realizada a têmpera com a menor velocidade (1 mm/s) com magnitude de

74 a 404 MPa; e compressivas com tendência a trativas na profundidade de

endurecimento, quando realizada a têmpera com a maior velocidade (2 mm/s)

com magnitude de -270 a 90 MPa.


5.1 Sugestões para Trabalhos Futuros

• Caracterização microestrutural detalhada dos efeitos dos parâmetros da

têmpera superficial a laser por diodo, utilizando a microscopia eletrônica de

transmissão (MET).

• Realizar ensaio de resistência ao desgaste nas amostras temperadas

superficialmente a laser.

• Estudar o efeito da austenita retida (AR) nas propriedades dos aços ferramenta

temperados a laser.

• Realizar experimentos com sobreposição do feixe do laser e analisar seu efeito

nas propriedades dos aços ferramenta.

• Analisar a dissolução dos carbonetos na têmpera superficial a laser por meio

da 1ª Lei de Fick.

Referências 119

REFERÊNCIAS

ALBERTIN, E.; BENEDUCE, F.; MATSUMOTO, M. and TEIXEIRA, I.

Optimizing heat treatment and wear resistance of hig h chromium cast

irons using computational thermodynamics. Wear, 271, p.1813-1818, 2011.

ASM INTERNATIONAL HANDBOOK: Heat Treating , Vol.4, 1991.

ASM INTERNATIONAL HANDBOOK: Surface Engineering , Vol.5, 1994.

ASM HANDBOOK: Mechanical Testing And Evaluation. Vol. 8, 2000.

ASM International: Heat Treater’s Guide: Practices and Procedures for

Irons and Steels , 1995.

ASSUMPÇÃO L.F.J.; Otimização de um processo de têmpera por laser em

aço 1045. Tese de Mestrado. Universidade Federal do Paraná, Curitiba, 2001.

ASSUMPÇÃO L.F.J., Oliveira, A.S.M.; Têmpera Superficial por Laser de aço

ao Chumbo. In: COBEF – Congresso Brasileiro de Engenharia de Fabricação,

2001.

BAILEY, N.S; TAN, W.; YUNG C. S. Predictive modeling and experimental

results for residual stresses in laser hardening of AISI 4140 steel by a high

power diode laser . Surface & Coatings Technology, 2009.

BASU, A.; CHAKRABORTY J.; et. al.: Laser Surface Hardening of

Austempered (bainitic) Ball Bearing Steel , 2007.

CHIAVERINI V.; Aços e Ferros Fundidos . 6ª Edição, 1990.

COLAÇO, R.; VILAR, R. Effect of the processing parameters on the

proportion of retained austenite in laser surface m elted tool steels . Journal

Materials Science Letters, v.17, n.7, p.563-567, 1998.

COLAÇO, R.; VILAR, R. On the influence of retained austenite in the

abrasive wear behaviour of a laser surface melted t ool steel . Wear 258,

p.225-231, 2005.

Referências 120

COMP INDÚSTRIA E COMÉRCIO DE METAIS LTDA. Têmpera a Laser.

Disponível em: http://www.complaser.com.br/têmpera.htm. Acesso em 01 Set.

2011.

CULLITY, B. D. Elements of X-ray diffraction . Addison-Wesley Publishing

Company, Inc. Massachusetts, 1978.

GOIA, F. A. Endurecimento da superfície do aço ferramenta VC131

utilizando laser a fibra . 99f. Tese (Mestrado em Engenharia Aeronáutica e

Mecânica) – Instituto Tecnológico de Aeronáutica, ITA, São José dos Campos,

2010.

JCPDS, Program for Powder Diffraction Files , v.2.3, International Center for

Diffraction Data, Pennsylvania, USA, 2002.

KENNEDY E.; BYRNE G.; COLINS D.N. A review of the u e of high power

diode lasers in surface hardening . Journal of Materials Processing

Technology, Elsevier Science, 2004.

LUSQUINÕS, F., CONDE, J.C., BONSS, S., et. al;. Theoretical and

experimental analysis of high power diode laser (HP DL) hardening of AISI

1045 steel. Applied Surface Science, Elsevier Science, August 2007.

MAILLET, H. O Laser, Princípios e técnicas de aplicação . Editora Manole

Ltda, 1987.

MAJUMDAR J. D. and MANNA, I. Laser Processing of Materials . Sadhana

Vol, Parts 3 & 4, pp.495-562, 2003.

MEDANHA, A.; GOLDENSTEIN, H.; PINEDO, C.E Tenacidade do aço

ferramenta para trabalho a frio AISI D2 – Parte I. Influência do ciclo do

tratamento térmico. 1º Encontro de Integrantes da Cadeia Produtiva de

Ferramentas, Moldes e Matrizes. São Paulo, 2003.

MEDANHA, A.; PINEDO, C. E.; GOLDENSTEIN, H. Tenacidade do aço

ferramenta para trabalho a frio AISI D2 – Parte II. Influência do ciclo do

tratamento térmico. 1º Encontro de Integrantes da Cadeia Produtiva de

Ferramentas, Moldes e Matrizes. São Paulo, 2003.

Referências 121

MESQUITA, R. A.; BARBOSA, C. A. Uma Avaliação das Propriedades de

Desgaste e Tenacidade em Aços para Trabalho a Frio . Tecnologia em

Metalurgia e Materiais, São Paulo, v.2, n.2, p.12-18, out.-dez., 2005.

MESQUITA, R. A.; ANDRIJAUSKAS, P. S; BARBOSA, C. A. Desenvolvimento

de um novo aço para trabalho a frio de alta tenacid ade. Congresso Anual

da ABM, 56, p.71-80, 2001.

MIOKOVIC, T., SCHULZE, V., VÖHRINGER, O., LÖHE, D. Influence of cyclic

temperature changes on the microstruture of AISI 41 40 after laser surface

hardening . Acta Materialia, v.55, p.584-599, 2007.

MIRALLES, M. Laser Hardening of Cutting Tools. Tese (Mestrado em Fíisica

e Engenharia Mecânica) – Lulea University of Technology, 2003.

NOYAN, I.C.; COHEN, J.B. Residual Stress – Measurement by Diffraction

and Interpretation . New York: Springer-Verlag, 1987.

PANTELIS, D. I.; BOUYIOURI, E., KOULOUMBI, N., VASSILIOU, P.,

KOUTSOMICHALIS, A.. Wear and Corrosion Resistence of Laser Surface

Hardened Structural Steel . Surface & Coatings Technology, Elsevier, 2002.

PANTSAR, H.; KUJANPAA V. Effect of oxide layer growth on diode laser

beam transformation hardening of steels. Surface & Coatings Technology,

2006.

PANTSAR, H.; Relationship between processing parameters, alloy a tom

diffusion distance and surface hardness in laser ha rdening of tool steel .

Journal of Materials Processing Technology, Elsevier Science, 2007.

PASHBY, I.R.; BARNES, S.; BRYDEN, B.G.. Surface hardening of steel

using a high power diode laser. Journal of Materials Processing Technology,

Elsevier Science, 2003.

PENG, R. L. and ERICSSON, T., Residual Stress Distributions in Laser

Transformation Hardened Steels . Scand. J. Metall., Vol. 27, pp. 223–232,

1998.

PORTER, D.A.; EASTERLING, K.E.; Phase Transformation in Metals and

Alloys . 2 ed., Van Nostrand Reinhold Co. Ltd., 1984.

Referências 122

PEREIRA, E.C. Tratamento Superficial por Refusão a Laser em Aços AISI

H13 e AISI 420. 73f. Tese (Mestrado em Engenharia Mecânica) - Universidade

Estadual de Campinas, Campinas, 2006.

REED-HILL, R. E. Princípios de Metalurgia Física . Ed. Guanabara Dois, ed.

2, Rio de Janeiro, 1982.

SAYEG, I.J. Caracterização microestrutural da decomposição de

carbonetos eutéticos M 2C em ferro fundido multicomponente do tipo Fe-

2C-5V-5G-5Mo-5W tratados isotermicamente a 950°C e 1050C. 281p. Tese

(Doutorado em Engenharia Metalúrgica e de Materiais) – Escola Politécnica da

Universidade de São Paulo, 2010.

SELVAN, J.S.; SUBRAMANIAM, K. and NATH A. K. Effect of laser surface

hardening on En18 (AISI 5135) steel . Journal of Materials Processing

Technology, Elsevier Science, 1999.

SKOOG D.A; HOLLER, F.J; NIEMAN, T.A.: Principles of instrumental

analyses. 5ed. Philadelphia, Harcourt Brace, 700p. 1998.

SLUD, R.; GOUVEIA, H.; OLIVEIRA, A.S.M. Laser de diodos – Uma

alternativa no tratamento de superfícies. In: CBECIMAT – Congresso

Brasileiro de Engenharia e Ciência dos Materiais, 2002.

SMITH, W. F. Princípios de Ciência e Engenharia dos Materiais . 3ª. Ed.

Lisboa: McGraw-Hill, 1998.

STEEN, W. M. Laser Materials Processing . 2. Ed. London: Springer Verlag,

p.408, 1998.

THELNING, K-E. Steel and its heat treatment . 2 ed., 1984.

VILLARES METALS. Aços para trabalho a frio VF800AT . Folheto informativo,

2p., 2006.

VILLARES METALS. Aços para trabalho a frio VD2 . Folheto informativo, 2p.,

2006.

VILLARES METALS. Aços para trabalho a frio VC131 . Folheto informativo,

2p., 2006.