UNIVERSIDADE FEDERAL DE MINAS GERAIS Curso de Pós-Graduação em Engenharia Metalúrgica e de Minas. Dissertação de Mestrado

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1 UNIVERSIDADE FEDERAL DE MINAS GERAIS Curso de Pós-Graduação em Engenharia Metalúrgica e de Minas Dissertação de Mestrado " Desenvolvimento do processo tecnológico de fabricação de peças em ferro fundido nodular austemperado (ADI) Autor: Denilson José do Carmo Orientador: Professor Paulo Pinheiro da Silva Neto Março/2003

2 UNIVERSIDADE FEDERAL DE MINAS GERAIS Curso de Pós-Graduação em Engenharia Metalúrgica e de Minas Denílson José do Carmo DESENVOLVIMENTO DO PROCESSO TECNOLÓGICO DE FABRICAÇÃO DE PEÇAS EM FERRO FUNDIDO NODULAR AUSTEMPERADO (ADI) Dissertação de Mestrado apresentada ao Curso de Pós-Graduação em Engenharia Metalúrgica e de Minas da Universidade Federal de Minas Gerais Área de concentração: Metalurgia da Transformação Orientador: Professor Paulo Pinheiro da Silva Neto Belo Horizonte Escola de Engenharia da UFMG 2003 ii

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4 SUMÁRIO CAPÍTULO1 - INTRODUÇÃO 23 CAPÍTULO 2 - JUSTIFICATIVA E OBJETIVOS DO PROJETO 24 CAPÍTULO 3 - REVISÃO BIBLIOGRÁFICA Aspectos gerais Breve histórico a respeito do ferro fundido nodular austemperado Especificações para o ferro fundido nodular austemperado Obtenção da peça fundida Morfologia da grafita Composição química Reações que ocorrem no tratamento térmico de Ligas Fe-C (aços) Ligas Fe-C-Si (ferros fundidos) Influência da temperatura e do tempo de austenitização Influência da temperatura e do tempo de austêmpera Influência dos elementos de liga e de sua segregação Métodos alternativos para realizar o tratamento de austêmpera Método de austêmpera por desmoldagem a quente e resfriamento controlado Comparação do ferro fundido nodular austemperado com outros materiais Limitações técnicas O mercado para o nodular austemperado Utilização da técnica dilatométrica para a análise da evolução microestrutural e comportamentos decorrentes Utilização da técnica metalográfica para análise da temperabilidade do ADI Aspectos referentes à norma ASTM A Corpos-de-prova para ensaios 111 iv

5 Informações adicionais Histórico do desenvolvimento do ADI no CETEF 115 CAPÍTULO 4 METODOLOGIA Obtenção dos blocos fundidos Ensaios na condição brutos de fundição (Condição 1) Tratamento de austêmpera nos blocos e macrografia (Condição 2 amostragem 1) Tratamento de austêmpera nos blocos e usinagem posterior (Condição 2 amostragem 2) Tratamento de austêmpera em corpos de prova usinados (Condição 3) 126 CAPÍTULO 5 APRESENTAÇÃO DOS RESULTADOS Aquisição e ajuste dos ciclos térmicos efetivos obtidos nos tratamentos térmicos dos blocos e aplicados nos ensaios dilatométricos Resultados obtidos nos ensaios dilatométricos Determinação da temperatura de austenitização Observações de transformações ocorridas durante o resfriamento Observações de transformações ocorridas no tratamento isotérmico a 370 o C Apresentação dos resultados dos ensaios mecânicos Apresentação de resultados de metalografia Apresentação de resultados de macrografias Resultados de micrografias 143 CAPÍTULO 6 - DISCUSSÃO DOS RESULTADOS Utilização da técnica dilatométrica na análise das transformações de fases 151 v

6 6.2 Análise dos resultados obtidos no estado bruto de fundição Condição Análise dos resultados obtidos na condição dos corpos de prova tratados na forma usinada Condição Análise dos resultados obtidos na condição dos corpos de prova usinados dos blocos termicamente tratados (Condição 3) Comparação dos resultados obtidos entre corpos de prova obtidos de posições inferiores e superiores Análise da variação da dureza e da resistência ao impacto para as várias condições Análise dos resultados obtidos da verificação da microestrutura através do número de interceptos em agulhas de ferrita (N L ) Análise dos resultados de metalografia quantitativa, de medições através de método por indução magnética e por difração de raios x 167 CAPÍTULO 7 CONCLUSÕES 170 CAPÍTULO 8 - RELEVÂNCIA DOS RESULTADOS 172 CAPÍTULO 9 - SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS 175 vi

7 DEDICATÓRIA Dedico este trabalho a todos que buscam o conhecimento, Iniciando por si mesmo, na busca do seu Eu, E que compartilham com os demais, na busca do bem comum. Mas tão certo quanto o erro de ser barco A motor e insistir a usar os remos, É o mal que a água faz, quando se afoga, E o salva-vidas não está lá porque não vemos. Renato Russo. vii

8 AGRADECIMENTOS Este trabalho é fruto de um sonho contido há muitos anos. Desde 1993, ano de minha graduação, não pensava em parar na vida acadêmica, porém devemos não só fazer o que gostamos, mas aprender a gostar daquilo que entendemos que precisa ser feito. Agora este sonho está se tornando realidade e não consegui sozinho, então agradeço: Ao Professor e amigo Paulo Pinheiro que me permita registrar o quanto me sinto pequeno perto de sua sapiência, mas por outro lado, o quanto me sinto engrandecido pela atenção e confiança que demonstra: Denilson, não tenho um segundo de preocupação com você no que tange à qualidade do seu trabalho". Ao professor Dagoberto pela disposição e orientação neste trabalho e aos demais professores da pós graduação. Ao padrinho José Felipe Dias do qual minha admiração não se deve à importante ajuda neste trabalho, mas pelo exemplo de vida; A FIEMG, FAPEMIG e FINEP que através da RECOPE propiciaram os recursos financeiros necessários, estendendo à Thyssen Fundições e à Universidade de Itaúna. Aos colegas do SENAI/CETEF e aos colegas da pós graduação, os quais me perdoem não nominar já que são tantos amigos; À Vânia, minha esposa, pelo carinho, apoio e atenção. Ao Douglas, meu filho, pelos momentos felizes e por aqueles que tive que me distanciar. Às minhas irmãs doutora Dirlane, pedagoga Denise e à futura engenheira Dircelene. Aos meus pais Baltazar e Margarida. Aos meus sogros José e Inês e à toda a família pela amizade constante. À Deus, pela vida e graças que tenho alcançado! viii

9 RESUMO Avaliaram-se propriedades mecânicas em função dos procedimentos de obtenção dos corpos-de-prova a partir dos blocos Y de 13, 25 e 75mm. Conforme a ASTM A 897, foram variadas as condições de tratamento térmico, que foram aplicados ora nos blocos fundidos ora nos corpos-de-prova usinados. Verificou-se que há variações significativas das propriedades em corpos-de-prova obtidos de um mesmo bloco, não apenas em função do procedimento de aplicação do tratamento térmico, mas também em função da posição de retirada do corpo-de-prova do bloco e das taxas de resfriamento obtidas no tratamento térmico, em função das espessuras dos blocos e dos corpos-de-prova usinados. A condição do material bruto de fundição foi relevante para o atendimento às propriedades do ferro fundido nodular austemperado (ADI) especificados em normas. A técnica macrográfica mostrou-se importante para a interpretação dos resultados obtidos. Obtiveram-se microestruturas similares entre amostras obtidas dos blocos tratados e amostras correspondentes obtidas do corpo-de-prova tratado no dilatômetro de têmpera; esta correspondência foi possível através da aquisição de dados reais do ciclo térmico aplicados aos blocos e transferidos para a simulação através da dilatometria, técnica que permitiu também uma análise das transformações ocorridas. Verificou-se boa aplicação da metalografia quantitativa na determinação da proporção de austenita e na avaliação da textura do material através do método de contagem de intercessão de uma linha nas agulhas de ferrita. A comparação dos valores obtidos por difração de raios X, metalografia e pelo método magneto indutivo (equipamento Feritscope), mostram que o último pode ser usado na quantificação de fases do ADI, porém não é um método de chão de fábrica sendo sensível a outros fatores que não a quantidade de ferrita e austenita. ix

10 ABSTRACTS This work based in ASTM A 897 specifications discussing different ways achieving the required mechanical properties in standard and some controversies can be occur about its interpretation. It discussed differences from machining of test specimens after or before austempering and from positions of cutting test specimens from the Y block size. It was used 13, 25 and 75mm block size. It was used different laboratory techniques to control thermal cycle and microstructure obtained like: temperature monitoring by thermocouples in blocks and registering; simulation on quenching dilatometry; quantitative metalography, X ray diffraction, eddy current parasites and macrography. Initially dilatometry was used to determine austenitizing temperature and Y block was heated to 885oC for 2h and quenched in salt bath to 370oC for 1,5h then cleaned in hot water bubbling. The results showed differences properties obtained in test specimens from same block size due extracted positions. Dilatometry showed very good applicability in simulation microstructure obtained in different thickness using thermal cycle registered from real heat treatment. It was checked good applicability from metalography quantitative of counts the intercept line on acicular ferrite. The Feritscope reading indicated the equipment can be used but was not a suitable shopfloor instrument of measuring retained austenite content, this instrument is sensitive to factors other than just the retained austenite content. x

11 LISTA DE FIGURAS: Figura-3.1 Microestrutura típica de um ferro fundido nodular austemperado apresentando a ferrita acicular e a austenita estável com um alto teor em carbono Figura 3.2 Ciclo de tratamento térmico para obtenção do ferro fundido nodular Figura 3.3 austemperado superposto a um diagrama TTT Propriedades de resistência do ADI e do nodular em relação ao atendimento às norma ASTM A 897 e A 536 Figura 3.4 Comparação da resistência de aços e ferros fundidos 30 Figura 3.5 Figura 3.6 Figura 3.7 Comparação de resistência ao desgaste entre aço e ADI de mesma dureza Substituição de cubo de roda de liga de alumínio por ADI pela empresa americana Applied Process Inc Razão entre unidade de custo e unidade de limite de escoamento em diversos tipos de materiais Figura 3.8 Influência da quantidade de microrrechupes no alongamento 39 Figura 3.9 Influência do número de nódulos de grafita no alongamento 40 Figura 3.10 Tabela periódica apresentando os elementos formadores ( ) e os não formadores de carbonetos ( ) comumente presentes no ferro fundido nodular austemperado Figura 3.11 Representação esquemática da segregação dos elementos do Grupo I: Figura 3.12 Figura 3.13 Mn e Mo e do Grupo II: Si e Ni, na microestrutura do ferro fundido nodular Distribuição típica de solutos nos ferros fundidos nodulares, sendo, Grupo I (elementos que formam carbonetos) e Grupo II (elementos que não formam carbonetos) Transformação da austenita durante a austêmpera de um ferro fundido nodular apresentando os dois estádios da reação (cinética da reação) xi

12 Figura 3.14 Figura 3.15 Figura 3.16 Figura 3.17 Figura 3.18 Figura 3.19 Figura 3.20 Figura 3.21 Figura 3.22 Figura 3.23 Figura 3.24 Figura 3.25 Gráfico esquemático da porcentagem de austenita estável de alto carbono (γ Alto C ) em função do tempo de austêmpera, apresentando os dois estádios da reação e a janela do processo Representação esquemática do crescimento de agulhas de ferrita (fase α) a partir do contorno de grão (CG) na austenita (fase γ) e criação de zonas de austenita com um alto teor em carbono (fase γ Alto ) Isopleta do sistema Fe-C-2,5% Si, mostrando a linha de contorno da reação metaestável γ α + γ Alto C e as temperatura de inicio (M s ) e fim (M f ) de transformação martensítica Influência da temperatura de austenitização nas propriedades mecânicas de fundidos em nodular austemperado Diagrama esquemático mostrando o efeito da velocidade de resfriamento na reação da austenita na austêmpera Influência de pequenas variações na temperatura de austêmpera no alongamento Influência de pequenas variações na temperatura de austêmpera nos limites de resistência à tração (LR) e escoamento (LE) Reações e as frações das fases resultantes da transformação na austêmpera de um ADI a altas temperaturas (> 350 o C) e a baixas temperaturas (< 350 o C) Influência da temperatura de austêmpera no limite de resistência à tração, no alongamento e na dureza em dois nodulares austemperados, contendo 2% Si (liga A) e 2,9% Si (liga B), para um tempo de austêmpera de 1 hora Influência da temperatura de austêmpera na resistência ao impacto, em corpo-de-prova sem entalhe, em nodular austemperado com 1,5% Ni e 0,3% Mo Influência da temperatura de austêmpera na resistência à fadiga por flexão rotativa em corpo-de-prova sem entalhe Relação entre limite de resistência à fadiga, sem entalhe, e alongamento, obtida para três ligas de nodular austemperado xii

13 Figura 3.26 Limite de fadiga por flexão rotativa versus dureza 62 Figura 3.27 Variação dimensional para o nodular austemperado, em função da 63 temperatura de austêmpera e da matriz anterior ao tratamento térmico Figura 3.28 Comparação de resultados de desgaste, ensaio por pino, entre o 63 nodular austemperado, nodular convencional e dois aços Figura 3.29 Efeito da temperatura de austêmpera e da carga de ensaio no 64 encruamento durante ensaio com disco Figura 3.30 Influência do tempo de austêmpera nas propriedades mecânicas de 65 dois ferros fundido nodulares ligados (liga A: 3,57% C; 2,67% Si; 0,27% Mn; 0,51% Cu; 0,31% Mo) e não ligado (liga B: 3,65% C; 2,64% Si; 0,24% Mn) austemperados a 370 C Figura 3.31 Influência do tempo de austêmpera nas propriedades mecânicas de 66 um ADI, austenitizado a 900 o C e austemperado a 245 o C. Composição química da liga: 3,5%C, 2,7%Si, 0,15%Mn, 1%Ni, 0,16Mo, 0,54%Cu. L.R.T Limite de resistência à tração. A Alongamento. L.E. Limite de escoamento convencional a 0,2%. D dureza Figura 3.32 Ilustração esquemática da influência do tempo de manutenção nas 67 transformações microestruturais e no alongamento durante a austêmpera Figura 3.33 Exemplo de uma janela de processo, em função de tempo e 68 temperatura de austêmpera, para se obter alta tenacidade (100 a 150 J). Composição química da liga: 3,6% C; 2,5% Si; 0,3% Mn; 1,5% Ni; 0,3% Mo Figura 3.34 Influência dos elementos de liga no diâmetro máximo para se obter uma estrutura austemperada, em função da temperatura de austêmpera 69 xiii

14 Figura 3.35 Figura 3.36 Figura 3.37 Figura 3.38 Figura 3.39 Figura 3.40 Figura 3.41 Figura 3.42 Figura 3.43 Figura 3.44 Figura 3.45 Efeito da segregação, entre os nódulos de grafita, sobre o desvio localizado das curvas TTT. A zona I situada próximo da grafita é a mais rica em Si e pobre em Mn e C. A zona II é intermediária e deve representar a maior parte da matriz. A zona III é a região intercelular e contém mais Mn e C e menos Si Diagrama esquemático mostrando aspectos microestruturais de uma seção espessa, a variação na composição química das primeiras regiões a solidificarem (PRS) e das últimas regiões a solidificarem (URS) Efeito da segregação na tenacidade e ductilidade com o tempo de austêmpera, provocando o fechamento da janela de processo, linha tracejada Variação no volume de austenita que não se transformou durante a reação de austêmpera a 315 C, para nodulares auste mperados com diferentes teores de Mn e Mo, austenitizados a 927 C Influência do manganês no limite de resistência e no alongamento do ferro fundido nodular austemperado Efeito do molibdênio sobre o limite de resistência à tração, o alongamento e a dureza do nodular austemperado Efeito do silício no limite de resistência à tração e no alongamento do nodular austemperado por uma hora nas temperaturas indicadas Efeito do níquel sobre o limite de resistência à tração, o alongamento e a dureza do nodular austemperado Efeito do cobre sobre o limite de resistência à tração, o alongamento e a dureza do nodular austemperado Representação esquemática do método alternativo de austêmpera que utiliza a desmoldagem a quente e o resfriamento controlado para simular um tratamento de austêmpera convencional Comparação das propriedades de resistência à tração e alongamento entre o nodular austemperado, o nodular convencional com e sem tratamento térmico e o ferro fundido cinzento xiv

15 Figura 3.46 Comparação das propriedades mínimas à tração especificadas para o 89 nodular convencional (BS2789: 1985), para aços trabalhados (BS979: 1983) e para o nodular austemperado (ASTM A897M-90) Figura 3.47 Comparação das propriedades mínimas à tração especificadas para 90 os aços fundidos (BS3100: 1976) e para o nodular austemperado (ASTM A897M-90) Figura 3.48 Resistência relativa à abrasão de diferentes materiais, avaliada com 92 areia de sílica. Kymenite é a denominação utilizada para o nodular austemperado Figura 3.49 Engrenagens hipóides, fundidas e usinadas. A mudança de aço 96 carbono forjado para nodular austemperado, economizou energia, facilitou a usinagem e reduziu o peso e o ruído. Milhões destas peças foram usadas nos carros da GM Figura 3.50 Engrenagens de distribuição em motores diesel (cummins B) 97 fabricadas em nodular austemperado, substituindo o aço 1022 forjado e cementado Figura 3.51 Valores típicos de resistência à fadiga por flexão (a) e resistência à 91 fadiga por contato (b) de dentes de engrenagem, determinados experimentalmente Figura 3.52 Esquema de transmissão de sinais do dilatômetro Adamel Lhomargy 107 Figura 3.53 Curva dilatométrica de amostra de ferro fundido branco (IID ASTM 108 A532), tratada a 700 o C por 1h, (trecho a-b) e 1050 o C por 7h (trecho c- d), destacando-se o início (Ms) e o fim (Mf) da transformação martensítica Figura 3.54 Amostras sem Ni (à esquerda) e com 0,34% de Ni (à direita) 110 Figura 3.55 Bloco Y para usinagem de corpo de prova para testes de laboratório 112 Figura 3.56 Padrão para corpo-de-prova cilíndrico para blocos Y de 25 e 75mm 112 Figura 3.57 Padrão para corpo-de-prova cilíndrico para blocos Y de 13mm 113 Figura 4.1 Correlações entre parâmetros da produção do ADI que necessitam de 117 acordo entre o fundidor e o comparador tendo a norma ASTM A 897 como referência Figura 4.2 Esquema da metodologia empregada a partir dos blocos fundidos 119 xv

16 Figura 4.3 Fotografia do sistema com registrador, termopares, blocos e cesto 120 Figura 4.4 Ilustração do ajuste dos termopares aos blocos fundidos 121 Figura 4.5a Entrada do cesto no forno aquecido 122 Figura 4.5b Saída do cesto do forno 122 Figura 4.6a Entrada do cesto no forno para resfriamento em banho de sais 122 Figura 4.6b Saída do cesto do forno 123 Figura 4.7 Limpeza do cesto e blocos no tanque com água quente agitada 138 Figura 5.1 Ciclo térmico do aquecimento dos blocos Y 128 Figura 5.2 Ciclo térmico do resfriamento e tratamento isotérmicos dos blocos Y 128 Figura 5.3 Ciclo térmico do resfriamento na limpeza dos blocos Y 128 Figura 5.4 Curva tempo X temperatura dos dados utilizados no dilatômetro de 132 têmpera para o bloco Y 13mm Figura 5.5 Determinação da temperatura de austenitização bloco 13mm 133 Figura 5.6 Determinação da temperatura de austenitização bloco 25mm 133 Figura 5.7 Determinação da temperatura de austenitização bloco 75mm 134 Figura 5.8 Curva da variação dimensional x temperatura para Y 13mm 134 Figura 5.9 Curva da variação dimensional x temperatura para Y 25mm 135 Figura 5.10 Curva da variação dimensional x temperatura para Y 75mm 135 Figura 5.11 Variação dimensional em função do tempo (Y13mm) 136 Figura 5.12 Variação dimensional em função do tempo (Y25mm) 136 Figura 5.13 Variação dimensional em função do tempo (Y75mm) 137 Figura 5.14 Relação entre limites de resistência ao escoamento e à tração, 139 alongamento e espessura do bloco Y. = L.R., Ο = L.E., = A., na condição bruto de fundição Figura 5.15 Relação entre limites de resistência ao escoamento e à tração, e 140 espessura do bloco Y. = L.R., Ο = L.E., = A para corpos de prova tratados na forma usinada Figura 5.16 Relação entre o alongamento e a espessura do bloco para corpos de 140 prova tratados na forma usinada Figura 5.17 Variação do L.R. e L.E. em função da espessura para corpos de prova obtidos de blocos tratados 141 xvi

17 Figura 5.18 Variação do alongamento em função da espessura para corpos de 142 prova obtidos de blocos tratados Figura 5.19 Macrografia da seção transversal dos blocos 25, 13 e 75mm Reativo 143 de Iodo Figura 5.20 Micrografia do bloco Y75mm - estado bruto de fundição. 144 Figura 5.21 Micrografia do bloco Y13mm tratado após usinagem (UTI) 145 Figura 5.22 Micrografia do bloco Y25mm tratado após usinagem (UTI) 145 Figura 5.23 Micrografia do bloco Y 75mm tratado após usinagem (UTI) 145 Figura 5.24 Micrografia do corpo de prova usinado do bloco Y13mm tratado 146 (TU13I) Figura 5.25 Micrografia do corpo de prova usinado do bloco Y25mm tratado 146 (TU25I) Figura 5.26 Micrografia do corpo de prova usinado do bloco Y75mm tratado 147 (TU75I2). Figura 5.27 Micrografia do corpo de prova usinado do bloco Y75mm tratado 147 (TU75S5) Figura 5.28 Micrografia do corpo de prova usinado do bloco Y75mm tratado 148 (TUS3) Figura 5.29 Micrografia do corpo de prova usinado do bloco Y75mm tratado 148 (TUS5) Figura 5.30 Tela do programa HL IMAGE para análise de imagens 149 Figura 6.1 Curva da variação dimensional x temperatura 152 Figura 6.2 Microestrutura de ferrita acicular e matriz martensítica 152 Figura 6.3 Amostra do corpo de prova de dilatometria obtido da simulação do 153 bloco Y de 75 mm Figura 6.4 Amostra do corpo de prova de dilatometria obtido da simulação do 153 bloco Y de 25 mm Figura 6.5 Amostra do corpo de prova de dilatometria obtido da simulação do 154 bloco Y de 13 mm Figura 6.6 Diagrama esquemático do ciclo de tratamento térmico de austêmpera 155 Figura 6.7 Confronto das curvas de resfriamento determinadas neste trabalho a curvas TTT obtidas da literatura 156 xvii

18 Figura 6.8 Comparação dos valores de L.R. e L.E. antes e após austêmpera e 158 correlação com a espessura; L.R após tratamento; L.R. antes do tratamento; 0 L.E. após austêmpera e L.E. antes do tratamento Figura 6.9 Comparação dos limites de resistência antes e depois do tratamento 159 para os três blocos estudados; L.R após tratamento; L.R. antes do tratamento; 0 L.E. após austêmpera e L.E. antes do tratamento Figura 6.10 Comparação da resistência ao impacto do material antes e após 160 austêmpera Figura 6.11 Microestrutura dos corpos de prova de impacto 161 Figura 6.12 Limite de resistência à tração nas diferentes condições para as 162 posições inferior e superior no bloco Y Figura 6.13 Variação do limite de escoamento em função das diferentes posições 162 de retirada do corpo de prova no bloco Y Figura 6.14 Limite de resistência à tração nas diferentes condições para as 163 posições inferiores e superiores no bloco Y Figura 6.15 Variação da dureza e resistência ao impacto com a espessura do bloco; = resistência ao impacto; dureza em corpo de prova tratado 164 após usinagem; = durea em corpo de prova tratado do bloco usinado Figura 6.16 Correlação entre NL e Limite de resistência à tração 165 Figura 6.17 Seqüência de formação da bainita a partir de sub-unidades até a 165 formação de um feixe ou molho (ou agulhas como denominadas neste trabalho) nos tempos t 1 a t 4 Figura 6.18 Correlação entre NL e Limite de resistência ao escoamento 166 Figura 6.19 Correlação entre NL e a dureza 166 Figura 6.20 Correlação entre NL e o alongamento 167 Figura 6.21 Comparação de resultados obtidos por análises por correntes parasitas, metalografia quantitativa e difração de raios X; = difração de raios x, = Feritscope e = metalografia quantitativa 168 xviii

19 LISTA DE TABELAS Tabela III.1 Propriedades do ferro fundido nodular austemperado 28 Tabela III.2 Tabela III.3 Tabela III.4 Tabela III.5 Consumo de energia durante a fabricação de engrenagens em nodular austemperado e em aço forjado e cementado Especificação para o nodular austemperado segundo norma JIS G5503 Japão 1995 Especificação para o nodular austemperado proposta pelo BCIRA Inglaterra Especificação para o nodular austemperado utilizada por AmCast's CastTuf" - EUA Tabela III.6 Especificação para o nodular austemperado proposta pela VDG Alemanha Tabela III.7 Especificação para o nodular austemperado proposta pela QIT Tabela III.8 Tabela III.9 Tabela III.10 Canadá Especificação para o nodular austemperado proposta por Högfor da Kymmene (Stromberg Corp.) Finlândia Propriedades mecânicas de um ferro fundido nodular austemperado pelo método convencional e pelo método de desmoldagem a quente e resfriamento controlado Comparação entre o nodular austemperado, o aço, liga de alumínio e liga de zinco, considerando o parâmetro rigidez/densidade (E 1/2 /ρ e E 1/3 /ρ) Tabela III.11 Especificação para o nodular austemperado 110 Tabela III.12 Geometria equivalente de forma correspondendo a Blocos - Y A 114 Tabela IV.1 Composição química para os blocos fundidos 118 Tabela V.1 Composição química obtida nos blocos fundidos 127 Tabela V.2 Ciclo térmico utilizado na simulação para o bloco Y 13mm 129 Tabela V.3 Ciclo térmico utilizado na simulação para o bloco Y 25mm 130 Tabela V.4 Ciclo térmico utilizado na simulação para o bloco Y 75mm 131 Tabela V.5 Identificação dos corpos de prova dos ensaios de tração e de impacto xix

20 Tabela V.6 Resultados de ensaios mecânicos no estado bruto de fundição 139 Tabela V.7 Valores para a resistência ao impacto condição bruta de fundição 139 Tabela V.8 Resultados de ensaios mecânicos na condição de tratados na forma 140 usinada Tabela V.9 Resultados de ensaios mecânicos e de dureza para corpos de prova 141 usinados na condição de tratados Tabela V.10 Resultados da análise da forma e quantidade da grafita 144 Tabela V.11 Resultados de análises da microestrutura 150 xx

21 DADOS BIOGRÁFICOS DO AUTOR: Denilson José do Carmo nasceu em 30/10/1966 em Itaúna M.G., filho de Baltazar Francisco do Carmo e Margarida Dirce do Carmo. Casado com Vânia Oliveira Silva do Carmo, com um filho Douglas, graduou-se em Engenharia Industrial Mecânica, pela Fundação Universidade de Itaúna, MG Formou-se em Técnico em Fundição pelo SENAI - Centro Tecnológico de Fundição Marcelino Corradi Itaúna - MG Realizou estágio na THYSSEN FUNDIÇÕES S/A - Matozinhos MG de Janeiro a Julho de 1996 e na FUNDIÇÃO AUXILIAR - Itaúna-MG de Julho a Setembro de Trabalhou na FUNDIÇÃO SOMEP Igaratinga M.G., de outubro de 1986 a Janeiro de Trabalha no Centro Tecnológico de Fundição Marcelino Corradi, SENAI-CETEF desde fevereiro de Possui experiência em empresas metalúrgicas de médio e grande porte, na supervisão de produção, levantamento de custo industrial, desenvolvimento de métodos e processos, projetos de fabricação de peças fundidas, controle de qualidade e treinamento. No Centro Tecnológico de Fundição do SENAI atua em pesquisa e desenvolvimento e leciona em curso técnico e em cursos de aperfeiçoamento para funcionários de empresas do ramo de fundição e correlatas, já tendo atuado como supervisor de laboratórios (metalográfico, de areias, análise química, mecânico e de ensaios não destrutivos) e como analista em microscopia eletrônica de varredura e microanálise eletrônica. Apresenta experiência internacional com estágio e treinamento em fundições japonesas por três meses e em visita a institutos de pesquisa do México durante uma semana. Na atuação em pesquisa aplicada destacam-se: apresentação de trabalhos em seminários e congressos de nível nacional; publicação de trabalhos em periódicos de circulação nacional; um trabalho com registro de patente juntamente com a CST (Companhia Siderúrgica Nacional); terceiro lugar no prêmio talento brasileiro de 1997 e primeiro lugar no prêmio sociedade mineira de engenheiros de No ano de 2000 habilitou-se junto à CNEN (comissão Nacional de Energia Nuclear) para a qualificação de Supervisor de Radioproteção Industrial visando a implantação de laboratório de inspeção com raios X no CETEF. xxi

22 LISTA DE NOTAÇÕES ADI Austempered ductile iron (ferro fundido nodular austemperado) UFMG Universidade Federal de Minas Gerais SENAI Serviço Nacional de Aprendizagem Industrial CETEF Centro Tecnológico de Fundição Marcelino Corradi FUI Fundação Universidade de Itaúna ASTM American Society for Testing and Materials (Sociedade Americana para Testes e Materiais) RECOPE Rede cooperativa de pesquisa (convênio entre FIEMG, FAPEMIG e FINEP) FIEMG Federação das Indústrias do Estado de Minas Gerais FINEP Financiadora de Estudos e Projetos FAPEMIG Fundação de Amparo à Pesquisa no Estado de Minas Gerais TTT Curva de tempo, temperatura e transformação para tratamentos térmicos isotérmicos TRC Curva de transformações em resfriamento contínuo para tratamentos térmicos QIT-Québec Fer et Titane (organismo que propõe especificações para materiais no Canadá) LR = limite de resistência à tração. LE = limite de escoamento convencional (0,2% de deformação). A = alongamento percentual, base de medida igual a 50 mm. I = energia absorvida no ensaio de impacto Charpy, corpo-de-prova de 10x10x55 mm sem entalhe. HB = dureza Brinell. ND Não determinado xxii

23 Capítulo 1 - Introdução O ferro fundido nodular austemperado é mais conhecido como ADI -- abreviatura da expressão inglesa Austempered Ductile Iron. A austêmpera não é um tratamento térmico novo e já é aplicado há várias décadas a aços trabalhados. As propriedades do ADI -- elevada resistência mecânica que é superior à dos aços carbono forjados e, elevada ductilidade que é inferior à dos aços, mas muito superior à dos demais tipos de ferros fundidos -- são resultado da interação entre o tratamento de austêmpera e os teores de carbono e silício mais elevados na matriz. Algumas das vantagens do ADI, estão na conjugação de elevada resistência mecânica e ductilidade e da possibilidade de se produzir aumento de dureza e de tensão de escoamento por deformação induzida. Esta deformação produz, ainda, aumento local de volume, criando tensões compressivas no material transformado. Estas tensões inibem a formação e crescimento de trincas, o que leva a melhoria significativa na resistência à fadiga. Esta deformação pode ser obtida quando o material é usinado ou submetido a tratamentos de superfície - martelamento ou laminação. É possível obter nos ferros nodulares convencionais resistência à tração de 420MPa com alongamento de 12%. Para valores mais elevados de resistência, da ordem de 800MPa, o alongamento cai para somente 1 a 2%. No ADI, é possível se obter valores de tração da ordem de 850 a 1.600MPa e limite de escoamento variando de 550 a 1.300MPa, com alongamento caindo de 10% nas classes de menor resistência para valores desprezíveis nas classes de maior resistência. A versatilidade que o material apresenta em torno de suas propriedades, corresponde a uma complexa variação tecnológica no processo de obtenção e na relação entre fornecedor e consumidor do fundido. Discute-se, ao longo deste trabalho, uma revisão bibliográfica e metodologia no sentido de se buscar a compreensão de variáveis deste processo. O assunto é tratado de maneira mais ampla que o necessário para fundamentar a parte experimental e, isto se justifica pelo fato de se tratar de trabalho pioneiro na UFMG na linha deste material e de iniciar uma nova linha de pesquisa nesta Universidade. 23

24 Capítulo 2 - Justificativa e objetivos do projeto O crescimento da produção industrial e o investimento em nível acadêmico no ADI tem aumentado significativamente. As vantagens comparativas com diversos materiais concorrentes, tanto em termos de propriedades como de produção do material são evidentes. Por outro lado, a composição química dos ferros fundidos varia em função da velocidade de resfriamento das peças, que por sua vez, é função da espessura dos fundidos, o que torna a definição dos parâmetros de processo uma situação complexa. Por exemplo: em peças mais finas o teor de silício tem que ser mais elevado do que em peças mais espessas, pois o silício dificulta o coquilhamento (formação de carbonetos); peças mais espessas exigem a utilização de elementos de liga para melhorar a austemperabilidade; a temperatura de vazamento também depende da composição química e da espessura do fundido. Dessa forma, há uma complexa dependência de processos, composição e microestrutura com as dimensões e geometria da peça. Os tratamentos térmicos sofrerão as conseqüências destas alterações, devendo ser adaptados para as composições e para os tipos de peça. A literatura apresenta, geralmente de forma genérica, indicações de tratamentos e microestruturas resultantes com suas respectivas propriedades em corpos de prova. Pode-se dizer que as informações atualmente disponíveis, ainda que bem fundamentadas, não são suficientes sob o aspecto tecnológico, para dar sustentação adequada à indústria brasileira e mineira visando eventual produção em larga escala deste material. Portanto, torna-se necessário um trabalho de desenvolvimento específico para tipos de peças que sejam representativas da produção industrial. Neste sentido, esta pesquisa desempenha o papel de buscar a tecnologia do ADI baseando-se em norma internacional. Objetiva-se uma discussão sobre o atendimento de propriedades especificadas pela norma ASTM A 897 (1), bem como uma análise de uma metodololgia específica de suporte e acompanhamento da produção do material, no que se refere a parâmetros do processo de fundição e de tratamento térmico, bem como à utilização de recursos de laboratórios, destacando-se a análise da microestrutura e a utilização da técnica dilatométrica. Este trabalho é parte integrante de um projeto financiado pela RECOPE (rede cooperativa de pesquisa FIEMG/FINEP/FAPEMIG). 24

25 Capítulo 3 Revisão bibliográfica Aspectos gerais O ADI é um ferro fundido ligado e tratado termicamente. A sua microestrutura, apresentada na Figura 3.1, consiste de ferrita acicular e austenita estável -- com um alto teor de carbono -- resultando em elevados valores de resistência mecânica, ductilidade, resistência ao impacto e resistência ao desgaste. Com isto, o material proporciona grande flexibilidade na concepção e na fabricação de peças. Figura Microestrutura típica de um ferro fundido nodular austemperado, apresentando a ferrita acicular e a austenita estável com um alto teor em carbono (2). A matriz apresentada pelo nodular austemperado é única e não tem um nome aceito universalmente, é conhecida por bainita (3,4,5,6,7), outros autores denominaram-na de pró-bainita (8,9) e mais recentemente foi denominada por Kovacs de ausferrita (10,11), sendo seguido por outros autores (12,13). Segundo Kovacs o nome ausferrita já indica que a estrutura consiste de austenita estável reagida e ferrita acicular. Para ele, a ausferrita é freqüentemente e erroneamente chamada de bainita porque, visualmente, se parecem e também porque, ambas se formam à mesma temperatura. Kovacs 25

26 comenta ainda que: "quando a ausferrita foi observada nos ferros fundidos pela primeira vez, pensou-se ser a bainita como nos aços e, por isso, muitos artigos e patentes relacionados com o nodular austemperado, denominaram-na de bainita. No entanto, hoje se sabe que ausferrita e bainita são constituintes completamente distintos, pois a ausferrita é composta de ferrita e austenita, enquanto a bainita é composta de ferrita e carbonetos". Em temperaturas de austêmpera mais baixas, menores que 320 C, segundo vários autores (3,4,5,7,8,9,13), já ocorre a precipitação de carbonetos simultaneamente à formação da ferrita acicular e da austenita de alto carbono, portanto, a denominação de ausferrita para a microestrutura obtida em baixas temperaturas seria inadequada. Kovacs e Keough utilizam o termo ausferrita independentemente da temperatura de austêmpera, pois segundo estes, mesmo tendo algum carboneto a estrutura não pode ser comparada às dos aços. A saturação de carbono na austenita e o volume desta fase, maiores no ADI, não podem ser comparados aos aços. Apesar do nome ausferrita* não ser aceito universalmente, ele será usado neste trabalho para denominar a estrutura composta unicamente de ferrita acicular e austenita de alto teor em carbono, uma vez que a norma ASTM A 897 (1) que classifica o material adotou o nome e referencia a norma de terminologia, ASTM A 644 (14), que padroniza o termo ausferrita. A composição química do nodular austemperado é similar à de um ferro fundido nodular convencional. Peças com espessuras maiores que 18mm, são fabricadas com a introdução de Cu, Ni, e Mo, individualmente ou combinados. Esses elementos são adicionados somente para aumentar a "austemperabilidade" (evitar a formação de perlita) da liga e não para aumentar a resistência ou a dureza. As exigências quanto à morfologia da grafita e à sanidade interna da peça fundida são as mesmas que para um nodular convencional de qualidade. *Ressalta-se que a abordagem da ausferrita defendida por Kovacs e pela ASTM têm princípios metalográficos. Autores como BADESHIA e YESCAS (15) baseados em fundamentos científicos da transformação austenítica indicam que os mecanismos de formação da bainita e da ausferrita são similares e não merecem distinção. Estes autores não utilizam o termo ausferrita e denominam a microestrutura de ferrita bainítica e austenita retida. 26

27 O ciclo de tratamento térmico utilizado na obtenção do nodular austemperado é apresentado na Figura 3.2. Inicialmente a peça é aquecida (A-B), usualmente entre C, permanecendo nesta temperatura (B-C) por 1 a 3 horas. Durante este tempo a matriz metálica torna-se totalmente austenítica e saturada de carbono. Em seguida a peça é resfriada rapidamente até a temperatura de austêmpera desejada (C-D) e permanece a esta temperatura, num intervalo que varia entre C, por 0,5 a 4 horas (D-E). Finalmente, a peça é resfriada até a temperatura ambiente (E-F), antes que se inicie a reação bainítica; resultando na microestrutura composta de ferrita acicular e austenita estabilizada devido ao elevado teor em carbono. Após o tratamento as peças devem ser lavadas (de preferência em água quente) para que o sal seja retirado. Ao se descartar a água a mesma deve ser neutralizada. Figura Ciclo de tratamento térmico para obtenção do ferro fundido nodular austemperado, superposto a um diagrama TTT (10,11). Segundo Keough (12), antes do ferro fundido nodular ter sido descoberto, os projetistas tinham poucas opções para fabricar componentes de alto desempenho. Eles podiam usar o ferro fundido maleável, os aços fundidos, forjados ou soldados; todos eles apresentam limitações tanto quanto ao custo e quanto às propriedades mecânicas. O 27

28 aparecimento do ferro fundido nodular alterou espetacularmente as possibilidades de aplicação do ferro fundido. A sua notável resistência mecânica e ductilidade, comparadas com o ferro fundido cinzento, juntamente com as suas características de fundição o colocam como um material de engenharia cada vez mais competitivo quando comparado aos materiais acima mencionados. No entanto, quando se projetava uma peça que exigia uma combinação de resistência mecânica, tenacidade e resistência ao desgaste, o aço era o material escolhido. Com o surgimento do nodular austemperado esta situação está mudando, porque como mostra a Tabela III.1 este material possui propriedades que possibilitam a sua competição com os aços em muitas aplicações, principalmente com aços forjados. Tabela III.1 - Propriedades do ferro fundido nodular austemperado (10,12) Limite de resistência [MPa] Limite de escoamento a 0,2% [MPa] Alongamento [%] 1 16 Módulo de elasticidade longitudinal [GPa] Dureza [Brinell] Resistência à fadiga [MPa] * Resistência ao impacto [ J/cm 2 ] Resistência ao desgaste [volume perdido em mm 3 ]** 9 10 Notas: * 690 MPa pode ser obtido através de endurecimento localizado por fillet rolling - brunimento ou shot peening bombardeio com partículas duras. ** ensaio por pino, dureza das amostras: 30 a 50 HRC Breve histórico a respeito do ferro fundido nodular austemperado O tratamento térmico denominado de austêmpera tem sido empregado em larga escala desde os anos 30 em aços. Nos anos 60, foram publicados os primeiros experimentos com o nodular austemperado, conduzidos pela International Harvester (10). No entanto, um notável avanço ocorreu na década de 70 com investigações pela General Motors nos Estados Unidos e de Johansson na Finlândia, para substituir engrenagens em ferro fundido temperadas e revenidas. Entre os tratamentos térmicos experimentados pela General Motors e por Johansson, figurava 28

29 a austêmpera, comprovando-se que neste estado as propriedades mecânicas eram superiores a qualquer outro tratamento. Desde 1973, o nodular austemperado é utilizado industrialmente na Finlândia, sendo aplicado inicialmente em engrenagens, com o nome de KYMENITE. Em 1976, foram instalados em 4000 automóveis Pontiac, conjuntos de engrenagens em nodular austemperado (16). Nesta mesma época teve início uma produção limitada do ADI na América do Norte e na Europa e, no fim da década de 70, o nodular austemperado estava sendo aplicado mundialmente. O ápice das pesquisas ocorreu na década de 80 com realização de simpósios internacionais em 1984 e Pelos meados da década de 80 ocorreu um crescimento acentuado na produção desta liga. Atualmente, o nodular austemperado já está sendo utilizado na indústria automobilística, em equipamentos agrícolas, em equipamentos para construções, em armamentos, na indústria ferroviária e em componentes de uso geral. Conclui-se, portanto, que nos últimos 30 anos o nodular austemperado passou de uma curiosidade de laboratório para um competitivo material de engenharia. O principal fator que possibilitou o crescimento na utilização do nodular austemperado é atribuído ao esforço de compreender o processo de sua obtenção e ao desenvolvimento de equipamentos para a produção (12). No entanto, tendo em vista o potencial de mercado do ADI, seu crescimento ainda é relativamente baixo. As justificativas para esta afirmativa juntamente com as barreiras e as estratégias para consolidar o mercado para o material serão abordadas nos próximos itens. Apresenta-se na Figura 3.3 uma comparação das propriedades do ADI (norma ASTM A 897 (1) ) com as do nodular sem tratamento térmico baseando-se na norma ASTM A 536 (18) ; observa-se que o ADI supera em resistência e em alongamento. Uma comparação das propriedades do ADI às de aços é apresentada na Figura 3.4. Para os aços carbono forjados de baixa resistência, o nodular de matriz ferrítica pode ser competitivo. Com relação aos de média resistência, a maioria das classes do ADI é competitiva. Em relação aos aços de alta resistência, o ADI não é tão competitivo em função da ductilidade. As classes de baixa resistência do ADI equiparam-se às de alta resistência do aço fundido. Deve-se levar em conta que o ADI é 10% menos denso que o aço (8, 9, 10). 29

30 Resistência à tração Alongamento (%) Figura 3.3 Propriedades de resistência do ADI e do nodular em relação ao atendimento às norma ASTM A 897 (1) e A 536 (18). Resistência ao escoamento Nodular Forjado/Fundido Aço ligado e beneficiado Aço Alongamento (%) Figura 3.4 Comparação da resistência de aços e ferros fundidos (8). 30

31 Uma propriedade excepcional do ADI é a sua resistência ao desgaste. Estudos comparativos mostram que o ADI apresenta maior resistência ao desgaste que o aço em qualquer nível de dureza (6), como ilustrado na Figura 3.5. Em comparação com o aço, o ADI têm vários aspectos atrativos devido à presença da grafita na estrutura. A usinabilidade antes do tratamento de austêmpera é significativamente melhor, resultando em aumento de produção e menor desgaste da ferramenta. A capacidade de amortecimento é maior e componentes que se acoplam, tais como engrenagens, funcionam com menor nível de ruído e as rugosidades da superfície são removidas mais rapidamente durante o uso e, portanto, dispensa o acabamento final comumente usado nas peças feitas de aço (11).. Componentes em ADI têm uma melhor resistência ao desgaste por atrito, particularmente em condições de falha ou redução da lubrificação. Isto é atribuído à presença do filme de grafite, que também pode reduzir o coeficiente de atrito e a temperatura de funcionamento aumentando o rendimento da transmissão (11). ADI tem menor sensibilidade ao entalhe que os aços e descontinuidades na superfície são menos significativas (11). ADI Resistência à abrasão relativa Aços Dureza HV 30 Figura 3.5 Comparação de resistência ao desgaste entre aço e ADI de mesma dureza. 31

32 Os componentes em ADI são menos propensos à distorção durante o tratamento térmico do que outros materiais ferrosos, os quais são temperados e revenidos. Devido a baixa distorção, o acabamento final após o tratamento térmico pode ser bastante reduzido ou mesmo eliminado (11). Outro aspecto interessante do ADI é sua competitividade com ligas leves. A produção das ligas de alumínio tem crescido significativamente devido a uma grande vantagem apresentada por estas ligas que é o baixo peso específico associado à elevada condutividade térmica, o que as tornam extremamente interessantes para muitas aplicações na indústria automobilística e aeronáutica. O ADI, mesmo tendo peso específico cerca de 3 vezes maior que as ligas de alumínio, pode ser competitivo com estas até mesmo no aspecto de peso de peças. No desenvolvimento das ligas de alumínio fundidas, procura-se obter 500MPa de limite de resistência com 5% de alongamento (9,10). Com o ADI, é possível substituir o alumínio utilizando paredes bem mais finas nas peças, o que pode equiparar o peso. A capacidade de dissipação de calor depende da condutividade térmica e da espessura do material. Assim, mesmo com condutividade térmica menor, as peças em ADI podem apresentar capacidade de dissipação de calor similar às de alumínio. Um exemplo de substituição possível de um fundido de alumínio por ADI é apresentado na Figura 3.6. Fundido de alumínio ADI 15% menos peso e custo Figura 3.6 Substituição de cubo de roda de liga de alumínio por ADI pela empresa americana Applied Process Inc (13). 32

33 Ainda sob a ótica de redução de peso e da melhor condutividade térmica, o ADI pode ser um material alternativo não somente às ligas de alumínio mas também ao ferro fundido cinzento. Muitas peças, como blocos de motor e tambores de freio, são fabricadas em ferro cinzento, a despeito de suas relativamente reduzidas propriedades mecânicas, devido à melhor condutividade térmica (12). Com o ADI, as paredes das peças poderão ser mais finas do que as das peças de nodular convencional, o que poderá permitir a obtenção de peças com capacidade de dissipação de calor similar às de ferro cinzento, sem perda de resistência e com ganho em ductilidade, aumentando a competitividade das fundições de ferro. Um exemplo ilustrativo da preocupação deste setor quanto à produção de peças mais finas e resistentes, são os trabalhos de desenvolvimento do ferro fundido vermicular (12), em substituição aos cinzentos. Como aplicações já estabelecidas do ADI (5,6,19) citam-se: engrenagens; caixas de câmbio; parafusos; eixos virabrequins; cruzetas de diferencial; eixos de comando de válvulas; suportes de motor; sapatas de freio; proteção para caixa de transmissão; guia para esteira; dentes para equipamentos de escavação e terraplenagem; carcaças para marteletes pneumáticos; grampos para ferrovias (peças de 10 a 15 kg); berços para motores diesel; união articulada de suspensão e capa para mancais (vagões de carga). Dados numéricos para o mercado norte americano indicam que fundidos em ADI custam na faixa de US$1.00 a US$1.80 por quilo, enquanto que o nodular convencional custa US$0.90, o ferro cinzento de boa qualidade U$0.60 e o aço forjado entre US$ 1.60 e US$ 2.40 o quilo (19). A relação entre o custo de vários materiais e seu limite de escoamento é indicada no gráfico da Figura 3.7 (17). Cita-se, ainda, algumas vantagens econômicas do nodular austemperado em relação aos aços forjados: o menor custo de aquisição e manutenção dos modelos de fundição, comparados com as matrizes para forjaria; a flexibilidade do processo de fundição para produzir componentes com projeto otimizado, os quais não podem ser obtidas unicamente pelo processo de forjamento, como por exemplo, peças com cavidades internas ou ocas e peças contendo uma ou mais partes com contra-saída; 33

34 o baixo custo da matéria prima para se produzir o ferro fundido nodular; o processo de fundição permite obter componentes com dimensões muito próximas da forma final, com uma alta produção e com um menor custo em equipamentos do que a forjaria; o consumo de energia para uma peça fundida e austemperada é bem menor que o de uma peça forjada, chegando a uma economia de 50% em energia; o tratamento de austêmpera consume menos energia, portanto, pode se tornar mais econômico do que o processo de cementação em aços, como exemplifica a Tabela III Faixa de valores da razão entre unidade de custo e unidade de limite de escoamento em diversos materiais Alumínio forjado 8 Relação custo / limite de escoamento Alumínio fundido Aço fundido Aço forjado Aço tratado Nodular ADI Figura Razão entre unidade de custo e unidade de limite de escoamento em diversos tipos de materiais (17). 34

35 O ADI apresenta grande versatilidade, pois com o ciclo de tratamento térmico de austêmpera, várias propriedades mecânicas podem ser obtidas a partir de uma mesma liga, variando as temperaturas e os tempos de austenitização e austêmpera (5). Um exemplo de iniciativa que contribuiu para a viabilidade econômica do ADI na Europa é o caso da empresa ADI Treatments Limited, na Inglaterra. Empresa para tratamento térmico, montada de maneira conjunta por fundições da região de West Midlands, para tratar o ferro fundido. O investimento foi de aproximadamente U$ 3.82 milhões (17). Tabela III.2 - Consumo de energia durante a fabricação de engrenagens em nodular austemperado e em aço forjado e cementado (9) Operação Consumo de energia [kwh/t] Ferro fundido nodular Aço forjado Produção do "blank" -x Recozimento Austêmpera 600 -x- Cementação -x Total Economia total de energia 47 50% Especificações para o ferro fundido nodular austemperado Segundo um levantamento de 1991 (19), existiam 9 especificações diferentes para o nodular austemperado, sendo que somente dois países, Estados Unidos e Japão, possuíam especificações normalizadas; as outras especificações eram propostas por empresas, institutos de pesquisa e associações de fundidores. Apresenta-se nas Tabelas III.3 a III.8, especificações para o nodular austemperado disponíveis. 35

36 Tabela III.3 - Especificação para o nodular austemperado segundo norma JIS G5503 Japão 1995 Classe Propriedades mínimas Especificadas Propriedades mínimas recomendadas 1 LR [MPa] LE [MPa] A [%] Dureza [HB] FCD FCD FCD FCD FCD Nota: 1. poderão fazer parte da especificação se for acordado entre cliente e fornecedor. Tabela III.4 - Especificação para o nodular austemperado proposta pelo BCIRA Inglaterra Classe Propriedades mínimas especificadas Dureza 2 LR [MPa] LE 1 [MPa] A [%] [HB] Notas: / / /400 1 valores diferentes são sugeridos em função da espessura da peça; 2 valores apenas informativos; a norma inglesa British Standart regulamentou o ADI sob o número EN

37 Tabela III.5 - Especificação para o nodular austemperado utilizada por AmCast's "CastTuf" Estados Unidos da América. Classe Propriedades mínimas Especificadas Propriedades mínimas recomendadas LR [MPa] LE [MPa] A [%] I [J] Dureza [HB] / / / /514 Tabela III.6 - Especificação para o nodular austemperado proposta pela VDG Alemanha Classe Propriedades mínimas especificadas Dureza 1 LR [MPa] LE [Mpa] A [%] GGG80B /310 HB GGG90B /340 HB GGG120B /390 HB GGG140B HRC GGG150B HRC Nota: 1 valores típicos, não é uma especificação. 37

38 Tabela III.7 - Especificação para o nodular austemperado proposta pela QIT Canadá Classe Propriedades mínimas Especificadas Propriedades mínimas recomendadas LR [MPa] LE [MPa] A [%] I [J] Dureza [HB] / / / /461 Tabela III.8 - Especificação para o nodular austemperado proposta por Högfor da Kymmene (Stromberg Corp.) Finlândia Classe Propriedades mínimas especificadas Dureza LR [MPa] LE [Mpa] A [%] [HB] K /310 K /350 K / Obtenção da peça fundida (9,10) Atualmente se tem um conhecimento razoável dos efeitos de variáveis que compõem o processo de obtenção do ferro fundido nodular austemperado. Sabe-se que o elemento chave para obter uma peça em ADI com qualidade consistente, é produzir um fundido de qualidade também consistente. MELO e CARMO apresentam um trabalho de correlação entre microestrutura e propriedades do nodular (20). Os processos de usinagem e tratamento térmico serão estabelecidos em função da qualidade esperada para a peça fundida. Se o processo de fundição é alterado substancialmente, então os processos de tratamento térmico e usinagem também terão que ser alterados para compensar. Portanto, é importante que o fundidor estabeleça um processo de fundição e implemente os controles necessários para assegurar a consistência do mesmo. O nodular austemperado pode ser produzido com sucesso a partir de peças em ferro fundido nodular, dentro de uma grande variação de composição química, processos e formas. Os parâmetros para se produzir um fundido 38

39 de qualidade em nodular austemperado, são os mesmos para se produzir peças fundidas com qualidade em ferro fundido nodular convencional. A peça deve ser adequadamente vazada e alimentada com um metal líquido corretamente elaborado e, tratado com técnicas de inoculação e nodulização efetivas e consistentes para minimizar a segregação de solutos. O meio de moldagem deve ser controlado para minimizar o aparecimento de defeitos superficiais. A peça deve ser livre de inclusões não-metálicas e drosses. Carbonetos, microrrechupes e cavidades devido a gases, reduzem drasticamente a tenacidade do material, por isso, devem ser evitados a todo custo. Cita-se que o nível máximo de carbonetos e inclusões não-metálicas não deve ultrapassar 0,5% e, o volume máximo de porosidades e/ou microrrechupes deve ser inferior a 1%. A Figura 3.8 apresenta o efeito da quantidade de microrrechupes no alongamento de um nodular austemperado Alongamento (%) % de microrrechupes Figura Influência da quantidade de microrrechupes no alongamento (21) Morfologia da grafita Considerando que as propriedades mecânicas, a sanidade e a homogeneidade (maior ou menor segregação) da peça fundida dependem da morfologia da grafita, isto é, do tamanho e da distribuição, recomenda-se como mínimo para peças em nodular austemperado o seguinte: 39

40 número de nódulos por mm 2 = 150; grau de nodulização peças com espessuras menores que 25mm; = 85% para peças maiores que 25mm e 95% para Os efeitos da morfologia da grafita nas propriedades mecânicas do nodular austemperado antes do tratamento térmico, são os mesmos válidos para um nodular convencional. Este assunto é tratado em detalhes por Melo e Carmo para o nodular convencional (19). A Figura 3.9 mostra a influência do número de nódulos de grafita no alongamento do nodular austemperado. Alongamento (%) N (nódulos/mm 2 ) Figura Influência do número de nódulos de grafita no alongamento (21) Composição química A composição química do nodular austemperado é similar à do nodular convencional. Elementos de liga tais como Cu, Ni e Mo não são adicionados para aumentar a resistência ou a dureza, mas para aumentar a "austemperabilidade" da liga, o que é necessário devido ao aumento de espessura, acima de 18mm, ou devido ao equipamento utilizado no tratamento térmico da peça. Isto é necessário, pois peças espessas resfriam lentamente e requerem mais elementos de liga ou sistemas de resfriamento mais eficientes que as peças finas, a fim de evitar a formação de perlita. No entanto, a adição destes elementos de liga quando não é necessária, aumenta o custo e a complexidade de produção da peça fundida. A adição controlada dos 40

41 elementos de liga não altera as características de fundição do ferro fundido e não aumenta a presença de defeitos de fundição (10). As faixas de composição química recomendadas para peças fundidas em nodular austemperado são as seguintes: composição do ferro base (6) : o carbono equivalente CE = %C + 1/3 (%Si) deve ser controlado conforme a espessura da peça: até 13 mm : CE = 4,5-4,7%; de 13 a 50 mm : CE = 4,5-4,3%; acima de 50 mm : CE = 4,3-4,15%. carbono C 3,40 4,0%; silício Si 2,0-4,0% (dependendo da faixa de CE); manganês Mn 0,35% máx. (espessura abaixo de 13mm); Mn 0,50% máx. (espessuras maiores que 13mm); com o aumento da espessura deve-se limitar o teor de Mn para minimizar os problemas com segregação; magnésio Mg 0,025-0,06% fósforo P 0,04% máx. enxofre (10) S 0,02% máx. oxigênio (10) O 50ppm máx. elementos de liga (se necessários) (10) : cobre Cu 0,20-0,80% níquel Ni 0,20-2,00% molibdênio Mo 0,10-0,30% elementos residuais (10) : alumínio Al 0,050% máx. antimônio Sb 0,002% máx. arsênio As 0,020% máx. bismuto Bi 0,002% máx. 41

42 boro B 0,002% máx. cádmio Cd 0,005% máx. chumbo Pb 0,002% máx. cromo Cr 0,100% máx. cobalto Co 0,100% máx. estanho Sn 0,020% máx. selênio Se 0,030% máx. telúrio Te 0,020% máx. titânio Ti 0,040% máx. outros elementos nodulizantes (10) : berílio (Be), cálcio (Ca), estrôncio (Sr), bário (Ba), ítrio (Y), lantânio (La) e cério (Ce) devem estar presentes somente na quantidade necessária para substituir o Mg, no tratamento de nodulização. Em todo caso, a quantidade de Mg residual mais as quantidades destes elementos não devem exceder a 0,06%. Os elementos químicos presentes no nodular austemperado são divididos em dois Grupos, como ilustra a Figura No primeiro Grupo, marcados com o símbolo ( ), estão os formadores de carbonetos, à esquerda do Fe na tabela periódica. No segundo Grupo, marcados com o símbolo ( ), estão os elementos que não formam carbonetos, à direita do Fe na tabela periódica. Os elementos de cada Grupo têm aspectos semelhantes e importantes para o processo de obtenção do nodular austemperado. Um desses aspectos é que todos os elementos do Grupo I segregam nos contornos das células, longe dos nódulos de grafita. Já os elementos do Grupo II segregam perto da interface grafita-matriz, Figuras 3.11 e Como se sabe, a segregação no ferro fundido nodular é devida ao seu modo de solidificar. Durante a solidificação eutética do ferro fundido nodular, a austenita se forma em torno dos nódulos de grafita. Com o avanço da interface sólido / líquido os elementos formadores de carbonetos tais como Mn, Mo, Cr e Mg são rejeitados pela austenita, permanecendo então no líquido remanescente. Portanto, quando o líquido entre as células eutéticas solidifica gera áreas enriquecidas com elementos formadores de carbonetos propiciando a formação dos mesmos. Os elementos que 42

43 não formam carbonetos, Grupo II, segregam negativamente*. Estes elementos são encontrados em alta concentração nas áreas onde a austenita se forma primeiro, isto é, na interface grafita-metal e nas dendritas, Figuras 3.11 e A O 1 H 3 Li 11 Na 19 K 37 Rb 55 Cs 87 Fr 2ª 3A 4A 5A 6A 7A 2 He 4 Be 12 Mg 20 Ca 38 Sr 56 Ba 88 Ra 5 B 6 C 3B 4B 5B 6B 7B 8B 1B 2B Al Si Sc Ti Y Zr 57* 72 La Hf 89* *Ac 23 V 24 Cr 25 Mn Nb Tc Mo Ta W Re * Terras raras 58 Ce 59 Pr 60 Nd ** Actinídios Th Pa U 26 Fe 44 Ru 76 Os 61 Pm 93 Np 27 Co 45 Rh 77 Ir 62 Sm 94 Pu 28 Ni 46 Pd 78 Pt 63 Eu 95 Am 29 Cu 47 Ag 79 Au 64 Gd 96 Cm 30 Zn 31 Ga Cd In Hg TI Tb Dy Bk Cf 7 N 8 O 9 F 10 Ne 15P S Cl Ar 32 Ge 33A s Sn Sb Pb Bi Ho Er Cm Fm 34 Se 35 Br 36 Kr Te I Xe Po At Rn Tm Yb Lu Md No Lw Figura Tabela periódica apresentando os elementos formadores ( ) e os não formadores de carbonetos ( ) comumente presentes no ferro fundido nodular austemperado (13). * Ou seja inversamente aos elementos do Grupo 1. 43

44 Figura Representação esquemática da segregação dos elementos do Grupo I: Mn e Mo e do Grupo II: Si e Ni, na microestrutura do ferro fundido nodular (5). Figura Distribuição típica de solutos nos ferros fundidos nodulares, sendo, Grupo I (elementos que formam carbonetos) e Grupo II (elementos que não formam carbonetos) (11). 44

45 3.7 - Reações que ocorrem no tratamento térmico de austêmpera (3,5,6,8,9,10,13,14) Ligas Fe-C (aços) Nos anos 30, a partir dos trabalhos de Edgar Bain e E.S. Davenport sobre o tratamento isotérmico dos aços, surgiu um novo constituinte das ligas Fe-C, composto de ferrita e carbonetos, que em homenagem ao seu descobridor foi denominado de bainita. Obtém-se a bainita mediante o resfriamento rápido desde a temperatura de austenitização até uma temperatura inferior à transformação perlítica mas superior à do início da transformação martensítica (M s ). Mantém-se a temperatura durante o tempo necessário para completar a transformação bainítica e em seguida resfria-se até a temperatura ambiente. Este tratamento é conhecido como austêmpera. Embora o mecanismo de formação da bainita não esteja completamente esclarecido, acreditase que sua formação ocorra por cisalhamento, assim, as lamelas de ferrita e os carbonetos nucleiam e crescem independentemente Ligas Fe-C-Si (ferros fundidos) Embora o nodular austemperado seja obtido por um tratamento de austêmpera, a microestrutura que proporciona a este ferro fundido, excelentes resistência e ductilidade não é a bainita como se pensou no início dos estudos sobre o nodular austemperado e sim a ausferrita, ou seja, a ferrita acicular e a austenita de alto carbono. A Figura 3.13 mostra que no primeiro estádio a austenita (γ) se transforma em ferrita acicular (α) e austenita estável com um alto teor de carbono (γ Alto C ). Após um período de estabilidade inicia-se o segundo estádio onde a austenita de alto carbono (γ Alto C ) se transforma em ferrita (α) e carbonetos, ou seja, transforma-se em bainita como nos aços. As melhores combinações de resistência mecânica, ductilidade e tenacidade são obtidas entre o final do primeiro estádio e o início do segundo estádio. Este período de tempo é conhecido como janela de processo, Figura

46 A partir das informações acima, pode-se concluir que o mecanismo que explica a reação bainítica para os aços não serve para os ferros fundidos. Estes são ligas Fe-C- Si e a influência do Si é determinante na cinética da reação, fazendo com que ocorra em dois estádios. A transformação da austenita (γ) em ferrita acicular (α) e austenita estável com um alto teor de carbono (γ Alto C ) ocorre pelos processos de nucleação e crescimento. Inicialmente, ocorre a nucleação da ferrita próximas aos esferóides de grafita ou no contorno de grão da austenita, Figura O crescimento da ferrita acicular se dá no interior da austenita, como mostra a figura citada. Ao mesmo tempo, o carbono expulso pela ferrita difunde-se na austenita. Mas, contrariamente aos aços, não há inicialmente formação de carbonetos, pois a presença do silício atrasa a formação dos mesmos. À medida que a austenita se enriquece de carbono vai-se inibindo a formação das agulhas de ferrita até o encerramento da formação quando a austenita fica saturada em carbono. Figura Transformação da austenita durante a austêmpera de um ferro fundido nodular apresentando os dois estádios da reação (cinética da reação) (3). 46

47 Figura Gráfico esquemático da porcentagem de austenita estável de alto carbono (γ Alto C ) em função do tempo de austêmpera, apresentando os dois estádios da reação e a janela do processo (6). Figura Representação esquemática do crescimento de agulhas de ferrita (fase α) a partir do contorno de grão (CG) na austenita (fase γ) e criação de zonas de austenita com um alto teor em carbono (fase γ Alto C ) (3). 47

48 A Figura 3.16 apresenta uma seção do diagrama de equilíbrio do sistema Fe-C-Si evidenciando a linha de contorno da reação metaestável γ α + γ AltoC que ocorre à temperatura de austêmpera e ainda, as temperaturas de início e fim da transformação γ martensita, em função do teor de carbono. Através desta figura é possível estimar o teor de carbono da austenita na etapa de austenitização (C γ ), realizada à temperatura T γ e, ainda, o teor de carbono da ferrita (C α ) e da austenita de alto carbono (C γalto C ) na etapa de austêmpera, realizada à temperatura de austêmpera T A. Observa-se que o teor de carbono da austenita no fim da transformação de austêmpera à temperatura T A, fica em torno de 2%, nestas condições a austenita é termicamente estável* pois a temperatura de início de transformação martensítica (Ms) fica abaixo da temperatura ambiente, podendo chegar até temperaturas inferiores a C. O alto teor de carbono também propicia estab ilidade mecânica à austenita. Portanto, a estrutura resultante do primeiro estádio é constituída por ferrita acicular e austenita estável* com um alto teor em carbono, a ausferrita. Figura 3.16 Isopleta do sistema Fe-C-2,5% Si, mostrando a linha de contorno da reação metaestável γ α + γ Alto C e as temperatura de inicio (M s ) e fim (M f ) de transformação martensítica (5). * No presente contexto o termo estável refere-se à estabilidade da austenita na microestrutura do ADI após resfriamento à temperatura ambiente e ainda após a aplicação de tensões em serviço. Com menor teor de carbono a austenita poderia transformar para martensita por redução da temperatura ou por aplicação de tensões. 48

49 Para melhor compreender os mecanismos que operam durante o tratamento de austêmpera, têm-se utilizado diagramas de energia livre (5,6,13) que permitem uma análise qualitativa das variações de energia livre que ocorrem devido às variáveis do processo de austêmpera e suas influências na microestrutura e nas propriedades mecânicas do nodular austemperado. É consenso entre pesquisadores que o primeiro estádio da reação de austêmpera nos ferros fundidos, normalmente se inicia nas regiões da peça que solidificaram primeiro e, termina nas regiões que solidificaram por último. Acredita-se que a razão para isto seja a segregação de elementos de liga que ocorre durante o processo de solidificação, influenciando a concentração e a mobilidade do carbono naquela região específica. O teor de carbono teria um pronunciado efeito sobre a força motriz termodinâmica para a transformação da austenita em ausferrita. Sendo que, baixos teores de carbono resultam em alta força motriz para a nucleação e o crescimento da ferrita acicular. Esperam-se baixos teores de carbono nas regiões próximas dos esferóides de grafita, justificando a observação do início da reação nestas regiões. Por outro lado, esperam-se também, regiões da peça com altos teores de carbono, resultando em baixa força motriz para iniciar a reação. A partir do que foi exposto, compreende-se porque o primeiro estádio da reação inicia-se próximo aos esferóides de grafita e aos contornos de grão da matriz e termina nas regiões intercelulares e interdendríticas. No primeiro estádio formaram-se ferrita acicular e austenita estável de alto carbono. No entanto, esta austenita não permanece indefinidamente estável durante o tratamento de austêmpera. O segundo estádio (γ AltoC α + carbonetos) se inicia com a precipitação de carbonetos, fato que tem sido observado por vários pesquisadores. É geralmente aceito que a precipitação de carbonetos ocorre na fase austenítica rica em carbono. A precipitação de vários tipos de carbonetos tem sido relatada (3). Nestas condições a microestrutura é denominada de bainita, ou seja, ferrita acicular e carbonetos. A precipitação de carbonetos durante o segundo estádio ocorre porque, com a manutenção da temperatura de austêmpera, a austenita rica em carbono tem a possibilidade de diminuir a energia livre pela rejeição de carbono, induzindo a 49

50 precipitação de carbono dentro da austenita. A estrutura formada pela ferrita, austenita e carbonetos precipitados, tem menor energia livre que a estrutura anterior (6,13). Se o tempo de manutenção à temperatura de austêmpera for extremamente longo, a austenita tende a desaparecer e a ferrita e os carbonetos formam uma estrutura mais estável (13). A estrutura bainítica produzida no segundo estádio é indesejável para o nodular austemperado, pelas razões comentadas anteriormente. Interessa, portanto, que os dois estádios da transformação sejam separados o máximo possível, ou seja, a janela de processo ampliada facilitando a obtenção do nodular austemperado em condições industriais. Conhecer as variáveis que controlam a janela de processo é crucial para a obtenção do nodular austemperado. Conclui-se que para dominar o processo de obtenção do nodular austemperado é preciso conhecer todas as variáveis que influenciam as transformações que ocorrem durante o tratamento isotérmico, as quais serão abordadas a seguir Influência da temperatura e do tempo de austenitização Como foi visto anteriormente, na etapa de austenitização a peça inicialmente é aquecida até uma temperatura entre 825 e 950 C, na qual permanecer por um período de uma a três horas. No fim deste período a peça deverá estar totalmente austenitizada e a matriz saturada de carbono. Recomenda-se que a variação de temperatura nesta etapa seja no máximo ±10 C (17). (3-6, 10, 11) Influência da temperatura de austenitização Para obter uma peça em nodular austemperado com propriedades consistentes, a peça deve ser totalmente austenitizada. A temperatura de austenitização é determinada pela composição química da peça. Os elementos que mais influenciam a temperatura de austenitização são o Si, o Mo e o Mn, sendo que o Si e o Mo aumentam a temperatura enquanto o Mn diminui a diminui. Sabe-se que 0,3% Mn, pode diminuir a temperatura de austenitização de aproximadamente 930 para 870 C, que corresponde a uma redução de 0,13% na concentração de carbono em equilíbrio 50

51 na matriz. Com isto, o tempo necessário para completar o primeiro estádio da reação, é reduzido de aproximadamente 7 para 3 minutos (6). A solubilidade do carbono na austenita depende da temperatura de austenitização. O teor de carbono dissolvido na austenita por sua vez influencia a cinética da transformação que ocorre durante a temperatura de austêmpera porque ele tem grande influência na força motriz termodinâmica para o início do primeiro estádio. Conseqüentemente a microestrutura e as propriedades finais do nodular austemperado serão influenciadas. Portanto, a temperatura de austenitização tem uma influência marcante nas propriedades mecânicas, como mostra a Figura Geralmente, baixa temperatura de austenitização resulta em alta resistência e alta ductilidade. Pois com este teor de carbono o primeiro estádio da reação na austêmpera é mais rápido devido a alta força motriz, que aumenta a nucleação da ferrita e a velocidade inicial da transformação (γ α + γ Alto C ) e ainda produz um maior gradiente de atividade que acelera a difusão do carbono. Proporcionando um rápido crescimento das agulhas de ferrita resultando em uma estrutura mais fina e homogênea. No entanto, resultados de fundidos austenitizados à 800 C indicam que a austenitização não pode ser completada nesta temperatura e que ferrita pró-eutetóide estava presente na peça, causando uma diminuição nas propriedades mecânicas. Quando se eleva a temperatura de austenitização o teor de carbono na austenita aumenta, o que resulta em uma diminuição na força motriz para a transformação o que irá provocar uma estrutura mais grossa. A austenitização a altas temperaturas eleva o teor de carbono na austenita que atrasa o início da reação na austêmpera possibilitando que haja austenita de baixo carbono, não reagida, no fim do primeiro estádio. Esta austenita não reagida sendo de baixo carbono, é metaestável podendo se transformar em martensita no resfriamento ou quando a peça sofrer um esforço mecânico, diminuindo a resistência e a ductilidade da peça. A transformação da austenita metaestável poderá ocorrer durante a usinagem, provocando sérios problemas de usinabilidade. Elliott (6) cita que as poucas informações que existem, sugerem que a temperatura de austenitização não tem um efeito significante no segundo estádio da reação de austêmpera. 51

52 Figura Influência da temperatura de austenitização nas propriedades mecânicas de fundidos em nodular austemperado (adaptado da referência (11) ). Influência do tempo de austenitização (3-6,10,11) O objetivo principal de manter a peça na temperatura de austenitização é saturar a austenita com carbono, então, o tempo de manutenção durante o tratamento de austenitização depende, principalmente, de dois fatores: 52

53 1. do tipo de matriz da peça bruta de fundição; 2. da mobilidade do carbono entre os nódulos de grafita e a matriz. Se a matriz da peça bruta de fundição é constituída por uma grande quantidade de ferrita, o tempo de saturação da matriz com carbono será maior do que um fundido com uma matriz perlítica, a qual já possui aproximadamente 0,7% de carbono. No entanto, o tipo de matriz do fundido não afeta as propriedades da peça após o tratamento térmico, desde que seja realizado o ciclo adequado. O outro fator determinante no tempo de duração da austenitização, está ligado com a facilidade do carbono em migrar dos nódulos de grafita para a matriz, pois os nódulos servem também como fornecedores ou fontes de carbono. Alguns elementos, tais como Sb, Sn e Cu, segregam na interface metal-grafita e criam uma fina "casca" entre os nódulos e a matriz. Estas "cascas" funcionam como barreiras à difusão do carbono. Portanto, na presença de tais elementos, a saturação da matriz com carbono levará um tempo maior. O tamanho e o número de nódulos de grafita certamente irá influenciar nesta mobilidade do carbono. No entanto nenhuma das referências utilizadas explicitou esta influência. Embora sejam indesejáveis, carbonetos poderão surgir na estrutura bruta de fundição, exigindo um aumento na temperatura e/ou no tempo de austenitização. No entanto, esta alteração do processo deve ser cuidadosamente analisada, verificando também a viabilidade da dissolução destes carbonetos por tratamento térmico. Influência da velocidade de resfriamento (10) Quando a peça está totalmente austenitizada e a matriz saturada de carbono, resfriase a mesma, rapidamente até a temperatura de austêmpera. Uma alta velocidade de resfriamento nesta etapa é importante por duas razões: 1. para evitar a formação de ferrita e perlita durante o resfriamento; 2. para que a peça alcance a temperatura de austêmpera o mais rápido possível. 53

54 A Figura 3.18 apresenta curvas de resfriamento com três velocidades diferentes. Quando a peça é resfriada segundo a curva de número 1, não se forma perlita mas a reação inicia-se a uma temperatura acima da desejada. Quando a temperatura de austêmpera é alcançada, um volume significativo da peça já se transformou. A peça portanto terá as propriedades de uma estrutura mista, ou seja, uma estrutura que se transformou na temperatura desejada e outra que se transformou a alta temperatura. Quando se resfria a peça segundo a curva número 3, toda a estrutura será transformada na temperatura desejada. As propriedades da peça serão significativamente maiores que da peça que foi resfriada segundo a curva 1 ou 2. Tal como acontece com a temperabilidade dos aços, podemos citar a austemperabilidade do nodular austemperado. Se a seção das peças for superior a uma espessura máxima ou a um diâmetro máximo, a extração de calor das peças pelo banho de sais pode ser insuficiente para alcançar uma velocidade de resfriamento que evite a formação de ferrita ou perlita, sendo necessário aumentar a severidade do meio de têmpera ou adicionar elementos de liga (14,23). Figura Diagrama esquemático mostrando o efeito da velocidade de resfriamento na reação da austenita na austêmpera (10). 54

55 A adição de elementos de liga como Cu, Ni e Mo, sós ou combinados, aumenta o diâmetro máximo, ou seja, possibilita o tratamento de austêmpera em peças espessas assegurando a obtenção da estrutura adequada em toda a seção. Para determinar a composição química da liga em função da espessura ou do diâmetro máximo, tem-se utilizado dados de temperabilidade e austemperabilidade. Voigt et alli (23) apresentam uma revisão sobre dados de temperabilidade e austemperabilidade de diversas ligas de nodular austemperado e ainda um estudo matemático que possibilita prever a austemperabilidade de um determinado ferro fundido nodular Influência da temperatura e do tempo de austêmpera Após o ciclo de austenitização a peça é resfriada até a temperatura de austêmpera permanecendo nesta temperatura para permitir a super saturação da austenita com carbono. A temperatura de austêmpera varia entre 230 e 400 C e o tempo de manutenção varia de 30 minutos a 4 horas. Recomenda-se que a temperatura nesta etapa tenha uma variação máxima de ±8 C, pois como mostram as Figuras 3.19 e 3.20, as propriedades mecânicas do nodular austemperado são influenciadas por pequenas variações na temperatura de austêmpera. Figura Influência de pequenas variações na temperatura de austêmpera no alongamento (21). 55

56 Figura Influência de pequenas variações na temperatura de austêmpera nos limites de resistência à tração (LR) e escoamento (LE) (21). Influência da temperatura de austêmpera A temperatura na qual se realiza a manutenção isotérmica é preponderante na determinação da microestrutura e das propriedades mecânicas do nodular austemperado, porque influencia na cinética das reações que ocorrem com a peça. A Figura 3.21 ilustra as reações e as frações das fases resultantes da transformação a alta temperatura (> 350 C) e baixa temperatura (< 3 50 C). Quando a austêmpera é realizada entre 350 e 400 C, a cinética da reação ocorrerá em dois estádios como descrito anteriormente. Isto é, agulhas de ferrita nucleiam próximas aos esferóides de grafita que são as regiões mais pobres em carbono. As agulhas de ferrita crescerão ao mesmo tempo em que os átomos de carbono podendo difundir-se até a austenita, tornando-a estável. A estrutura obtida é a ausferrita. Se a transformação ocorrer a temperaturas acima da temperatura de início da transformação martensítica, mas, baixa o bastante para dificultar a difusão do carbono, criando dificuldades à rejeição do carbono da ferrita, então carbonetos de transição 56

57 finamente dispersos precipitarão, junto à ferrita, produzindo a microestrutura composta por ferrita, carbonetos e austenita estável. Estudos realizados por raios X mostram que o teor de carbono da austenita estável, obtida em baixas temperaturas de austêmpera, é menor que o teor de carbono da austenita estável, obtida em alta temperatura. Portanto, parte do carbono que não está dissolvido na austenita estável, obtida em baixa temperatura, se encontra sob a forma de carbonetos na ferrita. A ferrita formada a baixa temperatura será mais refinada que a ferrita formada a alta temperatura e a quantidade de austenita estável pode chegar a 25%. Após a transformação isotérmica, a austenita pode apresentar-se sob duas formas: 1. como austenita de alto carbono, com estabilidade térmica e mecânica; 2. como austenita de baixo carbono, que é instável. A austenita de baixo carbono pode se transformar em martensita no resfriamento ou se o teor de carbono proporcionou uma certa estabilidade térmica, ela pode se transformar em martensita pela aplicação de tensão ou deformação, pelos mecanismos conhecidos por SITRAM (strain induced transformation of austenite into martensite) e SATRAM (stress assisted transformation of austenite into martensite). Estes mecanismos de transformação são de grande importância, quando é analisado o desempenho em serviço das peças em nodular austemperado (13). O efeito da temperatura de austêmpera na resistência à tração, no alongamento, na dureza, na resistência ao impacto e na resistência à fadiga é apresentado nas Figuras 3.22 e Os gráficos mostram que a resistência à tração, o limite de escoamento e a dureza diminuem rapidamente com o aumento da temperatura enquanto a ductilidade, a tenacidade e a resistência à fadiga aumentam até temperaturas entre 370 e 400 C. 57

58 Fração de γ transformada Fração de γ transformada Figura Reações e as frações das fases resultantes da transformação na austêmpera de um ADI a altas temperaturas (> 350 o C) e a baixas temperaturas (< 350 o C) (7). 58

59 Figura Influência da temperatura de austêmpera no limite de resistência à tração, no alongamento e na dureza em dois nodulares austemperados, contendo 2% Si (liga A) e 2,9% Si (liga B), para um tempo de austêmpera de 1 hora (24). As propriedades mecânicas apresentadas em cada temperatura de austêmpera estão correlacionadas com a microestrutura produzida. Como ressalta KOVACS (10) e FAUBERT (25), no nodular austemperado quanto maior a quantidade de ferrita acicular na estrutura, maior a sua resistência mecânica e menor a ductilidade. Austemperando em altas temperaturas (350 a 400 C) obtém-se maior quantidade de austenita estável e menor quantidade de ferrita acicular, o que implica em alta tenacidade e ductilidade mas com resistência à tração e dureza mais baixas. Quando a austêmpera é realizada em temperaturas mais baixas, a microestrutura apresenta menor quantidade de austenita estável, maior quantidade de ferrita acicular e ainda carbonetos, dependendo da temperatura. Então, têm-se alta resistência à tração e elevada dureza com menores ductilidade, tenacidade e resistência à fadiga. Na maioria dos materiais, a resistência à fadiga aumenta com a resistência à tração enquanto que no nodular austemperado ocorre o inverso, como mostra a Figura

60 Figura Influência da temperatura de austêmpera na resistência ao impacto, em corpo-de-prova sem entalhe, em nodular austemperado com 1,5% Ni e 0,3% Mo (24). Figura Influência da temperatura de austêmpera na resistência à fadiga por flexão rotativa em corpo-de-prova sem entalhe (24). Este fato foi confirmado pelo BCIRA (22) que realizou ensaios com diversas composições e várias temperaturas de austêmpera, cujos resultados são 60

61 apresentados na Figura No entanto, Hayrynen et all (31) estudando o comportamento da resistência à fadiga para ADI relativamente puros, verificou aumento da resistência à fadiga com o aumento da dureza como apresentado na Figura Durante o tratamento térmico as peças sofrem variações dimensionais. Quanto ao nodular austemperado, a variação dimensional depende da temperatura de austêmpera e da microestrutura anterior ao tratamento térmico, como mostra a Figura Os resultados apresentados além de exemplificarem toda a versatilidade deste material, eles mostram ainda que a temperatura de austêmpera é o parâmetro mais importante para a obtenção e seleção das propriedades mecânicas do nodular austemperado. Figura Relação entre limite de resistência à fadiga, sem entalhe, e alongamento, obtida para três ligas de nodular austemperado (24). 61

62 Limite de fadiga por flexão rotativa [Psi] Limite de fadiga por flexão rotativa [MPa] Dureza Brinnel Figura 3.26 Limite de fadiga por flexão rotativa versus dureza (31). A resistência ao desgaste é um importante critério de seleção de materiais e normalmente é maximizada pela obtenção de durezas as mais altas possíveis. Baixas temperaturas de austêmpera ( C) produzem o A DI com os mais altos níveis de dureza ( HB) e boa resistência ao desgaste. Quando a temperatura de austêmpera é aumentada, a dureza e a resistência ao desgaste diminuem numa taxa mais lenta que nos materiais convencionais. A Figura 3.28 apresenta resultados comparativos entre o ADI, o nodular convencional temperado e revenido e dois tipos de aço, onde se observa que o nodular austemperado apresenta melhor resistência ao desgaste que os outros materiais em qualquer nível de dureza. Esta característica do ADI pode estar relacionada com a grande quantidade de austenita que pode sofrer um endurecimento por deformação (encruamento) ou até mesmo transformar para martensita, na superfície que está sob desgaste, pelos mecanismos citados anteriormente, SITRAM e SATRAM. Este aumento de dureza na superfície tem sido observado em dentes de engrenagens, rodas de vagões e também em teste realizado no BCIRA (22,23), cujos resultados são apresentados na Figura Esta capacidade de aumentar a dureza da superfície devido a um esforço mecânico, é uma característica interessante para certas aplicações do nodular austemperado, porque a peça apresenta sempre uma camada de material de dureza elevada, resistente ao atrito e renovável. 62

63 Figura Variação dimensional para o nodular austemperado, em função da temperatura de austêmpera e da matriz anterior ao tratamento térmico (12). Figura Comparação de resultados de desgaste, ensaio por pino, entre o nodular austemperado, nodular convencional e dois aços (12). 63

64 Figura Efeito da temperatura de austêmpera e da carga de ensaio no encruamento durante ensaio com disco (12). Influência do tempo de austêmpera A reação de transformação da austenita na austêmpera dos ferros fundidos ocorre em duas etapas, como visto, para uma dada temperatura. O tempo de manutenção determina as reações que ocorrerão e os microconstituintes que irão compor a microestrutura. Consequentemente as propriedades do material serão influenciadas pelo tempo de manutenção, como mostram as Figuras 3.30 e

65 Figura Influência do tempo de austêmpera nas propriedades mecânicas de dois ferros fundido nodulares ligados (liga A: 3,57% C; 2,67% Si; 0,27% Mn; 0,51% Cu; 0,31% Mo) e não ligado (liga B: 3,65% C; 2,64% Si; 0,24% Mn) austemperados a 370 C (7). 65

66 L.R.T A L.E. D Figura 3.31 Influência do tempo de austêmpera nas propriedades mecânicas de um ADI, austenitizado a 900 o C e austemperado a 245 o C. Composição química da liga: 3,5%C, 2,7%Si, 0,15%Mn, 1%Ni, 0,16Mo, 0,54%Cu. L.R.T Limite de resistência à tração. A Alongamento. L.E. Limite de escoamento convencional a 0,2%. D dureza (6). Analisando a Figura 3.21, nota-se que tempos de manutenção muito curtos são insuficientes para saturar a austenita com carbono. No resfriamento, parte da austenita não estabilizada se transforma em martensita aumentando a dureza da peça mas diminuindo a ductilidade e a tenacidade, como mostra a Figura 3.30 e A austenita não estabilizada que não se transformou em martensita no resfriamento, poderá se transformar, pelos mecanismos SITRAM e SATRAM, quando a peça sofrer um determinado esforço, provocando a fragilização da peça. No entanto, se a peça necessita de resistência ao atrito este fenômeno poderá ser benéfico e explorado tecnologicamente, como comentado anteriormente. Se o tempo de manutenção for excessivo iniciará a etapa II da transformação, ou seja, a decomposição da austenita de alto carbono em ferrita e carbonetos, ou seja, a bainita que fragiliza o material como apresentado em figuras anteriores. 66

67 Deduz-se, portanto, que para se obter as melhores combinações de resistência mecânica e tenacidade, o tempo de manutenção isotérmica deve ser suficiente para completar o primeiro estádio da reação, supersaturando a austenita com carbono, mas sem que se inicie o segundo estádio. Este intervalo de tempo é denominado tecnologicamente de janela de processo. As Figuras 3.32 e 3.33 exemplificam o conceito de janela de processo. É importante conhecer os meios possíveis de se detectar o início deste estádio fragilizante, ou seja, o início do segundo estádio. Praticamente é impossível determinar por microscopia ótica se o tempo de austêmpera foi suficiente ou excessivo, enquanto que com o microscópio eletrônico de varredura é muito difícil discernir se completou o primeiro estádio ou se iniciou o segundo estádio (3,16). Outras técnicas têm sido empregadas tais como testes magnéticos, dilatométricos, ensaios por resistividade elétrica, sendo mais freqüente o emprego de ensaios mecânicos de tração e de impacto (7). A Figura 3.32 mostra a influência das duas reações no alongamento. O tempo compreendido entre A e B representa o intervalo de tempo de manutenção isotérmica para conseguir a máxima tenacidade. Sabe-se que a adição de determinados elementos de liga pode ampliar este intervalo de tempo retardando o início do segundo estádio. Figura Ilustração esquemática da influência do tempo de manutenção nas transformações microestruturais e no alongamento durante a austêmpera (16). 67

68 A Figura 3.33 apresenta a janela de processo para um nodular austemperado ligado. Figura Exemplo de uma janela de processo, em função de tempo e temperatura de austêmpera, para se obter alta tenacidade (100 a 150 J). Composição química da liga: 3,6% C; 2,5% Si; 0,3% Mn; 1,5% Ni; 0,3% Mo (3) Influência dos elementos de liga e de sua segregação Como pode ser observado até aqui, os elementos de liga e sua segregação têm importantes efeitos, tanto no ciclo de austêmpera quanto nas reações que ocorrem durante o tratamento, influenciando na janela de processo, na microestrutura e nas propriedades mecânicas do nodular austemperado. A adição de elementos de liga como Cu, Ni e Mo, sós ou combinados aumentam a temperabilidade e a austemperabilidade da liga, ou seja, aumentam o diâmetro máximo possibilitando a obtenção da estrutura sem a presença de perlita, como mostra a Figura A Figura mostra também que peças com espessura inferior a 18mm podem ser obtidas sem a adição de elementos de liga. No entanto, quanto maior a espessura da peça, maior a quantidade de elementos de liga para se obter uma estrutura livre de perlita após o tratamento de austêmpera. 68

69 Figura Influência dos elementos de liga no diâmetro máximo para se obter uma estrutura austemperada, em função da temperatura de austêmpera (6,16). Como discutida anteriormente a segregação no ferro fundido nodular é devida ao seu modo de solidificar, já que as células eutéticas, durante o seu crescimento, tendem a aceitar ou rejeitar elementos de acordo com o aumento ou a diminuição da atividade do carbono. Portanto, as regiões intercelulares e as regiões próximas à grafita, apresentam composições diferentes devido à microssegregação dos elementos de liga (12). O efeito deste fenômeno pode ser observado na Figura 3.35, que apresenta o efeito da microssegregação no deslocamento das curvas TTT, para três regiões entre os nódulos de grafita, divididas em função dos teores de Si, C e Mn. É consenso entre pesquisadores, que a reação de austêmpera nos ferros fundidos, normalmente, inicia-se nas regiões da peça que solidificaram primeiro e termina nas regiões que solidificaram por último, como ilustra a Figura Acredita-se que a razão para isto seja a segregação de elementos de liga que ocorre durante o processo de solidificação, influenciando a concentração e a mobilidade do carbono naquela 69

70 região específica (5,8,23). A Figura 3.36 exemplifica este fenômeno para seções espessas, onde a segregação e seus efeitos são mais intensos. Como já discutido o teor de carbono tem um pronunciado efeito sobre a força impulsora termodinâmica para a transformação da austenita em ferrita acicular e austenita de alto carbono. Sendo que, baixos teores de carbono resultam em alta força impulsora para a nucleação e o crescimento da ferrita acicular. Esperam-se baixos teores de carbono nas regiões próximas dos esferóides de grafita, Figuras 3.35 e 3.36, justificando a observação do início da reação nestas regiões. Por outro lado, esperamse também, regiões da peça com altos teores de carbono, resultando em baixa força impulsora para iniciar a reação. A partir do que foi exposto, compreende-se porque o primeiro estádio da reação inicia-se próximo aos esferóides de grafita e aos contornos de grão da matriz e termina nas regiões intercelulares e interdendríticas. Da mesma forma que a segregação influencia na cinética do primeiro estádio, acelerando em algumas regiões e retardando em outras, ela irá interferir no processo de obtenção de uma estrutura homogênea. Pois, enquanto algumas regiões estão terminando o primeiro estádio da reação, outras estão ainda no início do processo. Por outro lado, se o tempo de austêmpera for suficientemente longo para que todas as partes da peça terminem o primeiro estádio, algumas regiões já estariam no segundo estádio, que é fragilizante. Portanto, em ambos os casos a peça seria composta de estruturas heterogêneas e não alcançaria as propriedades desejadas, como mostram as Figuras 3.31 e 3.37 (3). Observa-se na Figura 3.37 que o tempo de austêmpera para se atingir o segundo estádio na região de contorno da célula é maior quando comparado ao da região da matriz, ou do centro da célula. Assim, a região delimitada pela linha tracejada ilustra o tempo limite para que não se avance para o segundo estádio da transformação. 70

71 Figura Efeito da segregação, entre os nódulos de grafita, sobre o desvio localizado das curvas TTT. A zona I situada próximo da grafita é a mais rica em Si e pobre em Mn e C. A zona II é intermediária e deve representar a maior parte da matriz. A zona III é a região intercelular e contém mais Mn e C e menos Si (16). 71

72 Figura Diagrama esquemático mostrando aspectos microestruturais de uma seção espessa, a variação na composição química das primeiras regiões a solidificarem (PRS) e das últimas regiões a solidificarem (URS) (25). 72

73 DUCTILIDADE E TENACIDADE TEMPO DE AUSTÊMPERA Figura Efeito da segregação na tenacidade e ductilidade com o tempo de austêmpera, provocando o fechamento da janela de processo, linha tracejada (3,16). Influência dos elementos formadores de carbonetos (6,11). Como se viu anteriormente, os elementos de liga são divididos em dois Grupos: formadores de carbonetos e grafitizantes. No nodular austemperado, os elementos de cada Grupo têm diferentes influências nas reações que ocorrem durante o ciclo térmico, como será apresentado abaixo: a) Manganês Um dos mais importantes elementos no nodular austemperado é o Mn, tendo efeitos benéficos e maléficos. O Mn diminui a temperatura crítica, isto é, a temperatura de austenitização. Ele aumenta a solubilidade e diminui a difusividade do carbono na austenita. É conhecido como o segundo elemento mais efetivo no aumento da austemperabilidade. O efeito do Mn na austemperabilidade vem de duas fontes: dele mesmo e do aumento na solubilidade do carbono causado por ele. Não se conhece bem a contribuição de cada fonte, mas os efeitos totais, que são função do teor de Mn, são bem documentados (26). O Mn segrega severamente para os contornos das células eutéticas, influenciando negativamente na austêmpera. Estudos sobre a segregação do Mn revelaram que o 73

74 pico de Mn no contorno da célula aumenta exponencialmente com o aumento do teor de Mn na peça. Cita-se, como exemplo, que uma peça com 0,4% de Mn chega a apresentar nas regiões intercelulares 2 a 4% de Mn. Peças finas apresentam menor segregação de solutos e por isso admitem teores mais elevados de Mn do que as peças espessas. A segregação do Mn causa uma grande variação na distribuição e na solubilidade do carbono. O Mn e o C têm um efeito combinado, se não sinergético, sobre o início e a velocidade da reação de austêmpera. O Mn estabiliza a austenita e atrasa a nucleação da ferrita acicular e ainda diminui a sua velocidade de crescimento na austenita. Portanto, em áreas ricas em Mn, a reação de austêmpera é atrasada e sua velocidade diminuída, podendo causar uma rede contínua de austenita que não reagiu e, portanto, não se estabilizou. A Figura 3.38 mostra que o Mn retarda severamente o primeiro estádio da reação, quando presente na liga em teores acima de 0,25%. Esta austenita instável traz dificuldades na usinagem e diminui as propriedades mecânicas da peça, como mostra a Figura Apesar dos efeitos nocivos do Mn, um grupo de pesquisadores estudou a possibilidade de se fabricar um nodular austemperado de baixo custo, ligado ao cobre e ao manganês (25), no entanto não se tem notícia do uso industrial desta liga. b) Molibdênio O Mo é freqüentemente adicionado ao nodular austemperado, sendo o elemento mais efetivo em aumentar a temperabilidade. O Mo, da mesma forma que o Mn, segrega nos contornos das células e freqüentemente forma pequenos carbonetos eutéticos. Estes carbonetos causam uma perda significativa de ductilidade, resistência ao impacto e usinabilidade. A formação destes carbonetos é mais pronunciada quando o teor de Mo supera 0,5%. Estes carbonetos são muito estáveis e difíceis de dissolver na etapa de austenitização. A 3.40 mostra que o limite de resistência, a dureza e o alongamento diminuem progressivamente quando se aumenta o teor de Mo na liga. 74

75 O molibdênio aumenta a temperatura de austenitização e atrasa a reação de austêmpera, como pode ser visto na Ele pode causar uma não-uniformidade na reação, especialmente quando a temperatura de austenitização e o teor de carbono na matriz são altos. Teores acima de 0,5% de molibdênio são considerados altos para o nodular austemperado. Quando em altos teores o molibdênio propicia o aparecimento de grandes quantidades de austenita metaestável que irá se transformar em martensita durante o resfriamento ou quando a peça for solicitada, provocando os problemas já citados. Figura Variação no volume de austenita que não se transformou durante a reação de austêmpera a 315 C, com diferentes teores de Mn e Mo, austenitizados a 927 C: ( ) 0.15%Mn; ( ) 0.25%Mn, 0.06%Mo; ( Ο); 0.35%Mn;(------Ο) 0.15%Mn, 0.40%Mo; ( ) 0.57%Mn; (----- )0.15%Mn, 0.60%Mo; ( ) 0.97%Mn. 75

76 LIMITE DE REISTÊNCIA (MPa) MANGANÊS (%) Figura Influência do manganês no limite de resistência e no alongamento do ferro fundido nodular austemperado (21). Um importante efeito do molibdênio é atrasar o segundo estádio da reação de austêmpera devido à redução da solubilidade do carbono na austenita; possibilitando um aumento na janela do processo. Estudos mais detalhados, citados por Elliot (6), mostram que uma liga com um 1% de cobre e 0,2% de molibdênio, austemperada a 355 C, apresenta uma janela de processo entre 0,75 a 4 horas. Sendo o elemento mais importante para aumentar a austemperabilidade do nodular austemperado, o molibdênio é mais utilizado em peças espessas. Nestas peças devem-se minimizar os efeitos da segregação do molibdênio com técnicas adequadas, que proporcionem um elevado número de nódulos de grafita. 76

77 Figura Efeito do molibdênio sobre o limite de resistência à tração, o alongamento e a dureza do nodular austemperado (6). c) Cromo O cromo é outro elemento formador de carboneto que está presente no nodular austemperado, mas ele não é adicionado intencionalmente. Sabe-se que, nos ferros fundidos ele diminui a ductilidade e a resistência à fadiga, no entanto se o teor de cromo estiver abaixo de 0,2%, estes efeitos no nodular austemperado são mínimos. 77

78 Da mesma forma que o manganês e o molibdênio, o cromo também segrega no contorno das células. Sendo formador e promovedor de carbonetos, ele pode participar da formação de carbonetos eutéticos nas regiões intercelulares e de carbonetos eutetóides, além de estabilizá-los. Quando uma quantidade significativa de cromo combinada com manganês está presente nos carbonetos perlíticos, o tempo de austenitização da peça é aumentado, pois os carbonetos do tipo (Mn, Cr) 3 C têm uma energia de ligação mais alta do que a cementita. d) Outros elementos Outros elementos formadores de carbonetos tais como vanádio, titânio, cálcio e magnésio também estão presentes no nodular austemperado mas normalmente em baixas concentrações. Da mesma forma que os elementos do grupo I, eles formam carbonetos, segregam nos contornos das células e podem formar vários compostos. Embora eles possam afetar as propriedades mecânicas do nodular austemperado, a influência deles no processo de austêmpera é relativamente pequena ou nula. Influência dos elementos que não formam carbonetos a) Carbono O efeito do teor de carbono nas propriedades mecânicas da peça bruta de fundição a ser austemperada, é semelhante ao efeito no nodular convencional, os quais são bem conhecidos (6). A importância do teor de carbono para as reações que ocorrem na austêmpera já foram destacadas. Lembra-se que o teor de carbono na austenita depende dos elementos presentes na liga, mas pode ser controlado pela temperatura e pelo tempo de austenitização com efeitos benéficos nas propriedades mecânicas. b) Silício (6,11,27) O silício é o elemento de liga mais importante nos ferros fundidos. A sua influência na cinética do carbono é maior que a de qualquer elemento. É um elemento grafitizante e segrega no sentido de se aproximar da grafita. 78

79 O silício aumenta a temperatura de austenitização e para teores constantes de carbono na austenita, o silício aumenta ligeiramente a austemperabilidade do material. Os dois efeitos mais importantes deste elemento na reação de austêmpera são: 1. ele diminui a solubilidade do carbono; 2. acelera a difusão do carbono na austenita. Estes dois efeitos promovem a nucleação e o crescimento da ferrita acicular na matriz austenítica, acelerando o primeiro estádio da reação e diminuindo a quantidade de austenita estável na matriz ausferrítica. Além disso, o silício inibe a formação de carbonetos bainíticos durante a reação de austêmpera, ou seja, ele atrasa o segundo estádio da reação ampliando a janela de processo. O efeito do teor de silício nas propriedades mecânicas de nodulares austemperados foi avaliado pelo BCIRA (27). Para teores de silício entre 1,87 a 3,14%, os resultados mostraram uma redução progressiva no limite de resistência à tração e no limite de escoamento, mas o alongamento aumentou para teores crescentes de silício. A dureza não foi afetada significativamente (27). A Figura 3.41 ilustra o efeito do silício nas propriedades de tração e alongamento. A Figura 3.22, apresentada anteriormente, ilustra o efeito da temperatura de austêmpera nas propriedades de tração e na dureza de ferros fundidos com 2 e 2,9% de silício. Nota-se, pelos resultados apresentados nesta figura, que o efeito da temperatura nas duas ligas é similar. No entanto, observa-se que o silício reduziu a temperatura que proporcionou um valor máximo para a resistência à tração e ao mesmo tempo aumentou a temperatura de austêmpera para se obter um alongamento máximo. A redução nas propriedades de tração devido ao aumento do teor de silício é atribuído à formação de ferrita pró-eutetóide e perlita durante o resfriamento e o tratamento isotérmico (27). O silício é o único elemento do Grupo II que acelera a transferência de carbono entre a matriz e os nódulos de grafita. Outro efeito do silício que geralmente é desprezado é o 79

80 aumento da dureza e da resistência da ferrita pelo fenômeno de endurecimento por solução sólida. Este fato é importante para as propriedades do nodular austemperado porque os grãos de ferrita acicular se formam nos locais de alta concentração de silício. Figura Efeito do silício no limite de resistência à tração e no alongamento do nodular austemperado por uma hora nas temperaturas indicadas (27). c) Níquel (6,11) O níquel é outro importante elemento para o nodular austemperado. Dos elementos que aumentam a temperabilidade ele é o mais utilizado. As razões para utilizar o níquel no nodular austemperado são as seguintes: ele é o terceiro elemento mais potente em aumentar a temperabilidade; 80

81 segrega modestamente; aumenta a ductilidade e a tenacidade até o teor de 1%, como mostra a Figura Embora ele forme carbonetos (Ni 3 C), o níquel é um elemento grafitizante. Ele diminui muito pouco os limites de resistência e escoamento. Esta diminuição é insignificante e pode ser compensada pela redução da temperatura de austêmpera. Da mesma forma que o silício, o níquel segrega inversamente e é encontrado em altas concentrações perto da superfície dos nódulos de grafita. O níquel reduz um pouco a transferência de carbono entre a matriz e os nódulos de grafita, atuando como uma barreira moderada à difusão do carbono, mas não diminui a difusividade do carbono na austenita. O seu efeito na solubilidade do carbono na austenita e na temperatura de austenitização é insignificante. Ele tem a vantagem de retardar a formação de carbonetos bainíticos os quais surgem no segundo estádio da reação, e parece não afetar o início da nucleação da ferrita acicular, aumentando a janela de processo. Em materiais com teores acima de 2% de níquel, nas regiões onde ocorreu segregação deste elemento, pode ocorrer a formação de martensita durante o resfriamento após o tratamento de austêmpera, provocando uma queda na ductilidade. d) Cobre (6,11) A principal razão para se utilizar o cobre no nodular austemperado é econômica, pois dos elementos que aumentam a austemperabilidade, ele é o de menor custo; embora apresente algumas limitações. A efetividade do cobre em aumentar a temperabilidade, diminui quando se ultrapassa o teor de 0,8%, causando também uma redução na ductilidade e na tenacidade. A Figura 3.42 apresenta o efeito do cobre sobre as propriedades do nodular austemperado. 81

82 Figura Efeito do níquel sobre o limite de resistência à tração, o alongamento e a dureza do nodular austemperado (6). 82

83 Figura Efeito do cobre sobre o limite de resistência à tração, o alongamento e a dureza do nodular austemperado (6). O cobre é conhecido como elemento perlitizante. O aumento da quantidade de perlita na peça causado pelo cobre ocorre porque ele segrega na interface grafita-metal, criando uma barreira à difusão do carbono. Não se tem conhecimento da influência do cobre no início das etapas da reação de austêmpera. Mas sabe-se que ele aumenta o tempo necessário para saturar a matriz de carbono durante a austenitização, devido a barreira formada pela segregação em torno da grafita, diminuindo a transferência de carbono da grafita para a matriz. No entanto, o efeito dele sobre a difusividade do carbono na austenita não é significante. 83

84 e) Antimônio e estanho (11) O antimônio e o estanho podem alterar a cinética do carbono no ferro fundido nodular mesmo estando em pequenas quantidades. Da mesma forma que o cobre, o antimônio e o estanho segregam na interface metal-grafita formando uma fina casca que age como uma eficiente barreira à difusão do carbono. Este dois elementos podem aumentar muito o tempo de austenitização de modo semelhante ao cobre. Embora o efeito destes elementos na reação de austêmpera seja pouco divulgado, desconhecê-los ou ignorá-los pode resultar em grandes quantidades de austenita de baixo carbono que é instável e que poderá se transformar em martensita. Dentre os elementos do Grupo II, o silício é o único elemento que não forma uma barreira à difusão do carbono. Considerando a efetividade em criar uma barreira à difusão, os elementos seriam colocados na seguinte ordem, do maior para o menor: antimônio, estanho, cobre e níquel. O antimônio forma a casca mais fina e o níquel a mais espessa, no entanto a concentração de antimônio é a mais alta e a de níquel a mais baixa, na interface grafita-matriz. f) Fósforo O fósforo tem uma solubilidade limitada na austenita e segrega positivamente durante a solidificação, podendo resultar na formação de fosfetos nas últimas áreas a solidificarem, ou seja, nas regiões intercelulares podendo fragilizar o material quando em teores elevados. Em ferros fundidos com fósforo acima de 0,02%, pode ocorrer a formação de uma fase intercelular rica em ferro, de composição próxima à composição do eutético ternário, Fe - 2% C - 7% P, conhecida por esteadita (6). Recomenda-se que o teor de fósforo para o nodular convencional seja menor que 0,08% para evitar a formação de fosfetos que podem provocar a fragilização do material. Para o nodular austemperado recomenda-se teores máximos de fósforos inferiores a 0,06%, pois se tem observado neste material o fenômeno de fragilização pelo fósforo após os ciclos de austenitização e/ou austêmpera. 84

85 Segundo Klug et alli (28), as causas da fragilização são atribuídas à decomposição de compostos ricos em fósforo e magnésio. O mecanismo proposto sugere que a fragilização ocorreria enquanto o fósforo permanecesse nos contornos dos grãos austeníticos. Guedes et alli (29) propõe que a redução nas propriedades do nodular austemperado para teores de fósforo variando entre 0,02 a 0,074%, deve-se à intensificação da microssegregação para contornos de células eutéticas, à formação de inclusões ricas em fósforo contendo magnésio, fósforo, enxofre e oxigênio; e ainda, à formação de uma fase intercelular contendo fósforo, molibdênio, ferro e carbono Métodos alternativos para realizar o tratamento de austêmpera O tratamento de austêmpera requer a utilização de dois fornos, um para a austenitização e outro, geralmente de sais, para a manutenção isotérmica. Isto significa um investimento que nem todas as fundições estão dispostas a realizar. Métodos alternativos de se obter estruturas bainíticas de alta resistência, são conhecidos e utilizados para os aços. Alguns destes métodos não produzem nos ferros fundidos, estruturas de alta resistência, alta ductilidade e tenacidade, como as obtidas quando se realiza o tratamento de austêmpera. Portanto, devem-se conhecer os valores mínimos especificados de ductilidade e tenacidade para a peça quando se vai selecionar métodos de austêmpera menos elaborados (3). Janowak e Gundlack (3) fizeram experimentos com métodos alternativos. O método que simula o tratamento de austêmpera convencional é apresentado no próximo item e ilustrado pela Figura Método de austêmpera por desmoldagem a quente e resfriamento controlado (3) Com este método pode-se obter peças com alta resistência e ductilidade a um baixo custo, pois o método exige equipamentos e controles reduzidos com baixo consumo de energia. É necessário que a liga contenha elementos de liga suficientes para evitar a formação de perlita durante a desmoldagem a quente e o resfriamento ao ar. Este 85

86 método não requer fornos e quando muito um forno "air draw". O processo consiste no controle do resfriamento da peça desde a solidificação. Como ilustra a 3.44, a peça deve resfriar no molde até a temperatura de austenitização (aproximadamente 870 C), em seguida a peça é desmoldada e resfriada ao ar até alcançar a temperatura de austêmpera desejada. Neste momento, a peça é colocada em um forno air draw naquela temperatura ou então a peça é colocada em algum meio isolante que mantenha a peça na temperatura de austêmpera desejada. A peça deve permanecer nesta condição o tempo suficiente para terminar o primeiro estádio da reação de austêmpera. Em seguida a peça é removida e resfriada ao ar até a temperatura ambiente Temperatura ( C) Resfriamento no molde Desmoldagem Manutenção isotérmica 200 Resfriamento ao ar 0 Tempo Figura Representação esquemática do método alternativo de austêmpera que utiliza a desmoldagem a quente e o resfriamento controlado para simular um tratamento de austêmpera convencional (3). A Tabela III.9 Apresenta-se os resultados obtidos em blocos "Y" de 25mm, com um ferro fundido nodular ligado ao cobre, níquel e molibdênio tratados pelo método convencional e pelo método alternativo apresentado acima, nas seguintes condições: 86

87 desmoldagem a 870 C; resfriamento ao ar até 370 C; imersão em material isolante por 2 horas; remoção do bloco "Y" de dentro do material isolante. O bloco estava a uma temperatura de 345 C; resfriamento ao ar até a temperatura ambiente. Tabela III.9 - Propriedades mecânicas de um ferro fundido nodular austemperado pelo método convencional e pelo método de desmoldagem a quente e resfriamento controlado (3). Processo de austêmpera Limite de resistência [MPa] Limite de escoamento [MPa] Alongamento [%] Dureza [HB] Austemperado (370 C) ,1 309 Desmoldagem a quente e ,9 269 resfriamento controlado Nota: composição da liga: 3,5% C; 2,4% Si; 0,2% Mn; 1,5% Ni; 1,0% Cu; 0,5% Mo Comparação do ferro fundido nodular austemperado com outros materiais (22,23) A realização do tratamento de austêmpera nas peças em ferro fundido nodular possibilitará aos fundidores fornecer tais peças com um maior valor agregado e, ainda, permitirá a entrada em mercados tradicionalmente fechados aos ferros fundidos. Como qualquer material, o nodular austemperado tem vantagens técnicas e econômicas e suas limitações, as quais devem ser levadas em consideração ao se buscar novos mercados. 87

88 Vantagens técnicas A principal vantagem técnica do nodular austemperado é a atrativa combinação de resistência mecânica e ductilidade que pode ser obtida com este material. A Figura 3.45 compara as propriedades à tração do nodular austemperado com o ferro fundido cinzento, o ferro fundido nodular e o ferro fundido nodular temperado e revenido. A 3.46 compara o limite de resistência mínimo para o nodular austemperado (norma ASTM A ) com valores para o nodular convencional e para aços trabalhados, aços carbono, aços carbono-manganês e aços baixa liga, especificados pela norma britânica. As figuras enfatizam a melhoria nas propriedades mecânicas obtidas com o tratamento de austêmpera do ferro fundido. Para uma resistência de MPa o nodular austemperado apresenta uma ductilidade cinco vezes superior ao nodular convencional. Quanto à resistência, o nodular austemperado apresenta o dobro do valor do nodular convencional, para as classes de baixa ductilidade. Figura Comparação das propriedades de resistência à tração e alongamento entre o nodular austemperado, o nodular convencional com e sem tratamento térmico e o ferro fundido cinzento (22). 88

89 A Figura 3.47 proporciona uma comparação similar com os aços fundidos especificados pela norma britânica. Observa-se que as classes de baixa resistência do nodular austemperado equiparam as classes de alta resistência do aço fundido. Considera-se que as classes de alta resistência do nodular austemperado são essencialmente uma extensão da família dos aços fundidos. Figura Comparação das propriedades mínimas à tração especificadas para o nodular convencional (BS2789: 1985), para aços trabalhados (BS979: 1983) e para o nodular austemperado (ASTM A897M-90) (22,24). As propriedades à tração tornam-se mais atrativas quando se leva em conta que o nodular austemperado é 10% menos denso que o aço. Surpreendentemente, a alta resistência do nodular austemperado pode torná-lo competitivo até com ligas leves se for levado em consideração a relação peso/resistência. Como mostra a Figura 3.7, o nodular austemperado apresenta uma excelente performance quando se utiliza o índice peso/resistência como fator comparativo. 89

90 Nota-se que o alumínio embora seja considerado um material de engenharia leve, não alcançou os mesmos índices de peso/resistência obtidos pelo nodular austemperado (32). Figura Comparação das propriedades mínimas à tração especificadas para os aços fundidos (BS3100: 1976) e para o nodular austemperado (ASTM A897M-90) (22,24). Embora os materiais sejam freqüentemente comparados tomando-se como base o limite de resistência e a ductilidade, no projeto das peças é freqüente levar em consideração o limite de escoamento (LE) e o módulo de elasticidade longitudinal (E). Por exemplo, utiliza-se na seleção de materiais o parâmetro rigidez/densidade que se baseia no critério de E 1/2 /ρ ou E 1/3 /ρ, sendo ρ a densidade do material. Valores típicos são apresentados na Tabela III

91 Comparando os valores dos parâmetros rigidez/densidade (E 1/2 /ρ e E 1/3 /ρ) indicados na Tabela III.10, conclui-se que o nodular austemperado e o aço são permutáveis e similares à liga zinco-alumínio ZA 27, mas ambos são significativamente inferiores às ligas de alumínio. Tabela III.10 - Comparação entre o nodular austemperado, o aço, liga de alumínio e liga de zinco, considerando o parâmetro rigidez/densidade (E 1/2 /ρ e E 1/3 /ρ) (22,24) Material Módulo de elasticidade E [GPa] Densidade ρ [t/m 3 ] E 1/2 /ρ E 1/3 /ρ Aços 207 7,8 1,84 0,76 Nodular austemperado 170 7,1 1,84 0,78 Ligas de alumínio 71 2,7-2,8 3,0-3,1 1,48-1,53 Liga Zn - Al (ZA27) ,73 0,84 Quanto à resistência ao desgaste, foram apresentados na Figura 3.27, resultados que mostraram que o nodular austemperado apresenta melhor resistência ao desgaste que o aço e o nodular convencional tratados termicamente. Johansson (30) cita um estudo sobre a resistência à abrasão de vários materiais, utilizando areia de sílica como meio abrasivo, Figura 3.48, no qual o nodular austemperado, denominado de Kymenite, só não superou o ferro fundido branco, tipo Ni-Hard. Em comparação com o aço, o nodular austemperado tem vários e atrativos aspectos devido à presença da grafita na estrutura: a usinabilidade antes do tratamento de austêmpera é significativamente mais alta, resultando em aumento de produção e menor desgaste da ferramenta; a capacidade de amortecimento é maior e portanto, componentes que se acoplam tais como engrenagens, funcionam com menor nível de ruído; componentes em nodular austemperado têm uma melhor resistência ao desgaste por deslizamento ou roçamento (scuffing resistance), particularmente em 91

92 condições de falha ou redução da lubrificação. Isto é atribuído à presença do filme de grafite que também pode reduzir o coeficiente de atrito e a temperatura de funcionamento, aumentando o rendimento da transmissão; o nodular austemperado tem menor sensibilidade ao entalhe que os aços e portanto, descontinuidades na superfície das peças são de menor importância; em componentes que se acoplam, tal como as engrenagens, as asperezas da superfície são removidas mais rapidamente durante o uso e portanto dispensa o acabamento final normalmente usado nas peças feitas de aço; os componentes em nodular austemperado são menos propensos à distorção durante o tratamento térmico do que outros materiais ferrosos, os quais são temperados e revenidos. Devido à baixa distorção, o acabamento final após o tratamento térmico pode ser bastante reduzido ou mesmo eliminado. Resistência relativa à abrasão Resistência relativa à abrasão ,3 1,8 3,3 2,5 5,5 4,8 0 St HB 25 CrMo HB RAIL 255 HB KYMENITE 9805 (ADI) HB Ni - Hard HV Figura Resistência relativa à abrasão de diferentes materiais, avaliada com areia de sílica. Kymenite é a denominação utilizada para o nodular austemperado (30) Limitações técnicas A principal limitação técnica deste material é atribuída a usinabilidade relativamente baixa no estado austemperado. Este conceito deve-se ao desconhecimento desta 92

93 característica do nodular austemperado. As classes com maior ductilidade podem ser torneadas, fresadas, furadas e rosqueadas, mas com menor facilidade que os aços com o mesmo nível de dureza. Isto se deve ao fenômeno do endurecimento por deformação que ocorre devido a transformação da austenita, característica da microestrutura do nodular austemperado. Esta austenita ao sofrer uma deformação durante a usinagem, pode vir a transformar-se em martensita. Como já comentado anteriormente, a estabilidade mecânica da austenita no nodular austemperado depende do teor de carbono na austenita e da quantidade de deformação aplicada. A partir das informações acima, torna-se importante, ao se usinar peças em nodular austemperado, minimizar a deformação da superfície usinada através da escolha apropriada dos parâmetros de usinagem. A usinabilidade desta liga diminui a medida que cai a temperatura de austêmpera. As classes de alta resistência e dureza, normalmente, podem somente ser retificadas após o tratamento de austêmpera. A solução ideal, quando viável, é completar a usinagem da peça antes do tratamento de austêmpera, levando em conta um pequeno acréscimo que irá ocorrer nas dimensões (0,1-0,3%). A Figura 3.29 apresentou a variação linear que ocorre em uma peça durante o tratamento de austêmpera e a influência da matriz anterior ao tratamento isotérmico. Conclui-se que peças com matriz perlítica apresentam menor distorção no tratamento térmico. Pode-se então diminuir a distorção das peças, através de um tratamento de normalização anterior ao tratamento de austêmpera, embora aumente os custos de produção. Outras limitações técnicas do nodular austemperado: o módulo de elasticidade do nodular austemperado é aproximadamente 20% menor que o do aço e, portanto, componentes em nodular austemperado sofrerão maior deformação elástica do que um aço nas mesmas condições. Em certos casos este fato chega a ser uma vantagem, como por exemplo para dentes de engrenagem; assim como o nodular convencional, o nodular austemperado pode ser soldado. Mas como a zona fundida e a zona termicamente afetada conterão carbonetos e 93

94 martensita, ambos sendo duros e frágeis deteriorarão as propriedades da peça soldada; o nodular austemperado é mais indicado para componentes pequenos e médios, particularmente devido ao tratamento térmico. Componentes de seção espessa são menos indicados para o nodular austemperado devido à necessidade da adição de elementos de liga provocando um aumento no custo da peça; e ainda pela possível queda das propriedades em seções espessas devido aos efeitos da segregação; embora o nodular austemperado apresente valores bastante razoáveis para a resistência ao impacto e tenacidade à fratura, do ponto de vista das ligas de alta resistência, estes não são tão altos quanto os valores apresentados pelo aço forjado. Estudos sobre este assunto foram apresentados na conferência mundial de 1991 por Dorazil e Holzmann (32), Grech et alli (33) e Kobayashi et alli (34) ; como o nodular austemperado desenvolve suas propriedades pelo tratamento térmico entre 235 e 400 C, as temperaturas em servi ço de peças em nodular austemperado não poderão atingir este intervalo, a não ser por um curto período de tempo. Pois nesta temperatura poderá ocorrer uma mudança na estrutura resultando em deterioração das propriedades O mercado para o nodular austemperado (15,21,22,24,30,31,35,36,37) A principal limitação econômica do nodular austemperado é o custo relativamente alto, atualmente, para a realização do tratamento térmico. Isto se deve seguinte fato: sendo ainda baixa a produção, o custo por tonelada é muito alto. Cita-se por exemplo que o custo para se austemperar 100kg de peças fundidas na Inglaterra pode ser quatro vezes mais alto do que o custo para se austemperar 1 t ou mais de peças nos EUA. Investimentos nesta área, sejam pelas fundições ou por empresas prestadoras de serviço na área de tratamento térmico, não serão feitos enquanto não se vislumbrar uma garantia de mercado. Existe portanto, um círculo vicioso impedindo o crescimento do mercado do nodular austemperado. 94

95 Aplicações Os exemplos de aplicações do nodular austemperado que serão apresentados mostram que, apesar das limitações técnicas e econômicas, o crescimento do nodular austemperado é um fato a nível mundial, cuja taxa de crescimento é estimada em 16% ao ano. Aplicações do nodular austemperado em engrenagens (17,21,22,24,30) Das primeiras aplicações do ADI foram na fabricação de engrenagens: Kymi Kymmene Metall, Finlândia, que o utilizou em várias aplicações incluindo caixas de cambio em geral, acionamento de laminadores (rolling mill drives) e grandes engrenagens para fornos de cimento, fornos de calcinação e máquinas para silvicultura; General Motors, EUA, que o utilizou em engrenagens hipóides para carros de tração traseira, Figura 3.37, substituindo forjados de aço. A mudança para engrenagens fundidas em nodular austemperado levou a uma economia total de energia de 50%, permitiu maiores velocidades e avanços durante as operações de usinagem e reduziu o peso das engrenagens em cerca de 10%, bem como o ruído em funcionamento em 14%; Fundições chinesas, que fabricaram engrenagens para caminhões leves e médios. O número de aplicações do nodular austemperado em engrenagens tem aumentado simultaneamente com a disponibilidade de dados para os engenheiros projetistas. Exemplos mais recentes da aplicação do nodular austemperado em engrenagens incluem: engrenagens hipóides, fundidas e usinadas. Cita-se o trabalho em que resultou na mudança de aço carbono forjado para nodular austemperado, o que economizou energia, facilitou a usinagem e reduziu o peso e o ruído. Milhões destas peças foram usadas nos carros da GM (17,22,24), Figura 3.49; 95

96 engrenagens de distribuição (timing gears) para motores diesel Cummins B, substituindo o aço forjado e cementado com uma economia de 30%. A empresa utiliza anualmente, conjuntos dessas engrenagens em nodular austemperado (18,21), Figura 3.50; engrenagens e cames para teares de veludo e carpetes fabricados pelo grupo Van de Wiele na Bélgica (17). Cita-se um trabalho realizado com substituição de um segmento de engrenagem utilizado na indústria têxtil, para nodular austemperado (peça única), que anteriormente era fabricado em aço (montagem de múltiplas peças) (21) ; parafuso de Arquimedes usado na extração de óleo de palmeira substituindo um material bainítico-martensítico bruto de fundição que estava apresentando fratura frágil durante a operação de prensagem (17). Figura Engrenagens hipóides, fundidas e usinadas. A mudança de aço carbono forjado para nodular austemperado, economizou energia, facilitou a usinagem e reduziu o peso e o ruído. Milhões destas peças foram usadas nos carros da GM (13,18,21). A resistência à fadiga por vários tipos de carregamento, é um importante aspecto na seleção do material para engrenagens. As propriedades à fadiga por flexão do nodular austemperado são inferiores aos do aço cementado em caixa, mas se o nodular austemperado passar por um processo de encruamento superficial do tipo jatopercussão (shot-peening) então ele irá adquirir uma resistência à fadiga comparável ao aço cementado (Figura 3.51). Da mesma forma, a resistência à fadiga por contato também é importante neste tipo de aplicação, notando que o nodular austemperado pode ser superior aos aços endurecidos e nitretados mas, inferior aos aços 96

97 cementados em caixa. No entanto, em uma comparação entre o nodular austemperado e os aços trabalhados, concluiu que, se o nodular austemperado for adequadamente encruado superficialmente, ele apresenta um desempenho que se equiparará ao aço cementado com um custo consideravelmente mais baixo; exceto em engrenagens cuja aplicação irá requerer uma resistência à fadiga por contato excessivamente alta (Figura 3.51) (17). Figura 3.50 Engrenagens de distribuição em motores diesel (cummins B) fabricadas em nodular austemperado, substituindo o aço 1022 forjado e cementado (11,16). Aplicações em eixos virabrequim Eixos virabrequim para condicionadores de ar e refrigeradores tem sido fabricados em nodular austemperado por empresas tais como a Wagner Co, EUA, e Sulzer Brothers, Suíça (21). Um dos mercados de grande potencial para o nodular austemperado é a utilização em eixos virabrequim para motores de combustão interna. O potencial técnico e as vantagens econômicas, do nodular austemperado para este tipo de peça, têm sido avaliados e anunciados por várias indústrias tais como a International Harvester, Ford Motor Company (17,21), a Chrysler Corporation (31,32) e a Mazda Motor Corporation (33). 97

98 Ferrítico Aços Ferro Fundido Nodular Perlítico Perlítico - endurecido por TT Perlítico - encruado (spun) ADI - austêmperado a 235 C ADI - austêmperado a 380 C Kymenite K9805 (ADI) Bruto de fundição Completamente endurecido Nitretado a gás S S SP Carbonetado S SP = endurecido por shotpeened a) Resistência da raiz do dente à fadiga por flexão (MPa) Aços Ferro Fundido Nodular Ferrítico Perlítico Perlítico - endurecido por TT ADI - austêmperado a 235 C ADI - austêmperado a 320 C Kymenite K9805 (ADI) Bruto de fundição Completamente endurecido Nitretado a gás Carbonetado Resistência à fadiga por contato k d (MPa) b) Figura Valores típicos de resistência à fadiga por flexão (a) e resistência à fadiga por contato (b) de dentes de engrenagem, determinados experimentalmente (17). 98

99 Uma das avaliações feitas pela Ford, USA, incluiu uma comparação entre virabrequins fabricados em aço forjado e nodular austemperado cujos projetos eram equivalentes. A peça em nodular austemperado apresentou os seguintes resultados em relação ao aço forjado: limite de resistência:35% maior; limite de escoamento: 40% maior; módulo de elasticidade: 20% menor; peso: 10% menor; o alongamento e a dureza foram similares. A Ford estimou que a economia pela conversão do eixo virabrequim de aço forjado para nodular austemperado ficou entre US$80 a US$160 por peça, dependendo do tamanho (17). Aplicações em componentes para veículos automotores: carcaças utilizadas em grande quantidade pela GM, EUA, desde 1979 em dispositivos de acoplamento do sistema de direção de camionetas com tração nas quatro rodas; cruzeta do diferencial fabricada por Kymi Kymmene Metall, Finlândia, hoje parte de Oy Sisu-Auto Ab; (limited slip differential), fornecidas pela George Fischer, Suíça, para automóveis de tração nas quatro rodas; caixa de engrenagem (gear case) para veículos de tração nas quatro rodas, fabricada pela Mazda (33) ; 99

100 eixo comando de válvulas em nodular austemperado foram utilizados pela Mazda, em motor a gasolina V-6 DOHC/SOHC em substituição aos materiais convencionais, aço forjado e tratado ou ferro fundido coquilhado. Neste sistema, a superfície do eixo está sujeita a uma tensão elevada, podendo provocar o efeito de micro-fissuração (pitting) (33) ; suporte de fixação do motor (engine mount bracket), peça usada pela Mazda para fixar o motor à carroceria ou chassi. Esta peça está constantemente sob tensão, exigindo alta resistência à fadiga e ao impacto. Em uma eventual colisão, ela não deve se quebrar pois deve evitar um possível deslocamento do motor até a cabine. Normalmente estas peças são feitas em aço soldado. Utilizando o nodular austemperado foi possível reduzir o tamanho e o peso da peça. Em testes de fadiga de baixo ciclo, as peças em nodular austemperado apresentaram uma vida três vezes maior que um nodular convencional (FCD 45) (33) ; os exemplos de uso em suspensões incluem suportes de mola para caminhões pesados (truck spring support) (21) e barra equalizadora para suspensão de caminhão, fabricada pela Advanced Cast Products, EUA (13). Batentes de mola (spring seats) e suportes de apoio (support brackets) também são produzidos pelos fabricantes de veículos europeus, inclusive pela Saab-Scania, Suécia (21). Aplicações em equipamentos para mineração, terraplenagem e construção: Como o nodular austemperado apresenta uma combinação de resistência ao atrito e tenacidade, o mesmo está sendo utilizado em uma variedade de componentes. Alguns exemplos de peças produzidas pela Advanced Cast Products, EUA, e utilizadas pela Caterpillar incluem (13,21) : proteção para caixa de transmissão; tampas de proteção de carcaças de pinos e tampas de pinos de truques; chapa moedora para moinho de disco; guia para esteira de trator; 100

101 dentes para equipamentos de escavação e terraplanagem; carcaças para marteletes pneumáticos. Aplicações em componentes para a indústria ferroviária Uma grande variedade de componentes em nodular austemperado, tem sido utilizados pela indústria ferroviária da Europa e América do Norte. Abaixo cita-se alguns exemplos: grampos para ferrovias, peças de 10 a 15kg que antes eram fabricadas pela montagem de várias peças de aço fundido e forjado; berços para motores diesel; caixas de mancais (axle boxes) e (axle-spring adaptor), - produzidos pela SKF, Suécia. Um adaptador (axle-spring) fabricado em nodular convencional (GGG60), pesando 42kg foi convertido para nodular austemperado, pesando 29,7kg, o que gerou uma redução de peso de 30%; braços (pick-up arms) para máquinas de manutenção de vias férreas, fabricados pela Sulzer Brothers, Suíça; suspension links e intermediate links para vagões de carga utilizados pela Finnish State Railways; capa para mancais utilizados em vagões de carga nos EUA, os quais são fornecidos pela Advanced Cast Products. Barreiras para o crescimento do mercado Embora o nodular austemperado esteja sendo utilizado, em variados segmentos da indústria, é evidente que o mercado para o nodular austemperado não está crescendo na velocidade esperada. Mesmo uma das empresas de maior sucesso nos EUA na 101

102 fabricação de produtos em nodular austemperado (Advanced Cast Products, conhecida como Amcast) considera que o crescimento na aplicação do nodular austemperado está abaixo do esperado (21). Laub (40) na conferência mundial sobre o ADI em 1991, levantou as razões para o lento crescimento do mercado. Sua opinião sobre o assunto foi resumida por Hardining (24) : muitas das peças fabricadas em aços fundidos e forjados de baixa resistência, já foram convertidas para o ferro fundido nodular. O nodular austemperado, portanto, compete com aços ligados e tratados para aplicações em serviço pesado (high duty) onde a confiabilidade do produto é o fator principal; até recentemente, não havia especificações normalizadas para o nodular austemperado, mas esta limitação está começando a ser superada (14) ; os aços são materiais já estabelecidos e favorecidos pela extensa quantidade de dados sobre suas propriedades mecânicas. Para o nodular austemperado são ainda escassas as informações sobre sua resistência ao impacto, tenacidade à fratura, resistência à fadiga, tanto em baixas temperaturas quanto em altas; e também são poucos os dados sobre suas propriedades quanto ao desgaste. As informações disponíveis atualmente, precisam ser compiladas e trabalhadas para chegarem até aos projetistas em uma forma coerente; os setores de vendas das fundições tem um entendimento inadequado deste material e das necessidades do consumidor. Esta falha é atribuída ao fato de que o nodular austemperado está competindo em mercados que não são tradicionais ao ferro fundido nodular convencional. Muitos vendedores de peças fundidas não estão adequadamente treinados e/ou estão passando uma idéia distorcida do nodular austemperado. Como resultado, o nodular austemperado é utilizado inadequadamente, provocando um marketing negativo. Freqüentemente o nodular austemperado é promovido como um material substituto tomando como base, uma ou duas de suas propriedades (tais como o limite de resistência e a ductilidade) sem dar a devida atenção às outras propriedades como, por exemplo, a tenacidade à fratura e a sensibilidade ao entalhe; 102

103 um aspecto totalmente incomum é a não utilização do nodular austemperado, pelo seu excelente desempenho em determinadas aplicações. Laub relata o caso de uma peça fabricada em nodular austemperado e rejeitada por um fornecedor americano, devido à melhora nas propriedades ao desgaste o que provocaria a redução no seu mercado de reposição. Considerações similares se aplicam ao mercado de reposição de peças para equipamentos para a agricultura e terraplenagem; testes de laboratório podem fornecer somente uma indicação do desempenho de uma peça em serviço. Testes de campo são mais indicados para avaliar a peça, no entanto, são de custo elevado e consomem muito tempo. E normalmente é difícil acompanhar o comportamento de uma peça em serviço; nodular austemperado (e outros materiais) são fornecidos tomando como base as propriedades obtidas em corpos-de-prova, no entanto, as peças têm apresentado propriedades inferiores devido aos efeitos de espessura e defeitos superficiais. Informações que relacionam estes aspectos, normalmente são limitadas; muitas empresas que realizam tratamentos térmicos para terceiros, estão relutantes em processar ou promover o nodular austemperado, com receio de prejudicar o seu lucrativo mercado de tratamento térmico de aços. Por outro lado, os fundidores estão relutantes em investir no seu próprio setor de tratamento térmico até que tenham certeza da existência de uma demanda para seus produtos; nem sempre é evidente se a operação de usinagem deve ser feita antes ou após o tratamento térmico de austêmpera. Os efeitos de ambas as opções sobre o custo ainda não foram totalmente quantificados; a falta de uma técnica de inspeção conveniente, tem sido a preocupação de alguns fundidores. O ensaio de dureza é largamente utilizado para verificar a qualidade de materiais ferrosos convencionais. No entanto, este ensaio não é indicado para verificar se o tratamento de austêmpera foi ou não foi realizado corretamente; principalmente quando se busca alcançar classes mais elevadas para aplicações críticas. A solução mais viável até o presente momento tem sido os testes em 103

104 corpos-de-prova retirados da própria peça ou vazados separadamente. Ensaios não destrutivos estão sendo desenvolvidos, mas ainda não são fáceis de se aplicar na prática; a pressão econômica crescente sobre os engenheiros resulta na manutenção dos materiais tradicionais e inibe a busca e/ou a avaliação de alternativas; com poucas exceções, a maioria das fundições (de ferrosos) não tem o hábito de fazer marketing e promover seus produtos e poucos países possuem centros nacionais para promoverem produtos fundidos. O nodular austemperado tem sido vítima desta conjuntura; o nodular austemperado é geralmente promovido como um novo membro da família dos ferros fundidos. Isto pode ser prejudicial para o nodular austemperado, pois muitos clientes em potencial têm uma grande resistência aos ferros fundidos tradicionais. É interessante notar que alguns dos produtores de maior sucesso na fabricação de peças em nodular austemperado, denominaram seus produtos com nomes os quais evitam fazer referência aos ferros fundidos. Alguns exemplos são: CasTuf pela Amcast (EUA), Kymenite pela Kymi Kymmene (Finlândia) e Germanite pela Muhlberger (Alemanha); poucas fundições estão equipadas para usinar e austemperar as peças fundidas que produzem e muitos fundidores parecem relutantes em acompanhar estas etapas nas empresas contratadas para executarem a usinagem e o tratamento térmico. Portanto, a responsabilidade de integrar e administrar os vários estádios do processo acaba ficando com o cliente, mas a resistência entre os clientes está aumentando quanto a assumir esta responsabilidade. É cada vez maior o número de clientes que desejam comprar as peças já acabadas e componentes prontos para uso. Estratégias para o crescimento do mercado (17,24,35,41) O desenvolvimento de um mercado forte para o nodular austemperado só poderá ser conquistado se as barreiras acima forem quebradas. Isto irá requerer uma combinação de: 104

105 pesquisa e desenvolvimento para: estabelecer uma base de dados mais extensa sobre propriedades e desempenho do nodular austemperado; realizar e coordenar testes de campo em componentes; desenvolver técnicas de ensaios não-destrutivos adequadas; estabelecer recomendações para a usinagem; minimizar o efeito negativo da segregação e dos defeitos associados a ela, através do aumento da velocidade de solidificação e/ou de uma inoculação mais efetiva, resultando em um número elevado de nódulos e, portanto, a matriz mais homogênea possibilitando a utilização de elementos benéficos à liga, mas que normalmente segregam formando carbonetos. Cita-se alguns dos métodos aplicáveis (35) : moldes permanentes, incluindo o lingotamento contínuo; técnicas de pós-inoculação tais como in-mold ou injeção de arame; solidificação dirigida através do uso de resfriadores. avaliar os efeitos de outros elementos de liga na microestrutura e nas propriedades, por exemplo o alumínio; promover um desenvolvimento contínuo do nodular austemperado. desenvolvimento de recursos humanos para: transferir a tecnologia do nodular austemperado para o pessoal de produção, de vendas e engenheiros; propiciar um desenvolvimento contínuo através de intercâmbio entre engenheiros e pesquisadores; realizar marketing efetivo sobre o nodular austemperado, principalmente junto aos engenheiros projetistas e aos que especificam materiais; investimentos para aumentar a capacidade da indústria em austemperar grandes lotes de peças fundidas, para quebrar o círculo vicioso da baixa produção no tratamento térmico e consequentemente um alto custo. 105

106 Utilização da técnica dilatométrica para a análise da evolução microestrutural e comportamentos decorrentes A dilatometria vem sendo utilizada para vários materiais no acompanhamento das modificações estruturais que possam se manifestar num determinado domínio térmico (2,38,39). O método dilatométrico baseia-se no estudo da variação dimensional de um corpo-de-prova, devido às transformações de fase que ocorrem quando o mesmo é submetido à um ciclo térmico. O CETEF encontra-se equipado com um dilatômetro marca Adamel Lhomargy, modelo DT Apresenta-se no diagrama de blocos ilustrado através da Figura 3.52, o esquema de transmissão de sinais do equipamento a ser utilizado neste trabalho. Neste aparelho o controle dos parâmetros do ensaio, a aquisição e a armazenagem dos dados são todos computadorizados. Os parâmetros do ensaio são definidos pelo usuário, sendo pois necessário informar: as velocidade de aquecimento e resfriamento; a temperatura e o tempo de manutenção; o comprimento do corpo-de-prova (normalmente cilíndrico com 2 mm de diâmetro e comprimento variando entre 10 e 12 mm). O software que acompanha o equipamento permite analisar os dados através de curvas da temperatura em função do tempo, da dilatação relativa em função do tempo e sua primeira derivada, dilatação relativa em função da temperatura e sua primeira derivada. Através desta técnica podem ser obtidas as curvas TTT e TRC e determinar a temperabilidade. Um exemplo de curva é apresenta na Figura André Louis Azevedo et alli (38), realizaram na Usiminas o levantamento de curvas para resfriamento contínuo CCT de seus aços, utilizando um dilatômetro. Cezarin (39) em dissertação apresentada à Escola de Engenharia de São Carlos, da Universidade de São Paulo, para a obtenção do título de Mestre em Engenharia Metalúrgica, estudou as transformações de fases isotérmicas por dilatometria do aço SAE As transformações do metal ou liga ensaiada são determinadas através da análise de três variáveis envolvidas: dilatação, temperatura e tempo. As transformações 106

107 cristalinas dos aços e ferros fundidos são acompanhadas de variações de volumes que traduzam nas curvas dilatométricas, pelas mudanças de inclinação (1,2). Figura Esquema de transmissão de sinais do dilatômetro Adamel Lhomargy. 107

108 Figura 3.53 Curva dilatométrica de amostra de ferro fundido branco (IID ASTM A532), tratada a 700 o C por 1h, (trecho a-b) e 1050 o C por 7h (trecho c- d), destacando-se o início (Ms) e o fim (Mf) da transformação martensítica. A dilatometria se apresenta como uma técnica capaz de auxiliar na delimitação de importantes variáveis, buscando a otimização dos ciclos de tratamento térmico, a partir do próprio material fabricado nas condições específicas do fundidor. Na interpretação dos dados experimentais obtidos na dilatometria, é usualmente assumido que durante uma transformação isotérmica a mudança dimensional observada é proporcional à fração volumétrica transformada e é assumido que o ponto onde a variação dimensional cessa, representa 100% da transformação (39). Considerase ainda que há uma relação linear entre a quantidade transformada e a variação dimensional (39). 108

109 Fazendo as considerações citadas anteriormente, os resultados de dilatação relativa ( L/L o ) em função do tempo foram utilizadas na análise da cinética das reações isotérmicas. Os dados podem ser tratados através da equação (2.1) conhecida como equação de Johnson-Mehl-Avrami (39). y = 1-exp(kt n ) (2.1) onde: y: fração transformada; k: constante de velocidade da reação que depende da energia de ativação do processo; t: tempo; n: expoente do tempo. Com os resultados da dilatação relativa em função do tempo, calcula-se a fração transformada como mostra a equação (2.2). y = ( L/L o ) t - ( L/L o ) o / ( L/L o ) máx.- ( L/L o ) o (2.2) onde: y: fração transformada; ( L/L o ) t : dilatação relativa após um tempo t; ( L/L o ) o : dilatação relativa inicial, para um tempo t = 0, correspondente ao início da reação; ( L/L o ) máx : dilatação relativa máxima, onde considerou-se que ocorreu 100% da reação. Se a equação (2.1) realmente descreve a transformação em estudo, a relação entre ln (ln (1/1-y)) e ln (t) será linear, com o expoente do tempo - n - sendo dado pela inclinação da reta e a constante de velocidade - k - pelo intecepto Utilização da técnica metalográfica para análise da temperabilidade do ADI Carmo e Machado (42) utilizaram a técnica de macrografia para determinar o teor ótimo de níquel, no controle da temperabilidade de uma tarugo com 80mm de diâmetro e 200mm de comprimento, em ferro fundido nodular austemperado. Realizou-se um total de seis fusões variando o níquel da amostra sem adição do elemento, até a 109

110 adição de 1,2%. No tratamento térmico, os corpos de prova foram colocados no forno já aquecido a 900 o C. Após o tempo de austenitização, os tarugos foram transferidos para o banho de sal a 370 o C, sendo mantidos nesta condição por 2 horas, seguindose a limpeza dos corpos-de-prova, mergulhando-os em água quente por um tempo de aproximadamente 5 minutos. Apresenta-se na Figura 3.54 a ilustração da observação macrográfica, após ataque de Nital. Observa-se a região escura ao centro da amostra sem a adição de níquel, enquanto na amostra com 0,34% do elemento a presença de perlita foi suprimida. Figura Amostras sem Ni (à esquerda) e com 0,34% de Ni (à direita) Aspectos referentes à norma ASTM A 897 (1) As especificações para as propriedades mecânicas devem atender os requisitos apresentados na Tabela III.11. Tabela III.11 - Especificação para o nodular austemperado Classe Propriedades mínimas especificadas Dureza LR [MPa] LE [Mpa] A [%] I [J] B [HB]

111 Os produtos fundidos produzidos seguindo recomendações da norma ASTM A 897, devem ser tratados num processo de austêmpera, consistindo de aquecimento até completa austenitização, obtenção de condições homogêneas no material, resfriamento (numa taxa suficientemente rápida para se evitar a formação de perlita) até uma temperatura acima da de início de transformação martensítica seguindo o tratamento isotérmico, por um tempo suficiente para se obter as propriedades desejadas. Este processo deve produzir uma estrutura que é composta de ferrita acicular e austenita. A velocidade de resfriamento em algumas seções pode não ser suficiente para se evitar a formação de perlita ou outros produtos de transformação da austenita à alta temperatura. Em tais casos a máxima quantidade destes constituintes e a sua localização dentro dos fundidos devem ser estabelecidas através de entendimento entre comprador e fornecedor. Também, desde que haja entendimento entre comprador e fornecedor, neste sentido, a amostra para ensaio de tração pode ser usinada antes do tratamento térmico. Neste caso deve-se ter o controle da atmosfera para se prevenir carbonetação ou descarbonetação e formação de carepa. A forma de manuseio e acessórios devem ser elaborados de maneira a se evitar distorção da barra de ensaio Corpos-de-prova para ensaios A forma e dimensões dos blocos indicados pela norma e mais comumente utilizados pelos fundidores são as do bloco Y, apresentado na Figura O bloco deve ser obtido em molde aberto moldado em areia para macho, tendo uma espessura mínima na parede de areia de 38mm para os blocos com base de 13mm e 25mm e espessura mínima de areia de 75mm para o bloco com base de 75mm. O bloco deve permanecer no molde até alcançar a cor preta, ou seja 480 o C ou menos. De acordo com a espessura das peças é indicada uma das três dimensões do bloco, conforme apresentado na Figura O corpo-de-prova cilíndrico com base de alongamento de 50,8mm apresentado na Figura 3.56 deve ser usado para os blocos Y de 25 e 75mm. Quando o bloco Y de 13mm é usado, as dimensões devem ser alteradas conforme apresentado na Figura Amostra para ensaio de tração deve ser usinada da posição A (preferida) ou B nos blocos de 13 e 25mm, e nas posições A a D no bloco de 75mm, conforme 111

112 apresentado na Figura O corpo-de-prova pode ser usinado antes ou depois do tratamento térmico. C C Dimensão C: para fundidos com espessura menor que 13mm = 13mm; para fundidos com espessura entre 13 e 38mm = 25mm; para fundidos com espessura entre 38mm e acima = 75mm. Comprimento do bloco = 175mm. Figura 3.55 Bloco Y para usinagem de corpos-de-prova para ensaios de laboratório. 58mm d = 12,7±0,50 d 50mm Figura Padrão para corpo-de-prova cilíndrico para blocos Y de 25 e 75mm. 112

113 25,4mm 31,8 mm =6,4±0,13mm Figura Padrão para corpo-de-prova cilíndrico para blocos Y de 13mm. Os corpos-de-prova para ensaio de impacto devem ser usinados nas dimensões de 10x10mm e comprimento de 55mm com acabamento suficiente para evitar entalhes e sem o chanfro de entalhe adotado para outros materiais. Devem ser usinados das mesmas posições citadas para os corpos-de-prova para ensaio de tração, conforme indicado na Figura 3.55, porém, só podem ser obtidos dos blocos austemperados. A resistência ao impacto deve ser determinada ensaiando quatro corpos-de-prova, eliminando o pior resultado e fazendo-se a média dos demais. A temperatura de ensaio deve ser de 22 +/- 4 o C. O valor médio obtido deve atender à especificação da Tabela III Informações adicionais Para que se atenda as propriedades mecânicas requeridas nos fundidos, ou nos corpos-de-prova para ensaios, o material deve ter composição química que permita suficiente austemperabilidade para uma adequada resposta no tratamento térmico. Esta resposta é afetada pela espessura da seção, pelo número de esferóides de grafita e pela composição química. Depende também da capacidade dos equipamentos de tratamentos térmico. Na seção maciça do fundido, a taxa de resfriamento torna-se menor no ciclo de austêmpera. Esta taxa de resfriamento deve exceder um valor crítico mínimo para se obter uma microestrutura apropriada (formada de austenita de alto carbono mais ferrita acicular). A literatura publicada e fornecedores de tratamentos térmicos comerciais, bem como as fundições, podem prover informações a respeito da adição de elementos de liga 113

114 adequados para peças específicas, tamanhos de seção dos fundidos ou massas. Como regra geral, os elementos de liga mais comuns e as faixas empregadas são: manganês ( %), níquel ( %), molibdênio ( %), cobre ( %). Combinação dos elementos acima é freqüentemente exigida. Muitos fabricantes preferem minimizar as adições de manganês devido a sua tendência à segregação. A quantidade de elemento de liga necessária usualmente se baseia na seção mais espessa do fundido ou, alternativamente, na seção considerada crítica num dado projeto, ou seja, na região de maior solicitação na peça. Se não há informações concretas entre a correlação de propriedades obtidas no fundido e no corpo-de-prova vazado separadamente após tratamento de austêmpera e, se não é possível realizar ensaios experimentais que revelem esta correlação, o tamanho do corpo-de-prova a ser vazado separadamente, deve ser selecionado de modo a aproximar sua taxa de resfriamento à seção principal de controle do fundido. Na Tabela III.12 são apresentados dados para a seleção do bloco Y com taxas de resfriamento representativas de formas equivalentes. Tabela III.12 - Geometria equivalente de forma correspondendo a Blocos Y (ASTM) Tamanho do bloco Y (mm) Espessura de placa infinita (mm) Diâmetro de cilindro (mm) Forma de cubo (mm) Nota: Para fundidos que requerem blocos Y maiores que 75mm de espessura, o dimensionamento do bloco a ser usado deve ser baseado em experiências com os fundidos ou em experiências anteriores com fundidos similares. Os corpos-de-prova devem ser selecionados em acordo entre comprador e fornecedor. A usinagem dos corpos-de-prova para ensaio de tração, pode se tornar muito difícil após o tratamento de austêmpera, principalmente para as classes de mais alta resistência. Por isto muitos fabricantes preferem usinar os corpos-de-prova, para as dimensões finais ou próximas a elas, antes de proceder ao tratamento térmico. Antes dos ensaios, faz-se um acabamento de retífica na região útil do corpo-de-prova. 114

115 O alcance das propriedades requeridas em um corpo-de-prova pré usinado, de seções menores que as do fundido, não garante a mesma resposta nas seções mais espessas do fundido. Neste caso, é recomendado que a adequação do tratamento de austêmpera seja verificada. Isto pode ser feito, seccionando um fundido, examinando a estrutura na seção mais espessa e comparando os resultados com o corpo-de-prova pré usinado e austemperado no mesmo carregamento do forno. Quando uma resposta inadequada ao tratamento de austêmpera é constatada, o aumento na adição de elementos de liga, como discutido, pode ser requerido Histórico do desenvolvimento do ADI no CETEF O CETEF vem conduzindo uma linha de trabalho voltada para o desenvolvimento do ferro fundido nodular austemperado. Um primeiro trabalho foi apresentado no congresso nacional de fundição em 1995 (2) ; nele se obteve o atendimento de todas as classes normalizadas para o ADI segundo ASTM A 897; determinaram-se intervalos de tempo e temperatura de austêmpera que proporcionaram as melhores combinações de resistência e ductilidade para um ADI ligado com Cu-Ni-Mo. Utilizaram-se temperaturas de austêmpera entre 270 e 370 o C, com manutenção em tempos que variaram de 15 minutos a 4 horas. A cinética de transformação da austenita foi acompanhada por ensaio de tração, impacto, dureza, microdureza, dilatometria e por microscopia ótica e eletrônica. Num segundo trabalho (43), produziu-se um triturador pneumático constituído de base e pilão, para trituração de pinos coquilhados para análise química. O triturador, que era antes fabricado em aço temperado e revenido, não apresentava desempenho satisfatório. Com a utilização do ADI observou-se incomparável rendimento, sendo o equipamento utilizado por 4 anos. Posteriormente este equipamento foi fornecido à Thyssen Fundições e positivamente avaliado pelo usuário quanto ao desempenho do material. Em 1997 iniciou-se no CETEF um projeto de cooperação técnica com a JICA, órgão do governo japonês responsável pela execução de projetos de cooperação técnica deste país com países em desenvolvimento. Na Área de ADI o projeto se concretizou pela vinda de perito japonês com experiência de pesquisa e detentor de patentes relacionadas ao material e pelo envio de técnicos do CETEF para estagiar em 115

116 empresas japonesas produtoras de ADI e; finalmente, pela apresentação de trabalhos em seminários, além da publicação de um livro (44) a respeito do assunto. Citam-se os artigos publicados nos congressos anuais da ABM de 2000 a 2002 (45,46,47). Iniciou-se em 2000 uma parceria entre CETEF e Thyssen Fundições para implantação do processo de produção do ADI nesta empresa (42). Capítulo 4 - Metodologia Utilizou-se como base para a metodologia aplicada neste trabalho, a norma ASTM A 897, citada na revisão. Esta norma foi escolhida devido ao avançado estado da arte do material nos Estados Unidos e por não haver similar no Brasil. Objetivou-se discutir o atendimento de propriedades especificadas, a partir de blocos fundidos de diferentes espessuras, conforme indicado pela norma, bem como desenvolver uma metodologia específica de apoio e acompanhamento da obtenção do material, através da utilização de recursos laboratoriais. Adotaram-se os procedimentos relativos à obtenção dos blocos fundidos, condições de tratamento térmico e obtenção dos corpos de prova de forma similar aos adotados pelas empresas de fundição, para assim avaliar criticamente os dados obtidos com uma visão voltada para a prática industrial. Apresentam-se na Figura 4.1, de forma esquemática, as relações discutidas na norma e que serviram de inspiração para a metodologia de apoio e acompanhamento desenvolvida neste trabalho. Observa-se a usinabilidade na base das relações, isto porquê é um parâmetro importante para negociação entre comprador e fornecedor do fundido; pode-se usinar ou pré-usinar antes do tratamento térmico ou, dependendo da classe obtida, pode ser possível a usinagem posterior ao tratamento térmico. 116

117 Fundidor Comprador Norma ASTM A 897 Fundição e tratamento térmico Espessura do fundido Usinabilidade Propriedades e estrutura Figura 4.1 Correlações entre parâmetros da produção do ADI que necessitam de acordo entre o fundidor e o comparador tendo a norma ASTM A 897 como referência. Apresenta-se na Figura 4.2 um esquema da metodologia que será descrita nos itens seguintes Obtenção dos blocos fundidos Os blocos fundidos, num total de quatro para cada espessura, foram fornecidos pela empresa de fundição Thyssen Fundições S.A, localizada em Barra do Piraí Rio de Janeiro. Esta empresa foi selecionada devido a trabalho experimental anterior (42), em parceria com o SENAI/CETEF, no desenvolvimento de peça para componentes de tratores produzidos em ADI, visando exportação para o mercado americano. Definiu-se a composição química com base no trabalho citado, no qual a peça alvo, considerada espessa apresentava uma parte com diâmetro de 80mm e comprimento de aproximadamente 200mm e peso aproximado de 22kg. A fusão foi realizada em forno de indução utilizando como carga metálica gusa, sucata de aço, retorno de fundição e adições de elementos de liga. A nodulização foi pelo método sandwich com tratamento de pós-inoculação. A temperatura de tratamento foi próxima a 1500 o C e as de vazamento entre 1436 a 1394 o C. O fornecedor foi orientado a buscar as seguintes condições para os blocos fundidos: 117

118 grafita, segundo a norma ASTM A 247, dos tipos I e II acima de 90% com predominância do tipo I; número de esferóides por mm 2 acima de 100; proporção de carbonetos, rechupes e microporosidades em nível inferior a 1%; composição química conforme apresentada na Tabela IV.1; a ordem de vazamento foi iniciada com os blocos menores para os maiores, uma vez que peças mais finas devem ser vazadas com temperaturas mais elevadas. Tabela IV.1 Composição química para os blocos fundidos Elementos Faixa C 3,55-3,70 Si 2,30-2,50 Mn 0,10-0,20 P 0,04 - máx. S 0,02 - máx. Cu 0,50-0,70* Ni 0,90-1,00* Mo 0,10-0,20* Mg 0,03-0,06 Carbono equivalente 4,30-4,50 * Elementos de liga visando a austemperabilidade. 118

119 75mm 25mm 13mm Condição 1 Condição 2 Condição 2 Condição 3 Blocos brutos de (amostragem 1) (amostragem 2) Tratamento fundição Tratamento Tratamento térmico de térmico de térmico de austêmpera nos austêmpera nos austêmpera nos corpos de prova blocos blocos usinados Micrografia Micrografia Micrografia Macrografia Tração e dureza Tração e dureza Tração e dureza Impacto Impacto α (Ferritiscope) α (Ferritiscope) γ (Difração-raios X) γ (Difração-raios X) Aquisição de taxas do ciclo térmico (inserção de termopares nos blocos) Dilatometria (γ γ + α) Simulação com as taxas obtidas na condição 1 Figura Esquema da metodologia empregada a partir dos blocos fundidos. 119

120 4.2 - Ensaios na condição brutos de fundição (Condição 1) Medição do ciclo térmico efetivo por inserção de termopar nos blocos Y de diferentes espessuras Utilizou-se um registrador gráfico de temperatura, marca Erotherm Chessel, (E.U.A.), modelo 4103C/M, para a aquisição de taxas de aquecimento e de resfriamento em ciclos térmicos na austêmpera dos três blocos citados. O equipamento incorpora um cartão de memória, no qual foram acumulados os dados e posteriormente transferidos para uma planilha eletrônica. Os termopares foram introduzidos nos blocos de maneira a se obter medidas na sua região central, coincidindo com a posição onde se situam as partes úteis do corpo de prova após usinado para a realização de ensaio de tração. Mais exatamente, entre as posições indicadas como partes A e B, pela norma, Figura 3.55, ou seja, as posições superior e inferior. Apresenta-se na Figura 4.3 o sistema registrador, termopares e blocos montados perto do forno para aquecimento. Figura 4.3 Fotografia do sistema com registrador, termopares, blocos e cesto. 120

121 Apresenta-se na Figura 4.4, o ajuste dos termopares aos blocos fundidos. Fez-se um furo de diâmetro 10mm nos blocos para a inserção de termopares de 3mm de diâmetro. Assim, as pontas dos mesmos tocaram o fundo do furo em contato com o metal. Em volta do termopar, na folga obtida (3 para 10mm), foi implantada argamassa refratária para isolar o termopar de eventos não desejáveis, como o ar circulante ou penetração de sal fundido, o que iria interferir nas medições. Figura Ilustração do ajuste dos termopares aos blocos fundidos. Utilizou-se para o aquecimento, um forno industrial tipo cadinho marca Oriental Engineering, modelo P50120, Japão, cujo diâmetro é de 500mm e altura de 750mm, dotado com sistema de circulação forçada do ar, para a homogeneização da temperatura no interior do cadinho. No momento em que foram inseridos o cesto com os blocos, o forno já se encontrava homogeneizado à temperatura de 900 o C, o que é uma prática industrial para peças de ferros fundidos nodulares austemperados. Após o carregamento e fechamento do forno a temperatura caía para valores em torno de 800 o C, sendo que em aproximadamente 30 minutos a temperatura de 900 o C era recuperada. Então, os blocos permaneceram nesta temperatura por um período de 2 horas; sendo transferidos para o forno de resfriamento em banho de sais à temperatura de 370 o C. O segundo forno é do mesmo fabricante que o do primeiro, sendo o modelo SPE 50120, com cadinho de diâmetro de 1,2m e 800mm de profundidade. Utilizou-se, na austêmpera, sal marca HEF do Brasil, tipo LTDS, com ponto de fusão de 170 o C e capacidade de aquecimento máxima de 500 o C. O cesto, depois de retirado do forno a banho de sais, foi transferido para limpeza em um tanque 121

122 com água à 60 o C agitada por sopro de ar comprimido, tendo permanecido nesta condição por aproximadamente 10 minutos. O tanque usado para a limpeza tem mesma marca e fabricante dos fornos citados. A limpeza tem por objetivo retirar o sal aderido para evitar a corrosão das peças e equipamentos e para proteger os operadores do contato com o sal, que é nocivo à saúde. A temperatura de 370 o C foi escolhida por ser indicada em diversos trabalhos devido à maior resistência à fadiga que atribui ao material e, por proporcionar melhores condições de usinabilidade. A Figura 4.5a mostra a entrada do cesto no forno de aquecimento e a 4.5b, a sua saída. do forno de aquecimento. Fig. 4.5a Fig. 4.5b Figura 4.5 (a) entrada do cesto no forno aquecido (b) saída do cesto do forno. Apresentam-se na Figura 4.6 as posições (a) entrada no forno de banho de sais e (b) saída do forno para resfriamento em banho de sais. Observa-se na Figura 4.6a, à esquerda do cesto, o sistema de agitação do banho de sais, constituído por um motor que aciona uma pá no interior do forno. Observa-se também o tubo que parte de uma turbina para sopro de ar, entra no forno, tendo a forma de uma serpentina no interior do forno, saindo posteriormente. Este sistema de resfriamento do sal é acionado quando a temperatura do mesmo sobe 10 o C, em relação ao valor ajustado. Isto se faz necessário para homogeneizar a temperatura no interior do forno e para evitar que o sal se aqueça sem controle, devido ao calor extraído das peças. Apresenta-se na Figura 4.7 a limpeza do cesto e dos blocos no tanque de limpeza. 122

123 Fig. 4.6a Fig. 4.6b Figura 4.6 (a) Entrada do cesto no forno para resfriamento em banho de sais (b) saída do cesto do forno. Figura 4.7 Limpeza do cesto e blocos no tanque com água quente agitada. 123

124 Ensaios dilatométricos Os ensaios dilatométricos tiveram dois objetivos: 1) determinação da temperatura de austenitização e 2) análise de transformações ocorridas no resfriamento até temperatura de austenitização e na manutenção nesta temperatura. Foram submetidos ao ensaio dilatométrico, três corpos de prova de diâmetro de 2mm e altura variando entre 11 a 14mm para cada uma das espessuras dos blocos em estudo. Os dados obtidos do registrador gráfico trazidos dos ciclos térmicos obtidos na etapa anterior -- foram trabalhados numa planilha eletrônica do programa excell e inseridos no dilatômetro manualmente através de segmentos do programa DT1000 do dilatômetro, aproximando o ciclo térmico efetivo com aquele para simulação no equipamento. A determinação das temperaturas de início e fim da formação de austenita se deu pela análise da inflexão da curva dilatação versus temperatura, observando a contração típica desta transformação. Ao valor definido para a temperatura de austenitização foram acrescidos 50 o C, sendo feita nova simulação em outros corpos de prova representativos de cada espessura. Os demais parâmetros dos ciclos foram mantidos. Estudou-se o comportamento da dilatação e contração do corpo de prova em relação ao tempo e às temperaturas de tratamento. Finalizando as etapas previstas na condição 1, foram usinados os corpos de prova para os ensaios de tração e impacto referente aos ensaios na condição bruta de fundição. Foram preparadas as amostras para metalografia e dureza, na mesma condição. As regiões de retirada das amostras correspondem às indicadas pela norma, sendo as posições: 1) inferior, posição A na Figura mais próximo da superfície em contado com areia e 2) superior, referente à posição B mencionada na mesma figura. As amostras para metalografia foram obtidas da região útil do corpo de prova tracionado, mantendo-se um distanciamento necessário da região fraturada, evitando-se analisar uma parte deformada pelo ensaio mecânico. Nesta etapa os corpos de prova foram tracionados utilizando a máquina Kratos Modelo MKV, tipo hidráulica com capacidade para 20t. No caso do bloco de 75mm foram também usinados dois corpos de prova reduzindo-se a dimensão do diâmetro útil para 6mm e tracionados na máquina Instron modelo 5582 acoplada a um computador com pacote 124

125 de softwares para controle, aquisição e tratamento dos dados (INSTRON SÉRIES IX). O motivo da utilização da máquina Instron se deve à possibilidade de armazenar os dados para cálculo do expoente de encruamento que deverá ser utilizado em trabalhos futuros. Os ensaios de impacto foram realizados em máquina da marca Wolpert modelo PW30/15 300J. Descrevem-se nos itens seguintes os procedimentos para tratamento térmico nas demais condições, utilizando a temperatura de austenitização determinada de 885 o C. Decidiu-se pela retirada da região de massalote dos blocos devido à presença de cavidades originadas na solidificação Tratamento de austêmpera nos blocos e macrografia (Condição 2 amostragem 1) Os blocos foram tratados seguindo o ciclo definido na etapa anterior. Após o tratamento, foram cortados em seção transversal, distante 60mm da superfície, para corresponder à região onde se situa a parte útil do corpo de prova após usinagem. A seção dos blocos de 13, 25 e 75mm foram preparadas pela técnica metalográfica até o polimento com alumina e posteriormente atacadas com reativo de iodo por aproximadamente três minutos. Na seção do bloco de 75mm, foi também preparada a região oposta à do corte, de maneira a se observar a macrografia numa região mais externa que teve contato direto com o meio de resfriamento (banho de sais). Nesta face externa, na preparação inicial da superfície, utilizou-se uma frezadora planetária para o nivelamento e retirada da camada em contato com o molde. O desbaste total nesta superfície foi de aproximadamente 5mm Tratamento de austêmpera nos blocos e usinagem posterior (Condição 2 amostragem 2) Realizou-se o tratamento de austêmpera conforme o ciclo definido nos blocos que foram posteriormente usinados. Realizaram-se os mesmos ensaios e análises como na condição 1, acrescentando o ensaio de impacto. Os ensaios de tração nos corpos de prova provenientes dos blocos de 13mm foram tracionados na máquina Instron, nesta máquina foram também ensaiados dois corpos de prova do bloco de 75mm, retirados de posições mais distantes da base do bloco. 125

126 4.5 - Tratamento de austêmpera em corpos de prova usinados (Condição 3) Foram usinados os corpos de prova para ensaio de tração a partir dos blocos fundidos e tratados posteriormente. Os blocos de 25 e 75mm foram usinados com o diâmetro útil de 12,7mm, conforme prevê a norma ASTM e ensaiados em máquina tipo hidráulica, marca MPI, modelo UPD60/EJ573, série 8133/20393, faixa nominal de 60t. e resolução de 10kgf, com transdutor de pressão e software para aquisição e análise dos dados da marca EMIC. Os corpos de prova de diâmetro na parte útil de 6mm, obtidos dos blocos Y de 13mm, foram tracionados na máquina Instron. Devido ao tamanho do extensômetro, o qual a máquina Instron é equipada, foi necessário aumentar o tamanho da área útil para dimensão de aproximadamente 60mm, ficando acima dos limites da norma do fundido. Foram separadas amostras desta condição para análise metalográfica e determinação da quantidade de austenita e ferrita pela técnica de difração de raios x (laboratório da UFMG). Estas amostras foram também analisadas através do aparelho Ferritiscope, indicado para medição do teor de ferrita em materiais soldados com a matriz prevista de austenita e ferrita e em aços Duplex pelo método de indução magnética. Esta análise foi realizada em caráter comparativo para se ter uma idéia da aplicação do método, uma vez que se espera a matriz constituída de ferrita acicular e austenita de alto carbono, ressaltando porém a presença de grafita e a eventual presença de perlita. O ensaio de impacto não foi objeto desta condição, já que a norma ASTM A 897 não indica a realização deste ensaio na condição de amostra usinada. 126

127 Capítulo 5 Apresentação dos resultados Os blocos fundidos apresentaram a composição conforme Tabela V.1. Tabela V.1 Composição química obtida nos blocos fundidos C(%), Si(%) Mn(%) P(%) S(%) Mg(%) Cu(%) Ni(%) Mo(%) 3,44 2,38 0,16 0,16 0,006 0,0385 0,459 0,963 0, Aquisição e ajuste dos ciclos térmicos efetivos obtidos nos tratamentos térmicos dos blocos e aplicados nos ensaios dilatométricos O registrador gráfico de temperatura foi ajustado para a aquisição de dados de dois a cinco dados por segundo. Uma planilha obtida para cada um dos ciclos referentes a cada um dos blocos apresenta em média três mil e cem aquisições. Apresenta-se nas Figuras 5.1 a 5.3, respectivamente, as curvas relativas aos três blocos para o aquecimento até 900 o C, resfriamento até a temperatura de 370 o C com manutenção nesta temperatura e resfriamento final em água quente. A alta sensibilidade do equipamento pode ser notada pelas inflexões observadas nas curvas dos três blocos, Figura 5.1, próximo à temperatura de 800 o C, devido à transformação de fase ocorrida. Apresenta-se nas Tabelas V.2, V.3 e V.4 respectivamente, os dados relativos aos ciclos térmico que foram aplicados ao dilatômetro na simulação dos ciclos térmicos relativos aos blocos Y de 13, 25 e 75mm. Os dados: taxa de aquecimento, de resfriamento e tempos de manutenção obtidos do registrador gráfico, foram manipulados em segmentos através de inserção numa planilha do software Excel, possibilitando a introdução manual no software DT 1000 do dilatômetro de têmpera. 127

128 Temperatura (ºC) Tempo (s) Figura 5.1 Ciclo térmico do aquecimento dos blocos Y. Temperatura ( C) Tempo (s) Figura 5.2 Ciclo térmico do resfriamento e tratamento isotérmicos dos blocos Y. Temperatura ( C) Tempo (s) Figura 5.3 Ciclo térmico do resfriamento na limpeza dos blocos Y. 128

129 Tabela V.2 Ciclo térmico utilizado na simulação para o bloco Y 13mm t (s) T ( C) Taxa ( C/s) , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , ,15 129

130 Tabela V.3 Ciclo térmico utilizado na simulação para o bloco Y 25mm t (s) T ( C) Taxa ( C/s) , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , ,15 130

131 Tabela V.4 Ciclo térmico utilizado na simulação para o bloco Y 75mm t (s) T ( C) Taxa ( C/s) , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , ,15 131

132 Apresenta-se na Figura 5.4, como exemplo, a curva tempo x temperatura observada no dilatômetro após inserção os dados da Tabela V.2, para o bloco Y 13mm. Figura 5.4 Curva tempo versus temperatura dos dados utilizados no dilatômetro de têmpera para o bloco Y de 13mm. 5.2 Resultados obtidos nos ensaios dilatométricos Determinação da temperatura de austenitização A temperatura de transformação completa da matriz metálica para a estrutura austenítica determinada por dilatometria, não variou significativamente em função das diferentes taxas de aquecimento ou do material analisado nos blocos Y 13, 25 e 75mm, sendo respectivamente 835,9 o C, 835,9 o C e 837,7 o C. Assim a temperatura foi fixada em 835 o C. Utilizou-se da análise da inflexão da curva (dilatação do corpo de prova versus temperatura) através do traçado de um segmento de reta sobre a mesma para se verificar a temperatura final de transformação para austenita. Utilizou-se também da técnica de derivação da curva para se confirmar a temperatura determinada. Esta determinação pode ser observada através das Figuras 5.5 a 5.7, respectivamente para os blocos Y de 13, 25 e 75mm. 132

133 Figura 5.5 Determinação da temperatura de austenitização -- bloco de 13mm. Figura 5.6 Determinação da temperatura de austenitização -- bloco de 25mm. 133

134 Figura 5.7 Determinação da temperatura de austenitização bloco de 75mm Observações de transformações ocorridas durante o resfriamento Apresenta-se nas Figuras 5.8 a 5.10 as curvas (variação dimensional versus temperatura), respectivamente para amostras dos blocos Y de 13, 25 e 75mm. Figura 5.8 Curva da variação dimensional versus temperatura no resfriamento para a amostra do bloco Y de 13mm. 134

135 Figura 5.9 Curva da variação dimensional versus temperatura para a amostra do bloco Y de 25mm. Figura 5.10 Curva da variação dimensional versus temperatura para a amostra do bloco Y de 75mm. 135

136 Observações de transformações ocorridas no tratamento isotérmico a 370 o C Apresenta-se nas Figuras 5.11 a 5.13, respectivamente para os corpos de prova Y 13, 25 e 75mm, as curvas de variação do dimensional versus tempo. Figura 5.11 Variação dimensional em função do tempo (Y de 13mm). Figura 5.12 Variação dimensional em função do tempo (Y de 25mm). 136

137 Figura 5.13 Variação dimensional em função do tempo (Y de 75mm). Observa-se a dilatação máxima do corpo de prova durante o tratamento isotérmico num tempo de aproximadamente 30, 26 e 33 minutos respectivamente para os corpos de prova Y de 13, 25 e 75mm, ou seja, num tempo aproximado de 30 minutos Apresentação dos resultados dos ensaios mecânicos Apresenta-se, na Tabela V.5, a forma de identificação dos corpos de prova dos ensaios de tração e de impacto. A nomenclatura apresentada será utilizada ao longo do trabalho, sendo: B.F. bruto de fundição; I posição inferior no bloco Y; S posição superior no bloco Y; U.T. corpo de prova usinado e tratado nesta condição e T.U. corpo de prova obtido do bloco Y tratado. Apresenta-se na Tabela V.6 resultados dos ensaios de tração e dureza para o material no estado bruto de fundição e na Tabela V.7 apresenta-se os resultados do ensaio de impacto. Na Tabela V.8 tem-se os mesmos resultados para os corpos de prova tratados na condição de usinados e na Tabela V.9 os resultados para os corpos de prova usinados 137

138 dos blocos já tratados. Nas Figuras 5.14 a 5.18 apresenta-se, respectivamente, em forma de gráfico os dados apresentados nas tabelas V.6, e V.8 a V9. Tabela V.5 Identificação dos corpos de prova dos ensaios de tração e de impacto Ensaios de tração Condição dos corpos de prova Identificação Espessura do bloco Bruto de fundição Condição 1. BF13S 13 BF13I 13 BF25S 25 BF25I 25 BF75S1 75 BF75I2 75 BF75S3 75 BF75I4 75 Usinados e posteriormente UA75S 75 austemperados Condição 3. UA75I 75 UA25S 25 UA25I 25 UA13S 13 UA13I 13 Austemperados e posteriormente AU75I 75 usinados - Condição 4. AU75I 75 AU75S 75 AU75S 75 AU75S 75 AU75S 75 AU25I 25 AU25S 25 AU13I 13 AU13S 13 Ensaios de Impacto Bruto de Fundição Condição 1. BF75I 75 BF25I 25 BF13I 13 Austemperados e posteriormente AU75I 75 usinados Condição 4. AU25I 25 AU13I

139 Tabela V.6 Resultados de ensaios mecânicos no estado bruto de fundição Identificação L.R. (MPa) L.E. (MPa) A (%) Dureza (HB) BF3S 827,0 573,9 8,2 269 BF13I 850,5 583,7 8,1 269 BF25S 780,9 518,9 5,1 266 BF25I 820,1 529,8 8,0 269 BF75S 776,0 507,2 5,4 265 BF75I 777,9 501,3 4,9 263 BF75S 757,0 463,6 3,6 197 BF75I 789,0 474,7 5,6 215 Resistência (MPa) BLOCO Alongamento (%) Figura 5.14 Relação entre limites de resistência ao escoamento e à tração, alongamento e espessura do bloco Y = L.R., Ο = L.E., = A., na condição bruto de fundição. Tabela V.7 Valores para a resistência ao impacto condição bruto de fundição Identificação Resistência ao Impacto J/cm 2 Valor 1 Valor 2 Valor 3 Valor excluído Valor médio BF13I 46,60 53,40 58,30 24,00 52,77 BF25I 49,00 57,80 55,20 44,70 54,00 BF75I 24,80 32,70 31,10 20,80 29,53 139

140 Tabela V.8 Resultados de ensaios mecânicos na condição de tratados na forma usinada Identificação L.R. (MPa) L.E. (MPa) A (%) Dureza (HB) UT13I ,1 270 UT13S ,8 272 UT25I ,6 259 UT25S ,0 257 UT75I ,0 242 UT75S ,2 261 Resistência (MPa) BLOCO Y Figura 5.15 Relação entre limites de resistência ao escoamento e à tração, e espessura do bloco Y = L.R., Ο = L.E., = A para corpos de prova tratados na forma usinada. Alongamento (%) Alongamento (%) Bloco (mm) Figura 5.16 Relação entre o alongamento e a espessura do bloco para corpos de prova tratados na forma usinada. 140

141 Tabela V.9 Resultados de ensaios mecânicos e de dureza para corpos de prova usinados na condição de tratados Identificação L.R. (MPa) L.E. (MPa) A (%) Dureza (HB) TU13I1 1036,0 835,7 07,7 272 TU13I2 1012,0 805,0 09,2 ND TU13S1 0971,2 796,0 05,1 250 TU13S2 0961,0 785,0 07,2 ND TU25I 1035,0 803,0 17,2 253 TU25S1 0940,0 763,0 10,8 251 TU25S2 0991,0 806,0 12,2 ND TU75I1 0846,0 655,0 11,6 209 TU75I2 0856,0 652,0 12,8 224 TU75S3 0874,0 677,0 07,6 209 TU75S4 0883,0 681,0 07,2 228 TU75S5 0817,2 608,0 05,8 218 TU75S6 0890,0 669,4 05,5 219 Resistência (MPa) Bloco (mm) Figura 5.17 Variação do L.R. e L.E. em função da espessura para corpos de prova obtidos de blocos tratados. Y = L.R., Ο = L.E. 141

142 18 16 Não considerado na média Alongamento (%) Bloco (mm) Ausferrita e perlita Figura 5.18 Variação do alongamento em função da espessura para corpos de prova obtidos de blocos tratados Apresentação de resultados de metalografia Apresentação de resultados de macrografias Apresenta-se na Figura 5.19 a seção transversal de cada um dos blocos, condição 2, após preparação metalográfica e ataque com reativo de iodo. Observa-se a mancha escura ao centro do bloco Y de 75mm destacando a região com presença de perlita. Na face oposta deste bloco foi realizado o mesmo procedimento e não apresentou a presença de perlita. 142

143 Figura 5.19 Macrografia da seção transversal dos blocos de 25, 13 e 75mm Reativo de iodo Resultados de micrografias Apresenta-se na Tabela V.10 o resultado de análise metalográfica da forma da grafita realizada em amostras representativas dos blocos obtidos. Apresenta-se a nodularidade, porcentagem relativa do número de grafitas dos tipos I e II em relação às grafitas degeneradas e, o número de esferóides de grafita por área (mm 2 ). segundo a norma ASTM A 247. A matriz metálica verificada no estado bruto de fundição foi predominantemente perlítica, com pequena proporção de ferrita em volta das partículas de grafita, a estrutura chamada olho de boi, o que é ilustrado na Figura A quantidade de carbonetos e microrrechupes manteve-se abaixo de 1%. 143

144 Tabela V.10 Resultados da análise da forma e quantidade da grafita Identificação Nodularidade (%) Número de nódulos/ mm 2 BF13I BF13S BF25I BF25S TU25I TU25S BF75I BF75S UT75I UT75I TU75S TU75S TU75S TU75S µm 10 µm Fig. 5.20a - Nital 3%. Fig 5.20b - Picral Figura 5.20 Micrografia do bloco Y75mm - estado bruto de fundição. Apresentam-se nas fotomicrografias seguintes as microestruturas observadas nas amostras obtidas dos corpos de prova tratados na condição de usinados. A Figura 5.21 ilustra uma amostra obtida do bloco Y de 13mm, a Figura 5.22 a obtida do bloco Y de 25mm e a Figura 5.23 a obtida do bloco Y de 75mm. Verifica-se, numa análise comparativa, textura bastante similar para a matriz ausferrítica nas três condições. 144

145 10 µm Figura 5.21 Micrografia do bloco Y de 13mm tratado após usinagem (UTI) Nital 3%. 10 µm Figura 5.22 Micrografia do bloco Y de 25mm tratado após usinagem (UTI) Nital 3%. 10 µm Figura 5.23 Micrografia do bloco Y de 75mm tratado após usinagem (UTI). Nital 3%. 145

146 Apresentam-se nas fotomicrografias seguintes as microestruturas observadas nas amostras obtidas dos corpos de prova usinados dos blocos tratados. A Figura 5.24 ilustra uma amostra obtida do bloco Y de 13mm (TU13I), a Figura 5.25 a obtida do bloco Y de 25mm (TU25I) e a Figura 5.26 a obtida do bloco Y de 75mm. (TU75I). Verifica-se numa análise comparativa a textura mais refinada para as espessuras de 13 e 25mm para a matriz ausferrítica. As amostras do bloco Y de 75mm apresentaram textura grossa e presença de perlita, com aproximadamente 10% para as amostras TU75I1 e TU75I2; 20% para TU75S3 e TU75S4 e 40% para as amostras TU75S5 e TU75S6. 10 µm Figura 5.24 Micrografia do corpo de prova usinado do bloco Y de 13mm tratado (TU13I). Nital 3%. 10 µm Figura 5.25 Micrografia do corpo de prova usinado do bloco Y de 25mm tratado (TU25I). Nital 3%. 146

147 10 µm Figura 5.26 Micrografia do corpo de prova usinado do bloco Y de 75mm tratado (TU75I2). Nital 3%. A Figura 5.27 ilustra uma amostra obtida do bloco Y de 75mm (TU75S3), uma região sem perlita e, na Figura 5.28 ilustra-se, com menor aumento, uma região com perlita da mesma amostra. Na Figura 5.29 tem-se a microestrutura obtida do bloco Y de 75mm (TU75S5) em amostra que se observou a presença de aproximadamente 40% de perlita. 10 µm Figura 5.27 Micrografia do corpo de prova usinado do bloco Y de 75mm tratado (TU75S5). Nital 3%. 147

148 40 µm Figura 5.28 Micrografia do corpo de prova usinado do bloco Y de 75mm tratado (TUS3). Nital 3%. 40 µm Figura 5.29 Micrografia do corpo de prova usinado do bloco Y de 75mm tratado (TUS5). Nital 3%. 148

149 Resultados de metalografia quantitativa e de medições através dos métodos de indução e magnética e por difração de raios x da porcentagem de austenita Apresenta-se na Figura 5.30 a tela do programa HL IMAGE utilizado neste trabalho. Nota-se na tela duas linhas nas diagonais da imagem, estas linhas foram traçadas para a contagem do número de agulhas na ferrita acicular por unidade de comprimento fixo, designado neste trabalho por N L. Serão apresentados também, resultados de metalografia quantitativa para a proporção de austenita. Figura 5.30 Tela do programa HL IMAGE para análise de imagens. Apresenta-se na Tabela V.10 os resultados de N L e os obtidos para a proporção de austenita processada neste programa. No caso das amostras referentes à condição usinadas de blocos tratados para o bloco Y de 75, não foi determinada a quantidade de austenita por metalografia quantitativa, 149

150 devido à impossibilidade de seleção das regiões desta fase através do software. Com o maior espessamento das agulhas de ferrita, o seu interior tomou tonalidade de cinza insuficiente para separação através do software utilizado. Apresenta-se também na Tabela V.10, resultados obtidos pela medição através do método de indução magnética e do método por difração de raios X. Tabela V.11 Resultados de análises da microestrutura Notas: Identificação Metalografia Difração de Indução magnética quantitativa raios x Posição 1 Posição 2 N L ** % austenita % austenita Leitura no equipamento Ferritscope* BF75I ,0 57,6 BF75S ,9 58,5 UT13I 25,6 22,79 24,8 55,8 54,7 UT13S 25,6 27,40-57,0 54,5 UT25I 22,0 28,14 24,2 57,1 37,4 UT25S 24,4 23,16-56,7 37,2 UT75I 19,6 24,47 25,0 56,9 39,7 UT75S 18,6 25,74-57,2 32,1 TU13I 24,3 26,98 20,0 58,3 55,4 TU13S 24,7 25,90-57,3 56,0 TU25I 22,5 26,74 24,2 59,8 39,0 TU25S 23,1 21,77-58,9* 40,3 TU75I1 14,1-24,8 45,4 40,9 TU75I2 16, ,5 50,8 TU75S3 15, ,2 55,3 TU75S4 14, ,5 60,5 TU75I5 14, ,3 35,4 TU75S6 15, ,1 42,4 * valores médios de 05 medições; ** valores médios de 10 medições; posição 1 região transversal da cabeça do corpo de prova próxima ao raio de concordância; posição 2 região transversal da parte útil do corpo de prova. 150

151 Capítulo 6 Discussão dos resultados Utilização da técnica dilatométrica na análise das transformações de fases Temperatura de austenitização A técnica dilatométrica mostrou-se eficiente na determinação da temperatura de austenitização. As temperaturas determinadas nos três blocos se mostraram muito próximas entre si, o que está de acordo com a literatura uma vez que a composição química é a mesma. Nota-se que as diferentes velocidades de aquecimento devido à variação da espessura não foram suficientes para alterar o valor desta temperatura. Somando-se um sobreaquecimento de 50 o C ao valor determinado de 835 o C para a temperatura de austenitização, pôde-se fixar a temperatura de trabalho em 885 o C. Transformações no resfriamento até a temperatura de austêmpera Durante o resfriamento, após a manutenção na temperatura de austenitização até a temperatura de austêmpera, observou-se uma inflexão na curva próximo à temperatura de 520 o C, na simulação do comportamento do bloco Y 13, conforme pode ser verificado na Figura 5.8. Inflexão similar foi observada na curva obtida para o bloco Y25 conforme pode ser verificado na Figura 5.9, porém, de forma mais evidente. Para auxiliar na discussão deste evento, simulou-se um ciclo com um corpo de prova do bloco Y de 25mm. Este ciclo manteve o aquecimento até a temperatura de austenitização, a manutenção nesta temperatura e o posterior resfriamento até a temperatura de 500 o C, como no ciclo original. A partir de 500 o C promoveu-se um resfriamento brusco, para provocar a têmpera do material, com isto esperava-se congelar a estrutura formada. Apresenta-se na Figura 6.1 a curva obtida. Observouse mais uma vez, por volta de 520 a 530 o C uma inflexão na curva. Na seqüência do resfriamento se observa a expansão relativa à transformação martensítica, indicando os valores aproximados de 193 o C para o início e 88 o C para o fim de transformação martensítica. Então, as amostras analisadas no ensaio dilatométrico foram preparadas para análise metalográfica. Foi possível observar a presença de uma fase acicular na matriz martensítica, com orientação na direção das partículas de grafitas e dos contornos de grão. Esta microestrutura evidencia a fase típica da ferrita acicular observada no ADI Figura 6.2. Conclui-se que as inflexões observadas dizem respeito 151

152 ao início de formação da ferrita acicular, pelo toque na curva de início de formação, durante o resfriamento até a temperatura de austêmpera de 370 o C. Figura 6.1 Curva da variação dimensional versus temperatura. 20 µm Figura 6.2 Microestrutura de ferrita acicular e matriz martensítica. A análise da curva dilatométrica no resfriamento simulando o ciclo para o bloco Y de 25mm, Figura 5.10, mostrou inflexão à temperatura de aproximadamente 640 o C. Esta inflexão deve-se à formação de perlita, como foi verificado na metalografia do corpo de prova obtido do dilatômetro. Esta ocorrência de perlita está de acordo com a macrografia e as análises metalográficas realizadas nos blocos e corpos de prova de 152

153 tração. Este fato reforça a aplicabilidade da técnica dilatométrica. Devido ao resfriamento mais lento no caso do bloco Y de 75mm, certamente a transformação para ausferrita inicia-se durante o resfriamento, em temperaturas mais altas, de maneira mais significativa que nos blocos de menor espessura. O maior espessamento das agulhas observadas nas micrografias relativas ao bloco de 75mm deve estar relacionado a este fato. Apresenta-se na Figura 6.3 a microestrutura obtida no corpo de prova de dilatometria simulando o bloco 75mm, evidenciando a presença de perlita (Figura 6a) e a ausferrita com espaçamento equivalente aos observados nos corpos de prova de tração (Figura 6b). Para comparação, apresentam-se nas Figuras 6.4 e 6.5 as micrografias correspondentes às simulações dos blocos Y de 25 e 13mm respectivamente. 20 µm 10 µm Fig. 6.3 a Fig. 6.3b Figura 6.3 Amostra do corpo de prova de dilatometria obtido da simulação do bloco Y de 75mm. 10 µm Figura 6.4 Amostra do corpo de prova de dilatometria obtido da simulação do bloco Y de 25mm. 153

154 10 µm Figura 6.5 Amostra do corpo de prova de dilatometria obtido da simulação do bloco Y de 13mm. O tempo de aproximadamente 30 minutos observado para a dilatação máxima durante o tratamento de austêmpera, conforme indicados nas Figuras 5.11 a 5.13 parece estar de acordo com as observações de Kovacs (11), que analisa a cinética de austêmpera como ilustrado na Figura 6.6. Segundo Kovacs se o resfriamento for suficientemente rápido, a nucleação de ferrita acontece em E (diferente do presente trabalho em que se verificou a nucleação durante o resfriamento). A matriz total seria transformada de E a T, então, num tempo relativamente curto como pudemos verificar neste trabalho. No entanto, Kovacs comenta que muitos acreditam que a reação de austêmpera poderia ser encerrada neste ponto e isto é um erro, pois no ponto T, o carbono na austenita seria acrescido para valores da ordem de 1,2 a 1,6%, tornando a austenita apenas metaestável. A austenita poderia persistir à temperatura ambiente mas não necessariamente estabilizada. Se o fundido for resfriado à temperatura abaixo da ambiente ou sofrer deformação, como por exemplo na usinagem, a austenita metaestável transformaria em martensita. Segundo Kovacs nenhuma nucleação apreciável de ferrita ocorreria entre T e Y. A ferrita existente cresceria proporcionando condições para acrescer o teor de carbono na austenita para valores da ordem de 1,8 a 2,2%. Nesta situação a austenita se tornaria estável térmica e mecanicamente nas classes 1 e 2 da ASTM. Acredita-se que 154

155 após os trinta minutos observados, iniciou-se o tipo de reação citada por Kovacs entre T e Y. Figura 6.6 Diagrama esquemático do ciclo de tratamento térmico de austêmpera. Na Figura 6.7 confrontam-se as curvas dos ciclos térmicos realizados para os três blocos neste trabalho com curvas TTT obtidas de dois autores diferentes, Faubert (25), curvas mais à esquerda e, Kutsov (48), curvas mais à direita. Faubert estudou a liga com 3,69%C, 1,94%Si, 0,29%Mn, 0,009%S, 0,0017%P, 0,77%Cu, 0,13%Ni e 0,18%Mo. Acima de 575 o C as transformações envolveram formação de ferrita pró-eutetóide e perlita, o que está de acordo com dados apresentados neste trabalho. Verificaram-se produtos aciculares grosseiros próbainita caracterizando o nariz a 475 o C; com o decréscimo abaixo desta temperatura os produtos se tornaram mais refinados, fato também verificado neste trabalho. Kutsov obteve a curva para um material com 3,2%C, 2,4%Si, 0,21%Mn, 0,59%Ni, 0,62%Cu e 0,13%Mo. Foram destacados dois intervalos de temperaturas para a reação de austêmpera, e o C. O primeiro correspondendo à bainita superior e o segundo à bainita inferior. 155

156 Temperatura ( C) mm Faubert - 5% de transformação Kutsov - início de transformação Tempo (s) 75 mm Kutsov- fim de transformação 25 mm Faubert - 50% de transformação Figura 6.7 Confronto das curvas de resfriamento determinadas neste trabalho a curvas TTT obtidas da literatura conforme Faubert (24) e Kutsov (46). Na Figura 6.7 observa-se acordo entre os dados obtidos neste trabalho e os apresentados pelos autores, com a ocorrência de formação de produtos aciculares mais grosseiros durante o resfriamento até a temperatura de austêmpera, tendendo a ser de dimensões próximas para os blocos de 13 e 25mm e mais distantes para o bloco de 75mm, no qual a tendência é a formação de perlita e a continuação da transformação, com ausferrita mais grosseira por toda a matriz Análise dos resultados obtidos no estado bruto de fundição Condição 1 A nodularidade mínima indicada de 90% para o ADI foi praticamente atendida em seu limite mínimo, em média 88 para o bloco Y de 13mm, 90 para Y de 25mm e 87% para Y de 75mm, no entanto, para os corpos de prova da região superior, praticamente todos ficaram abaixo do limite de 90%. Esperava-se com a menor espessura do bloco Y de 13mm seria possível apreciável incremento da nodularidade, o que não aconteceu. O número de esferóides mínimo de 100 por mm 2, foi atendido em média de 107 para o bloco Y de 13mm, 127 para Y de 25mm e ficou muito abaixo para o Y de 75mm, na 156

157 média de 64,5 esferóides/mm 2. Novamente observaram-se valores bem menores para as posições superiores e mais uma vez os blocos de 13mm não atenderam às expectativas. Em se tratando das propriedades mecânicas no estado bruto de fundição, como apresentado na Figura 5.12, os resultados foram satisfatórios com praticamente todos os corpos de prova atendendo às classes de alta resistência da norma ASTM A 536, o que é também justificável pela alta liga com cobre, níquel e molibdênio. Ressalta-se, porém, que estes elementos não têm a função, diretamente, de aumentar a resistência mecânica após austêmpera e sim a de proporcionar a austemperabilidade do material Análise dos resultados obtidos na condição dos corpos de prova tratados na forma usinada Condição 2 Conforme apresentado na Figura 5.13 nota-se que os limites de resistência à tração e ao escoamento apresentam variação pequena em função da espessura do bloco fundido. Verifica-se que o tratamento de austêmpera homogeneiza o material quando comparado com as diferenças observadas no estado bruto de fundição. Nota-se que os resultados obtidos dos corpos de prova dos blocos Y de 25 e 75mm classificam o material nas classes 1 e/ou 2 da ASTM A 897, porém, os menores valores de alongamento observados nos corpos de prova Y de 13mm, associados aos limites de resistência apresentados não enquadram o material em nenhuma classe da ASTM A 897. Dias (2) trabalhando com corpos de prova tratados na forma usinada e obtidos de blocos Y de 13mm obteve resultados de alongamento similares, da ordem de 6%. No presente trabalho, como já comentado, a forma e quantidade de grafitas obtidas nos blocos Y de 13mm não foram mais arredondadas e em maior quantidade que nos demais blocos como seria de se esperar devido à maior velocidade de resfriamento no molde. Apresenta-se na Figura 6.8 a comparação dos valores de limites de resistência à tração e do escoamento antes e após o tratamento, correlacionando estes valores com a espessura do bloco Y. Nota-se que a diferença entre o limite de escoamento e o de resistência á tração para um mesmo corpo de prova diminui após tratamento térmico em relação ao estado bruto, para qualquer espessura. 157

158 Resistência (MPa) Bloco (mm) Figura 6.8 Comparação dos valores de L.R. e L.E., antes e após austêmpera e, relação com a espessura. Legenda: L.R após tratamento; g L.R. antes do tratamento térmico; 0 L.E. após austêmpera e L.E. antes do tratamento Análise dos resultados obtidos na condição dos corpos de prova usinados dos blocos termicamente tratados (Condição 3) Nesta condição não foi possível o atendimento à classe 2 da norma ASTM A 897 que exige alongamento mínimo de 7% e limite de resistência à tração de 1050MPa, embora todos corpos de prova do bloco de 25mm e os das posições inferiores do bloco Y de 75mm, atenderam o mínimo de alongamento para a classe 2 e se enquadraram na classe 1. Novamente foi verificada a dificuldade de se obter o alongamento mínimo no bloco Y de 13mm, sendo obtidos alongamentos similares nos blocos Y de 75mm mesmo com a presença de 40% de perlita. Os valores de resistência apresentam-se similares com leve tendência de diminuição a partir dos blocos de 13mm em relação aos de 25mm. No caso dos corpos de prova obtidos dos blocos de 75mm a queda foi bastante acentuada principalmente para dois deles. Conforme estabelecido pela norma, no bloco Y de 75mm, podem ser obtidos quatro corpos de prova, sendo dois na base -- posição preferencial -- e dois acima 158

159 destes. Observou-se diferença significativa entre os valores obtidos para as diferentes posições. Isto já foi previsto através da técnica de macrografia realizada, na qual foi verificada a presença de perlita na região central. Conclui-se que se obtendo somente dois corpos de prova da base, região preferencial da norma, não se detectaria a presença de perlita e os resultados obtidos não poderiam representar o bloco em toda a sua extensão, muito menos as peças fundidas correlacionadas a estes blocos. Apresenta-se na Figura 6.9 uma comparação dos valores do limite de resistência à tração antes e depois do tratamento térmico. Diferentemente do observado para os corpos de prova tratados na condição de usinados, no presente caso nota-se maiores resistências nos corpos de prova obtidos dos blocos mais finos e resistências decrescentes para os blocos de maiores espessuras Resistência (MPa) Bloco (mm) Figura 6.9 Comparação dos limites de resistência, antes e depois do tratamento térmico, para os três blocos estudados. Legenda: L.R após tratamento; L.R. antes do tratamento; 0 L.E. após austêmpera e L.E. antes do tratamento. O resultado observado na macrografia mostra que para o bloco Y de 75mm, com a composição química utilizada e os equipamentos de tratamento térmico envolvidos, o material não apresentou austemperabilidade suficiente, assim, com a presença de perlita no bloco Y de 75mm, suas propriedades foram prejudicadas. 159

160 Apresenta-se na Figura 6.10 os valores obtidos para o ensaio de impacto antes e após a austêmpera. Observa-se sensível aumento da tenacidade do material, principalmente para a espessura menor, ao contrário que se observou no caso do alongamento. Resistência ao Impacto (J/cm 2 ) 180,00 160,00 140,00 120,00 100,00 80,00 60,00 40,00 20,00 0,00 austemperados brutos de fundição 13 mm 25 mm 75 mm Bloco Y Figura 6.10 Comparação da resistência ao impacto do material antes e após austêmpera. No caso dos corpos de prova ensaiados no impacto a microestrutura dos mesmos foi verificada e não se constatou a presença de perlita, fato justificado pela posição próximo à base do bloco Y de 75mm em que foram usinados. Então, os menores valores de impacto observados se devem apenas à textura mais grossa da matriz ausferrítica. Apresenta-se na Figura 6.11 uma comparação da microestrutura obtida de um dos corpos de prova para ensaio de impacto de cada uma das amostras TU13S e TU75I. 160

161 10 µm 10 µm Fig. 6.11a amostra TU13S Fig. 6.11b amostra TU75I Figura 6.11 Microestrutura dos corpos de prova de impacto Comparação dos resultados obtidos entre corpos de prova obtidos de posições inferiores e superiores Como já discutido em itens anteriores, a norma ASTM, sugere a retirada do corpo de prova do bloco Y em posições perto da base, em contato com a areia e, superior a esta primeira. Em face às observações sobre as divergências entre elas, apresenta-se nas figuras seguintes, uma comparação entre valores obtidos em ambos. Apresenta-se na Figura 6.12 a variação do limite de resistência à tração e nota-se nitidamente a superioridade obtida quando os corpos de prova são ensaiados das posições inferiores. No caso dos corpos de prova obtidos dos blocos já termicamente tratados, a diferença é maior, pois são somadas as diferenças de resfriamento provenientes da condição bruta às das provenientes do tratamento térmico. A parte posicionada na base apresenta condições mais favoráveis de extração do calor. Observa-se no caso do bloco Y de 75mm que as diferenças são menores, acredita-se que a maior massa do mesmo ajuda a minimizar a diferença térmica. 161