OS MECANISMOS DE DESGASTE DO AÇO RÁPIDO AISI M2 NITRETADO A PLASMA 01

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1 OS MECANISMOS DE DESGASTE DO AÇO RÁPIDO AISI M2 NITRETADO A PLASMA 01 Marco Antônio Durlo Tier 02 Telmo Roberto Strohaecker 03 Thomas Bell 04 Michele de Almeida Pessin 05 RESUMO As ferramentas de corte estão sujeitas a uma grande variedade de tensões térmicas e mecânicas em função de suas aplicações. Desta forma a sua estabilidade térmica e resistência ao desgaste são de grande importância, assim como a tenacidade. A nitretação à plasma é efetuada para aumentar a resistência ao desgaste do gume de corte e reduzir a tendência do material usinado em aderir e soldar na face de saída. A superfície enriquecida em nitrogênio oferece menor atrito proporcionando um corte mais fácil em mais baixas temperaturas. Maiores velocidades de corte, considerável aumento na vida da ferramenta e redução nos custos são alcançados deste modo. No presente trabalho o efeito de diferentes processos de nitretação a plasma no aço rápido AISI M2 foram investigados, comparando-se a performance em desgaste e associando-se os mecanismos de desgaste com a microestrutura da camada nitretada. Amostras foram nitretadas em temperaturas entre 450 C e 550 C, tempos entre 0,3 a 2 horas e composição do gás 25% de N 2, balanço H 2. O ensaio de desgaste foi realizado em uma máquina Amsler usando-se a configuração do tipo disco x superfície plana. As amostras nitretadas em temperaturas de 550 C apresentaram lascamento durante os testes de desgaste indicando uma camada frágil, enquanto amostras nitretadas por 1 hora (450 C e 500 C, 25% N 2 ) demonstraram um baixo coeficiente de fricção e reduzido desgaste adesivo. Palavras Chave: Resistência ao Desgaste, Nitretação a Plasma, Aços Rápidos (01) Trabalho a ser apresentado no IV Seminário de Desgaste, São Paulo SP, 20 a 22 de Julho de (02) Doutorando do PPGEM/LAMEF UFRGS (marco@jupiter.demet.ufrgs.br). (03) Professor PPGEM/UFRGS, Osvaldo Aranha 99/610, Porto Alegre, RS (04) Professor, School of Metallurgy and Materials, The University of Birmingham. (05) Aluna de mestrado PPGEM/LAMEF UFRGS.

2 1.0 - Introdução O desgaste em ferramentas de usinagem ocorre devido a acentuada carga normal na superfície de corte e ao deslocamento da peça usinada e cavaco que aplicam esta carga. A ação de corte e fricção presente na superfície de contato elevam a temperatura da ferramenta, acelerando o processo físico-químico associado ao desgaste 01. As tensões normais n são causadas pelas forças normais atuando ao longo da superfícies de saída, do gume cortante e de folga. A tensão de cizalhamento está associada com a adesão e deslizamento. Adicionalmente, o cavaco tende a aderir na ferramenta. Massas estáveis de material de adesão, conhecidas como gume postiço, alteram a geometria da ferramenta, dificultam o corte e aceleram o desgaste. A magnitude da velocidade de corte e da velocidade do cavaco, juntamente com tensão de cizalhamento associada nas interfaces, determinam o conteúdo de energia térmica liberada por unidade de área de contato. Altas taxas de deformação local e o volume de material deformado também liberam uma energia térmica adicional. O alto gradiente de temperatura acarreta que porções da ferramenta estejam em níveis perigosos, bem acima da temperatura geral. Trent 02 reporta a ocorrência de regiões em ferramentas que durante usinagem atingem temperaturas tão altas quanto 950 C. A combinação da temperatura com o estado de tensões, a taxa de deformação e o deslocamento de material, faz da superfície de uma ferramenta um complexo campo de batalhas que disparam os mecanismos de desgaste. A seleção de material, em geral, conduz aos aços rápidos por atender a três requisitos básicos: resistência ao desgaste, estabilidade térmica e tenacidade. Os carbetos na matriz martensítica proporcionam a resistência ao desgaste característica enquanto um grão refinado melhora a tenacidade. A estabilidade térmica é alcançada pela precipitação de finos carbetos na martensita, durante o revenido em temperatura de endurecimento secundário. Essas partículas endurecem o aço por impedir o movimento de discordâncias e a baixa difusão de alguns átomos no ferro, especialmente W e Mo, dificultam a coalescência. A eficiência de uma ferramenta de aço rápido não se altera mesmo quando a temperatura do gume, por efeito do atrito, atinge 550 C. A nitretação é realizada em aços rápidos para melhorar a resistência ao desgaste do gume de corte e reduzir a tendência de adesão do material usinado. A camada nitretada apresenta um reduzido coeficiente de fricção, permitindo então um corte mais suave, em temperaturas menores. Maiores velocidades de corte, considerável aumento na vida da ferramenta e redução de custos são alcançados deste modo. Comparado aos processos tradicionais de nitretação a gás e banho de sais, a nitretação a plasma apresenta algumas vantagens. O tratamento é limpo e não poluente e permite um maior controle do processo pois o monitoramento pode ser realizado unicamente por parâmetros elétricos como corrente e voltagem. Da mesma forma um grande número de parâmetros como composição do gás, temperatura e pressão, permitem produzir camadas com diferentes estruturas. A possibilidade de processar componentes em temperaturas inferiores a 500 C é outra propriedade importante. No processo a plasma os átomos de nitrogênio na atmosfera são ionizados e, sob a influência de um campo elétrico, eles são bombardeados para a superfície de trabalho. Não existe dependência entre a temperatura e nitrogênio ativo. Por essa razão o

3 processo de nitretação a plasma pode ser realizado em temperaturas tão baixas quanto 350 C. O único fator que restringe o uso de temperaturas ainda menores é o grande decréscimo na taxa de difusão do nitrogênio no material tratado. Estudos tem sido efetuados mostrando que a nitretação pode produzir considerável melhora na vida de ferramentas de aços rápidos. Smith 03 reporta que a nitretação a plasma pode aumentar significativamente a performance de machos empregados para trabalhar em aços de baixa dureza, resultando numa redução de torque de 40%. Bejar 04 publicou resultados de um estudo da influência da nitretação a plasma na vida de ferramentas de corte do aço AISI M2 mostrando que o tratamento pode aumentar significativamente a vida de ferramentas operando em corte contínuo e intermitente. Em trabalho anterior 05 conseguiu-se um aumento de 80% na vida de fresas nitretadas enquanto Edenhofer 06 apresenta resultados indicando a melhora da resistência ao desgaste de aços rápidos especialmente em fresas. Estes e outros trabalhos foram efetuados mostrando as vantagens da nitretação a pasma em aços rápidos. Contudo o processo ainda não foi testado extensivamente. Embora existam muitas investigações em aços carbono e ligas binárias de ferro, estudos da microestrutura da camada nitretada, produzida por processos a plasma, em aços alta liga e aços rápidos são raros. O interesse do presente trabalho é o de investigar a performance sob desgaste de aços rápidos plasma nitretados, relacionando a microestrutura da camada com os mecanismos de desgaste. Como existe uma tendência em se formar uma camada frágil, especial atenção é dada para os fatores que ocasionam a fragilização e como evitá-la Procedimento Experimental Material e Amostras O material usado como substrato para o tratamento de nitretação a plasma foi o aço rápido AISI M2. A composição está indicada na tabela 1. As amostras usadas para os experimentos apresentaram uma geometria cilíndrica ( 16mm x 12mm), após usinagem. Antes da nitretação o aço foi temperado a 1200 C e submetido a um duplo revenido de 1 hora cada em 550 C para alcançar uma dureza de HV 0.2 Tabela 1 - Composição química das amostras do aço rápido AISI M2 C Cr Mo V W Si Mn Ni Fe bal Nitretação O tratamento de nitretação foi realizado em um reator comercial a plasma Klockner de 45 kw de potência (fig. 1). As amostras foram desengraxadas em acetona e inseridas em um dispositivo (fig. 2) de modo que somente as faces ficaram expostas durante tratamento, evitando-se o efeito de borda. Para o controle da temperatura utilizou-se uma amostra falsa com a mesma geometria das demais, possuindo um furo no centro onde foi inserido o termopar. O vácuo empregado foi de 0,1 mbar. No aquecimento foi usado somente hidrogênio e, após o material atingir a temperatura de

4 tratamento, o nitrogênio foi adicionado na composição desejada. O resfriamento foi realizado sob atmosfera controlada até uma temperatura inferior a 60 C. O efeito da temperatura e tempo de tratamento foram investigados. As temperaturas empregadas variaram de 450 C a 550 C, tempos de 0,3 até 2 horas, pressão de 4 mbar e composição do gás 25%N 2, balanço H Ensaio de Desgaste O comportamento do aço AISI M2 plasma nitretado foi investigado frente ao desgaste adesivo em um equipamento Amsler com a configuração disco x superfície plana (fig. 3). Os parâmetros do teste foram ajustados de modo a produzir adesão. A adesão resulta em altas tensões de cizalhamento na região próxima a superfície permitindo, desta forma, comparações da tenacidade de camadas nitretadas. O disco usado como par de contato foi usinado de aço En 19 ( AISI 4140) apresentando dureza após têmpera e revenido de 40 HRC. Para o ensaio foram utilizados os seguintes parâmetros: Velocidade: 20 m/s, Carga: 30Kgf, Teste a seco A avaliação do desempenho foi feita através da comparação da perda de peso, coeficiente de fricção e dos mecanismos de desgaste observados em MEV Nanoteste Foi utilizado um modelo Nanotest 300 da Micro Materials. Para as medições, o indentador lentamente penetra a superfície e a aquisição contínua da deformação x carga permite que o módulo de elasticidade e dureza sejam derivados Difração de Raios X Um difratômetro Philips foi empregado usando-se como radiação incidente cromo K. O ângulo de varredura variou de 30 a Metalografia e Microdureza Amostras nitretadas foram seccionadas normal a superfície. Uma eletro-deposição de níquel foi efetuada para evitar arredondamento da borda durante preparação. Após ataque com reativo nital ou picral examinou-se as amostras em microscopia óptica e eletrônica de varredura. A espessura da camada nitretada foi determinada por GDOS Espectroscopia de Emissão óptica por Descarga Incandescente (GDOS) Para determinar o perfil de composição através da camada empregou-se um equipamento Leco GDS-750QDP. Uma área de 4mm de diâmetro foi bombardeada e analisada. Os elementos investigados foram N, C, Fe, W, Mo, V e Cr Microscopia Eletrônica de Transmissão (MET) Foi utilizado um microscópio Jeol 4000 FX 400KV equipado com um detector Link e analisador de raios X AN mais um sistema de perda de energia de elétrons (EELS). Na preparação de amostras o polimento eletroquímico não funcionou de maneira adequada devido a heterogeneidade do aço M2 sendo necessário o emprego de polimento iônico com um equipamento PIPS.

5 12 Figura 01 - Equipamento usado para a nitretação das amostras A B Dispositivo 16 Amostra Figura 02 - Dispositivo para nitretação e Geometria das Amostras (A) Configuração do teste (1) Dispositivo para fixação da amostra (2) Amostra (3) Par de desgaste (B) Disco feito de aço En 19 Figura 03 - Configuração do ensaio de desgaste

6 3.0 - Resultados Difração de Raios X Para as amostras nitretadas por 18 minutos a camada de compostos não foi detectada (fig.4, E 1 ). Na amostra D 3 (450 C/1h) observa-se uma camada monofásica. Em 1 h de tratamento, com o aumento da temperatura de tratamento para 500 C (E 3 ) e 550 C (F 3 ), uma camada polifásica + ' se forma. Maiores temperaturas e tempos mais longos indicam uma maior concentração da fase ' de modo que em amostras nitretadas em 550 C/2 h (F 4 ) observa-se a formação de uma camada monofásica '. Não foi possível identificar picos provenientes da camada de difusão pois uma fase para ser detectada por difração de raios-x deve apresentar uma concentração mínima de 5%. Conforme é verificado na amostra E 1 os picos presentes no espectro são provenientes de carbetos do tipo M 6 C e da martensita. Durante nitretação em 450 C por 1 hora verifica-se a presença do nitreto de ferro devido ao pico proveniente da direção [1 0 0] "d" 2.34 e também devido ao deslocamento do pico da martensita para a esquerda. A martensita revenida apresenta um espaçamento interplanar "d" [1 0 1] de 2.04 enquanto que fase [1 0 1] apresenta um "d" de Assim quando a fase se forma tem-se um deslocamento do pico próximo de 68 resultante da presença de martensita e nitretos de ferro. A presença da fase ' é indicada pelos picos em 63 e 74. A ocorrência da fase ' e a redução da fase também é evidenciada pelo deslocamento do pico [1 0 1] para a direita. Na amostra nitretada em 550 C/2h (F 4 )onde se forma a camada de compostos monofásica ' o pico [101] da martensita está em sua posição original (d = 2.04) Metalografia e Microdureza As figuras 5 e 6 mostram metalografias da seção transversal, em microscópio óptico, das amostras F 3 (550 C/1h) e F 4 (550 C/2h). A profundidade da camada nitretada e a microdureza superficial Vickers estão indicados nas tabelas 2 e Nanoteste A figura 9 apresenta os resultados da nano análise. São apresentadas as curvas para amostra virgem, camada de compostos '-Fe 4 N e -Fe 2-3 N e camada de difusão. Para a realização do ensaio, uma carga é aplicada gradualmente. Após atingir o valor máximo ( 30 mn) a carga começa a ser removida até o valor nulo. Desta forma obtêm-se uma curva com o valor da carga aplicada (abcissa) e da deformação correspondente (ordenada). A curva inferior é proveniente do primeiro estágio (aplicação da carga) e a curva superior do segundo estágio quando a carga é removida gradualmente. Assim a deformação plástica máxima é medida no ponto aonde a curva intercede o eixo das ordenadas. A deformação elástica é obtida pela diferença entre a deformação máxima e a deformação plástica. Após a nitretação ocorre uma redução da deformação máxima assim como do trabalho plástico, enquanto que a deformação no regime elástico aumenta. Observa-se que a camada de compostos e ' apresentam curvas similares enquanto a camada de difusão apresenta os menores valores para a deformação total e deformação plástica.

7 Intensidade M 6C F4 M 6C M 6C M 6C F3 E3 E2 D3 E Theta Figura 04 - Espectro de Raios X (Radiação de Cromo) Fig C, 1hora, 25% N 2 Fig C, 2 horas, 25% N 2

8 Profundidade (nm) Profundidade (nm) Profundidade (nm) Profundidade (nm) Virgem Carga (mn) Camada de Compostos (Fe2-3N) carga (mn) Camada de Compostos (Fe4N) Carga (mn) Camada de Difusão Carga (mn) Fig Resultados do ensaio de Nano Indentações

9 Tabela 2 - Profundidade da Camada Nitretada medida por GDOS Tempo Temperatura 450 C 500 C 550 C 18 min D1 24 m E1 32 m F1 44 m 30 min D2 30 m E2 38 m F2 54 m 60 min D3 36 m E3 57 m F3 77 m 120 min F4 104 m Tabela 3 - Microdureza Superficial Vickers (200 g) Tempo Temperatura 450 C 500 C 550 C 18 min D E F min D E F min D E F min F Ensaio de Desgaste Para uma melhor compreensão os resultados foram divididos em 3 grupos: Grupo I - Amostras nitretadas para possuírem somente uma zona de difusão ou amostras que não foram nitretadas. A adesão foi intensa ( =0.95) como é verificado nas figuras 8, 9 e 10. É interessante ressaltar que a adesão irá resultar em tensões de cizalhamento mais elevadas e maiores temperatura durante usinagem. Grupo II- Amostras nitretadas em altas temperaturas (550 C) a camada apresentou tenacidade inadequada. Lascamentos ocorreram logo após o início do ensaio resultando em uma perda significativa de material das amostras. (fig. 11, 12 e 13). Grupo III - Amostras com camadas de compostos produzidas em baixas temperaturas (450 C e 500 C, 1 h). Nesta condição a tenacidade foi adequada e o baixo coeficiente de fricção ( =0.25) resultou em uma redução significativa do desgaste adesivo (fig. 14 e 15) Os mecanismos de desgaste podem ser melhor compreendidos comparando-se a perda de peso do disco de contato e amostra, depois do ensaio de desgaste (tabela 4). Para amostras não nitretadas ou nitretadas para formar somente a zona de difusão, a adesão foi intensa indicada pela significativa perda de material do disco de contato. A redução de material da amostra não foi significativa devido a transferência de material do disco. Para o caso da amostra sem tratamento houve, inclusive, um leve aumento de peso, indicado pelo sinal (-). Para amostras nitretadas em altas temperaturas (550 C) que resultaram em uma camada frágil, houve uma significativa perda de peso da amostra. Os lascamentos aumentam a rugosidade superficial e, desta forma, elevam o coeficiente de fricção resultando em um perda de peso intermediária no disco de contato.

10 Fig. 8 Amostra não nitretada Fig. 9 Amostra não nitretada Fig. 10 Amostra D 1 Fig. 11 Amostra F 2 Fig. 12 Amostra F 4 Fig. 13 Amostra F 4 Fig. 14 Amostra E 3 Fig. 15 Amostra D 3

11 Os melhores tratamentos de nitretação foram aqueles com a presença da camada de compostos para evitar a adesão e perda de material do disco de contato, e realizada em baixas temperaturas para uma boa tenacidade, evitando assim, lascamentos na amostra. Nesta situação a perda de material na amostra e disco de contato foi relativamente pequena como indicado para as amostras D 3 e E 3. Tabela 4 - Perda de peso da amostra e disco de contato Amostra Perda de Peso (g) Amostra Perda de Peso (g) Amostra Disco Amostra Disco Virgem E D F D F D F E F E Discussão dos Resultados A menor deformação observada para camadas de difusão na Nanoanálise pode ser explicada pela fina precipitação de nitretos de liga, com o conseqüente aumento de dureza. Os finos precipitados impedem o movimento dos planos de escorregamento resultando em uma menor deformação plástica. Da mesma forma com a redução da deformação plástica ocorre a elevação do limite de escoamento. Para a camada de compostos a presença predominante de nitretos de ferro resultou em uma deformação plástica e deformação total superiores as da zona de difusão. No caso da amostra virgem, sem a presença de nitretos precipitados e portanto com um nível de dureza mais baixo, são observados os valores mais elevados de deformação total e plástica. Como conseqüência verificou-se os menores valores para o limite de escoamento. A profundidade e dureza da camada demonstraram não ser determinantes para o comportamento em desgaste. Amostras com a mesmo nível de dureza e espessura da camada apresentaram diferentes comportamentos durante ensaio. As amostras E 2 e D 3 são um bom exemplo para ilustrar essa situação. A presença de uma camada polifásica + ' seria uma possibilidade para explicar a fragilização. Alguns autores 07 reportam que existem elevadas tensões residuais na interface das fases + '. Enquanto a fase apresenta uma célula unitária hexagonal, a fase ' é cúbica 08. Desta forma acredita-se que exista um desajuste entre as duas fases o que resultaria em uma altas tensões residuais na interface resultando em arrancamento da camada durante solicitação. Para o aço M2 a camada de compostos é monofásica após nitretação em 450 C, enquanto tratamentos realizados em 550 C por 1 hora apresentam uma camada polifásica + '. Desta forma a presença de uma camada polifásica em altas temperaturas poderia ocasionar a fragilização. Contudo verifica-se que a amostra E 3 possuindo uma camada polifásica apresentou um resultado satisfatório durante o ensaio de desgaste. Também é observado que a amostra F 4, que

12 apresentou um mecanismo de desgaste frágil resultando na maior perda de peso entre todas as amostras analisadas, possui uma camada monofásica '. Deste modo a presença de uma camada polifásica não é uma explicação suficiente para a fragilização em altas temperaturas. Acredita-se que para componentes que são nitretados por longos tempos, apresentando camadas polifásicas espessas e interfaces bem definidas, possa ocorrer um descolamento da camada durante solicitação. Contudo para o presente caso em que a camada de compostos não possui interfaces bem definidas, a presença de uma camada polifásica não é adequada para explicar a fragilização. Desse modo para um maior esclarecimento sobre a questão, foram nitretadas três amostras com tempos prolongados de tratamento. A primeira em 550 C, 10 h, 25% N 2 a segunda em 500 C,10 h, 25% N 2 e a última em 450 C, 20 h, 75% N 2. A secção transversal das amostras em MEV estão apresentada nas figuras 16 a 21. Uma significante precipitação em contornos de grãos está presente na amostra nitretada em 550 C enquanto para a amostra nitretada em 500 C o nível de precipitação em contornos de grãos é pequeno. Em 450 C, mesmo usando 75% N 2 e 20 horas de tratamento, o nível de precipitação em contornos de grãos é insignificante. Análises WDX da região dos precipitados indicam que eles são ricos em carbono indicando que são carbetos. Da mesma forma análises em microscopia eletrônica de transmissão indicam parâmetros de rede semelhantes ao da cementita. Resultados semelhantes foram observados na nitretação de aços baixa liga 09. Acredita-se que durante a nitretação o nitrogênio desestabilize os carbetos de liga para formar nitretos. Assim, carbono é liberando e, em altas temperaturas, possui suficiente mobilidade para migrar para as bordas de grãos e precipitar como cementita. O carbono liberado atua então como uma força motora para a precipitação. Sob a ação de tensões compressivas, a cementita se forma como um filme contínuo nos contornos de grãos paralelos a tensão compressiva. A fratura intergranular observada nas figuras 22 e 23 para a amostra F 4 nitretada por 2 horas, 550 C, 25% N 2, indica que os contornos de grãos estavam fragilizados após a nitretação. Em baixas temperaturas com a redução da taxa de difusão do carbono e a maior dificuldade de nucleação da cementita (menor energia livre), a precipitação da cementita nos contornos de grãos é dificultada, resultando em uma camada nitretada com maior tenacidade. Ensaios de desgaste adicionais realizados em 400 C apresentaram excelentes resultados confirmando que o uso de baixas temperaturas é indicado para aços rápidos. Os resultados em MET confirmam o que foi exposto anteriormente. Na fig. 24 observa-se que ocorre uma transformação de carbetos durante a nitretação. Na superfície do precipitado surgem agulhas identificadas como nitretos de molibdênio do tipo Mo 16 N 7. A figura 25 apresenta um espectro de difração da martensita na zona de difusão em amostra nitretada em 550 C. Observa-se um espectro duplo com os pontos mais finos provenientes da cementita e os pontos maiores e mais brilhantes resultantes da martensita. Verifica-se, então, que na nitretação em altas temperaturas ocorre a precipitação de cementita não somente nos contornos de grãos mas também nas agulhas da martensita. A formação da cementita foi observada em 550 C mas não foi detectada em 450 C.

13 Fig ºC, 25%N 2 Fig ºC, 25%N 2 Fig ºC, 25%N 2 Fig ºC, 25%N 2 Fig ºC, 25%N 2 Fig ºC, 25%N 2 Fig. 22 Amostra F 4 (550ºC/2h) Fig. 23 Amostra F 4 (550ºC/2h)

14 Figura 24 - Agulhas de Nitretos(Mo 16 N 7 ) formadas na Superfície de um Carbeto Fig Espectro duplo (martensita + cementita) para amostra nitretada em 550 C

15 4.6 - Conclusões A partir dos resultados apresentados verifica-se que com o uso de parâmetros adequados, o tratamento de nitretação é benéfico para o aço rápido AISI M2, indicando potencial para aplicação em ferramentas de corte. Temperaturas de tratamento na faixa de 400 C a 500 C, especialmente as mais baixas, resultaram benéficas enquanto temperaturas de 550 C produziram uma camada frágil. A camada de compostos é efetiva na redução de material em aderir e soldar nas amostras indicando potencial para um corte mais suave em mais baixas temperaturas. Somente a zona de difusão sem a presença da camada de compostos apresenta pequeno efeito em reduzir o coeficiente de fricção. Depois da nitretação em altas temperaturas existe uma precipitação significativa de cementita nos contornos de grãos. Materiais tratados nessa condição falham durante ensaio de desgaste através de uma fratura frágil intergranular. Existe. desta forma, uma forte indicação de que a precipitação nos contornos de grãos exerce uma importante influência no comportamento tribológico do aço rápido AISI M2 nitretado a plasma Referências Bibliograficas (01) Metals Handbook, Ninth Edition, Volume 16 Machining (02) Trent EM, Metal cutting, p e 83, Editora Butterworths. (03) Smith AP and Gane N, The coating of high speed steel by ion nitriding, Australian conference on manufacturing engineering (17-19 August 77), pg (04) Bejar MA and Vranjican N, On the life of an ion nitrided hss cutting tools, Journal of materials processing technology 35 (1992), pg (05) Tier MA, Estudo do Processo de Nitretação em Ferramentas de Aços Rápidos, Dissertação de Mestrado, PPGEM, Março (06) Edenhofer B, Ionitriding of Tools, translate from Frachberichte Fur Oberfla chentechnik, /8, pg (07) Edenhofer B, Physical and metallurgical aspects of ionitriding, Heat treatment of metals pg (08) Jack KH, Iron-nitrogen system: the crystal structures of and phase iron nitrides, Acta Crystallography (1952/5), pg (09) Mridha S and Jack DH, Characterisation of 3% Chromium steel, Metals Science 16 (1982), pg Agradecimentos À empresa Micro Materials, UK pelo uso de equipamentos de Nanoanálise. Os autores Marco Tier e Michele Pessin agradecem a CAPES e CNPq por suporte financeiro para a realização de seus projetos.

16 THE WEAR MECHANISMS OF PLASMA NITRIDED HIGH SPEED STEEL AISI M2 ABSTRACT Cutting tools are subject to widely varying mechanical and thermal stresses according to their application, therefore their thermal stability and resistance to wear are of great importance as, of course, is toughness. Plasma nitriding is carried out on high speed steel (HSS) tools to increase the wear resistance of the cutting edge and to reduce the tendency of the work material to pick-up on the tool. The surface enriched in nitrogen has better slip properties and thus gives easier cutting, resulting in operation at lower temperatures. The possibilities of higher speeds, improvement in tool life and cost savings can be achieved in this way. In the present work the effect of different plasma nitriding processes on the high speed steel AISI M2 have been investigated, comparing the wear performance and the microstructure of the steel. Samples have been nitrided at temperatures between 450 C to 550 C from 18 minutes to 2 hours using a gas composition of 25% of nitrogen, balance hydrogen. The wear test was carried out using an Amsler machine using a wheel-flat type test. The samples nitrided at temperatures of 550 C have shown spalling in wear tests indicating a brittle surface, while the samples nitrided for 1 hour at temperatures of 450 C and 500 C demonstrated reduced friction coefficients and adhesive wear. Key-words: Wear resistance, Plasma nitriding, Tool steel