UNIVERSIDADE PRESBITERIANA MACKENZIE ESCOLA DE ENGENHARIA MESTRADO PROFISSIONAL EM ENGENHARIA DE MATERIAIS PAULO SÉRGIO RIBEIRO

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1 1 UNIVERSIDADE PRESBITERIANA MACKENZIE ESCOLA DE ENGENHARIA MESTRADO PROFISSIONAL EM ENGENHARIA DE MATERIAIS PAULO SÉRGIO RIBEIRO DESENVOLVIMENTO DE UM NOVO AÇO PARA MOLDES DE PLÁSTICO São Paulo 2009

2 2 PAULO SÉRGIO RIBEIRO DESENVOLVIMENTO DE UM NOVO AÇO PARA MOLDES DE PLÁSTICO Dissertação de Mestrado apresentada ao Programa de Mestrado Profissional em Engenharia de Materiais da Universidade Presbiteriana Mackenzie como requisito parcial para obtenção do titulo de Mestre Profissional em Engenharia de Materiais. ORIENTADOR: Prof. Dr. Waldemar Alfredo Monteiro São Paulo 2009

3 3 R484d Ribeiro, Paulo Sergio. Desenvolvimento de um novo aço para moldes de plástico / Paulo Sergio Ribeiro p. : il. ; 30 cm. Dissertação (Mestrado em Engenharia de Materiais) Escola de Engenharia, Universidade Presbiteriana Mackenzie, São Paulo, Orientação: Prof. Dr. Waldemar Alfredo Monteiro. Bibliografia: p Aço P Condutividade térmica. 3.Aço ecológico. 4.Molde de plástico.. II.Título. CDD 672

4 4 PAULO SÉRGIO RIBEIRO DESENVOLVIMENTO DE UM NOVO AÇO PARA MOLDES DE PLÁSTICO Dissertação apresentada à Universidade Presbiteriana Mackenzie como requisito parcial para obtenção do titulo de Mestre em Engenharia de Materiais. Aprovado em BANCA EXAMINADORA Prof. Dr. Jan Vatavuk Universidade Presbiteriana Mackenzie Prof. Dr. Waldemar Alfredo Monteiro Universidade Presbiteriana Mackenzie Prof. Dr. Arnaldo Homobono Paes de Andrade Instituto de Pesquisas Energéticas e Nucleares

5 5 AGRADECIMENTOS Ao Prof. Dr. Waldemar Alfredo Monteiro pela disposição, empenho pessoal, esforço em transmissão de conhecimento e experiência acadêmica, e principalmente, pela observação metalográfica que foram importantíssimos para o desenvolvimento deste trabalho. Ao Msc. Eng. Dante Ribeiro, pelos comentários e sugestões apontadas no decorrer de todo o trabalho. Ao Prof. Rodrigo Magnabosco por comentários de grande importância ao desenvolvimento do estudo. Ao meu colega e técnico em mecânica Everaldo Vitor, pelo empenho na confecção de amostras para ensaio. Varredura. Ao Eng Sérgio Domingos, pelo apoio no início da pesquisa. Ao Prof. Antônio Augusto Couto, pelas fotos tiradas no Microscópio Eletrônico de Ao Prof. Ricardo Alberto Neto Ferreira, e sua equipe (Denise Mercês Camarano, Pablo Andrade Grossi, Odair Miranda, Fabrício Lima Migliorini e Égonn Hendrigo Carvalho Silva), pelos ensaios e resultados que foram de extrema importância para a realização desse estudo. Aos colegas Eng Hudison Libério de Souza, Eng Leonardo Gaspar Rocha e Eng Paulo Sérgio Perez e a todos que de alguma forma contribuíram com esse trabalho. A Prof. Leila no seu precioso auxilio na bibliografia sobre polímeros e na normatização. Ao Prof. Dr. Jan Vatavuk e Prof. Dr. Arnaldo Homobono Paes de Andrade pelas valiosas orientações que aprimoraram o resultado do trabalho.

6 6 O único modo de escapar da corrupção causada pelo sucesso é continuar trabalhando. Albert Einstein

7 7 RESUMO Uma nova liga a base de ferro (aço) para moldes plásticos foi obtida com características melhoradas quando comparada aos materiais usualmente utilizados no mercado. Os materiais, existentes no mercado, usados como referência neste trabalho, também não são indicados para utilização que necessitem acabamentos especiais. Para aplicações de uso restrito ou que requeiram acabamentos especiais, como texturização, por exemplo, outros testes, teriam que ser realizados. Com estas características atingiu-se melhor produtividade do molde, opções de menor custo, dependendo da variação de custo de liga, no mercado internacional, bem como uma redução no consumo de energia na produção das peças, por conta da melhoria da condutividade térmica. Como resultado deste trabalho atingiu-se a manutenção das características mecânicas quando comparado aos aços equivalentes comerciais em uso, obtendo ganho expressivo em condutividade térmica. Também foi obtida a possibilidade de obter-se um aço com estrutura compatível com a aplicações do aço DIN até 600 mm de espessura, com menor adição de elementos de liga. Palavras chave: 1.Aço P Condutividade térmica. 3.Aço ecológico. 4.Molde de plástico.

8 8 ABSTRACT A new iron based alloy (steel) was developed to produce plastic molds focused on reaching improved characteristics when comparing with customary materials usually used on the market. Those materials existing in the market are reference on this work and also aren t indicated for special finishing. For restricts applications or that who needs a special finishing, as photo etching for example, another tests need to be done. The characteristics intend a greater production of the mold as well as a reduction in the energy consume when producing the parts, in order to have a better thermal conductivity result. The result of this work was achieved the maintenance of the mechanical characteristics comparing to equivalents steels in comercial use, and considerable profits concerning thermal conductivity. It was also obteined the possibility to make a steel with compatible structure with the steel DIN aplications up to 600 mm thickness, with lower alloy elements addition Key words: 1. P20 steel. 2.Thermal Conductivity. 3. Ecological Steel. 4.Plastic mold.

9 9 SUMÁRIO I INTRODUÇÃO Objetivo geral Objetivo específico Justificativa REVISÃO DE LITERATURA 14 II Revisão de literatura Tratamento térmico Têmpera Revenimento Fundamentos teóricos Teores de liga Aspecto teórico de aços baixo carbono Microestrutura Martensita Diagrama TRC 31 III MATERIAIS E MÉTODOS Desenvolvimento de ligas para moldes plásticos Obtenção dos lingotes Forjamento Beneficiamento Técnicas de ensaio Tração Dureza Impacto Análise da microestrutura Analise das propriedades térmicas pelo método flash Carbono equivalente Calculo do preço das ligas 47 IV RESULTADOS E DISCUSSÃO Ensaio de tração Ensaio de dureza Dureza com temperaturas de revenimento compatível 52

10 Analise da condutividade térmica pelo método flash Formula teórica do carbono equivalente Comparação de custo Comparação entre desenvolvimentos e referências Comparação entre desenvolvimento 1 e referências Comparação entre desenvolvimento 2 e referências Comparação entre desenvolvimento 3 e referências Comparação entre desenvolvimento 4 e referências Observações microestruturais Microestrutura obtida por MEV(microscopia eletrônica de varredura) MEV (Desenv. 1) MEV (Desenv. 2) MEV (Desenv. 3) MEV (Desenv. 4) MEV (K 2005) MEV (DIMO 42M) 75 V DISCUSSÕES GERAIS 76 VI CONCLUSÃO 77 Referência 78

11 11 INDICE DE FIGURAS Figura 1 Diagrama equilíbrio Fe-C 16 Figura 2 Diagrama Ellingham 23 Figura 3 Diagrama de equilíbrio Fe-C modificado 25 Figura 4 Esquema de uma microestrutura típica dos aços ferramenta e seus principais constituintes (EBNER;LEITNER,1999). 27 Figura 5 Esquema representando o cisalhamento e a superfície associados à formação da martensita (THOMPSON,1983) 30 Figura 6 Curva CCT (K2005) 31 Figura 7 Curva CCT (DIMO 42M). 32 Figura 8 Curva CCT do aço 2311 (LUCCHINI) 32 Figura 9 Curva CCT do aço 2738 (LUCCHINI) 33 Figura 10 Simulação da estrutura do Figura 11 Simulação da estrutura do desenvolvimento Figura 12 Simulação da estrutura do desenvolvimento Figura 13 Simulação da estrutura do desenvolvimento 3 e Figura 14 Aspecto dos lingotes em estado bruto de fusão 38 Figura 15 Forma e dimensões (mm) dos corpos-de-prova de tração 41 Figura 16 Esquema de impressão da esfera no ensaio Brinell 42 Figura 17 Esquema do ensaio de impacto Charpy sem entalhe 43 Figura 18 Dureza Brinell para os diferentes desenvolvimentos 51 Figura 19 Comparativo de revenimento entre todos desenv. e referências Ranking dos 57 Figura 20 Comparativo das curvas de revenimento entre o Desenv. 1 e Refer. 58 Figura 21 Comparativo das curvas de revenimento entre o Desenv. 2 e Refer. 59 Figura 22 Comparativo das curvas de revenimento entre o Desenv. 3 e Refer. 61 Figura 23 Comparativo das curvas de revenimento entre o Desenv. 4 e Refer. 62 Figura 24 Análise Microestrutural ( Microscópio Óptico ) 63 Figura 25 Análise Microestrutural ( Microscópio Óptico ) 64 Figura 26 Análise Microestrutural ( Microscópio Óptico ) 65 Figura 27 Análise Microestrutural ( Microscópio Óptico ) 66 Figura 28 Análise Microestrutural ( Microscópio Óptico ) 67 Figura 29 Análise Microestrutural ( Microscópio Óptico ) 68 Figura 25 Análise Microestrutural ( Microscópio MEV ) 69 Figura 26 Análise Microestrutural ( Microscópio MEV ) 70 Figura 27 Análise Microestrutural ( Microscópio MEV ) 71 Figura 28 Análise Microestrutural ( Microscópio MEV ) 72 Figura 29 Análise Microestrutural ( Microscópio MEV ) 73 Figura 30 Análise Microestrutural ( Microscópio MEV ) 74

12 12 I. INTRODUÇÃO As ferramentas para moldes de plástico são empregadas nos mais variados ramos industriais e para um diversificado número de polímeros (plásticos) os quais apresentam propriedades diferentes como: transparência, tenacidade, rigidez, elasticidade, resistência ao desgaste, opacidade dentre outras. Estes moldes são mais utilizados no processo de injeção onde o polímero encontra-se geralmente no intervalo entre 135 C e 265 C, dependendo da composição e estrutura. As peças moldadas mais comuns são os corpos de eletrodomésticos, de aparelhos eletrônicos, encanamentos (conexões), componentes para indústria automobilística (como painéis e lanternas) além de utilidades domésticas, entre outros. Nos processos usuais de injeção o aço utilizado na construção do molde deverá suportar grandes pressões de fechamento, até toneladas, dependendo da geometria da peça, do número de cavidades (área de injeção) do material a ser injetado e, em muitos casos, deverá resistir à ocorrência de risco em sua superfície polida. Após a injeção, ainda durante a extração da peça do molde, é possível que pequenos resíduos de plásticos se localizem nas regiões de fechamento da matriz, o que poderá, durante o fechamento do molde, para início de novo ciclo de injeção, ocasionar o amassamento dessa região. Este fato levaria as peças a apresentarem defeitos, em forma de rebarbas, pois o plástico passaria a penetrar nessas lacunas causadas pela deformação provocada no molde. Portanto, é importante que o aço possua o mínimo de resistência à compressão, para que a vida útil estimada do molde atenda às exigências de mercado. O acabamento do molde é outro fator importante, pois precisa apresentar um bom polimento. Para tanto, o aço deverá possuir boa isotropia (decorrente da limpeza e homogeneidade obtidas em sua fabricação). Este fator dificulta a usinagem, encarecendo a mão de obra, elevando o custo de energia e de ferramentas necessárias à usinagem para obtenção do molde. Além desses requisitos o aço precisa apresentar uma boa condutividade térmica, com o objetivo de diminuir o tempo no ciclo de injeção, pois o resfriamento da peça plástica, ainda dentro da cavidade do molde, representa aproximadamente 30% do tempo de processo. A consciência ecológica atual exige que todos os fatores ligados à economia de energia, ou recursos para fabricação, tenham a mesma relevância, que os ligados ao custo. Nesse particular, a baixa adição de elementos de liga torna-se importantíssima, pois, além de

13 13 baratear o custo da liga, facilitará a sua reciclagem, por não possuir concentração elevada de nenhum elemento químico que possa ser considerado contaminante residual para o reaproveitamento em corridas de outras ligas. Os aços mais utilizados, para essa finalidade são os da família do aço P20, que são derivados de um aço para construção mecânica. A demanda desses produtos, no Brasil, no ano de 2008 girou em torno de toneladas. Este trabalho apresenta o projeto de um novo aço ferramenta com melhoria de custo, usinabilidade, condutividade térmica, procurando-se manter ou diminuir o carbono equivalente, mas que apresente resistência à compressão compatível com a aplicação e a mínima utilização de elementos de liga OBJETIVO GERAL Desenvolvimento de uma nova liga a ser usada na fabricação de moldes para injeção (AÇO ECOPLAST ), com custo reduzido, ênfase ecológica, sem comprometimento do seu desempenho no maior número de requisitos OBJETIVO ESPECÍFICO Desenvolvimento e caracterização de uma nova liga a base de ferro, visando melhoria de custo, condutividade térmica e diminuição, ou manutenção do carbono equivalente, com a mínima adição de elementos de liga JUSTIFICATIVA O rápido crescimento e a importância adquirida pela indústria de plásticos, causaram uma expansão considerável no desenvolvimento de aços para moldes (COSTA E SILVA; MEI, 1988).

14 14 Sensíveis economias na produção de peças e moldes de aço podem ser observadas com a diminuição de paradas para reparo, com decréscimo de rejeitos de ferramentas após o tratamento térmico (devido à distorções, trincas, dentre outros) (COSTA E SILVA; MEI, 1988). Além disso, torna-se importante acrescentar que, a troca de ferramentas pode ser um trabalho longo e difícil, causando atrasos na produção. Nesse contexto a facilidade de usinagem e conseqüente rapidez na construção do molde, a facilidade de reparo (soldabilidade) e a não necessidade de tratamento térmico são fatores importantíssimos (BLASS, 1988; COSTA E SILVA; MEI, 1988). Estes fatores levam a economia de recursos indo de encontro aos ideais ecológicos atuais. Neste contexto, o desenvolvimento de uma nova liga levando em conta todos estes fatores, torna-se necessário METODOLOGIA O desenvolvimento do tema proposto foi realizado por meio de pesquisa bibliográfica cuja função é ajudar a entender melhor quais as propriedades e necessidades gerais dos aços para moldes em estudo. As normas que foram utilizadas seguiram a normalização ABNT, SAE e ASTM a que for aplicada a cada caso, segundo procedimento usual no mercado em foco. A partir da determinação de quatro ligas experimentais e de seus tratamentos térmicos, com dados de experiência do dia a dia, e com o auxilio do software AC3 (foi utilizado o mesmo tratamento térmico utilizado no mercado com temperaturas de austenitização e revenimentos já definidos), foi feita toda a parte experimental com produção de quatro lingotes, pelo Instituto de pesquisas tecnológicas (IPT), com as ligas alternativas, procedeu-se o forjamento, tratamento térmico, ensaios mecânicos (tração e impacto), foi realizada a medição da condutividade térmica pelo Centro de Desenvolvimento de Energia Nuclear (CTDN) em Belo Horizonte (MG) realizou-se a observação metalográfica de todas as etapas com utilização de microscopia óptica na indústria Aços Especiais Piratini (AEP) e em laboratório da Universidade Presbiteriana Mackenzie. Os resultados foram obtidos da comparação dos resultados dos ensaios, e realizados gráficos que facilite o entendimento de tal comparativo.

15 15 II. REVISÃO DE LITERATURA Para execução do trabalho obteve-se catálogos e livros técnicos de bibliotecas conceituadas, como, por exemplo: Mackenzie, ABM(Associação Brasileira de metalurgia e materiais), FEI (Faculdade de Engenharia Industrial) e também publicações internacionais de trabalhos técnicos. Todo esse levantamento foi pautado levando-se em consideração a experiência acumulada em 40 anos de trabalhos no setor de assistência técnica em aços para moldes de plástico do autor desse trabalho. Como o objetivo do trabalho é desenvolver uma liga com algumas vantagens tanto técnicas como de custo sobre as já pré-existentes no mercado necessário fez-se comparar com os dados técnicos pré-existentes e as possíveis tentativas anteriores ao trabalho na mesma direção. A conclusão foi obtida a partir da compilação de todos os dados práticos e técnicos obtidos em laboratório e da avaliação do comportamento de ligas e tentativas possíveis no mercado normal nos dias de hoje TRATAMENTO TÉRMICO É dado o nome de Tratamento Térmico, para o conjunto de operações de aquecimento e resfriamento, a que são submetidos os aços sob controle de tempo, temperatura e atmosfera, objetivando alterar suas propriedades ou características mecânicas e estruturais, em função de suas aplicações. Os tratamentos que serão dados maior destaque serão o de Têmpera e Revenimento.

16 16 Figura 1: Diagrama de equilíbrio Fe-C. Fonte(CHIAVERINI,1977). Para se chegar aos resultados dos estudos, uma das ferramentas iniciais foi o diagrama de equilíbrio Fe-C (figura 1). Não se trata, a rigor, de diagrama de equilíbrio estável. De fato, se assim fosse, não deveria ocorrer qualquer mudança de fase com o tempo; verificou-se, entretanto, que, mesmo em ligas Fe-C relativamente puras (isto é, com baixo teor de elementos residuais) mantidas durante anos a temperaturas elevadas (da ordem de 700 C) o Fe 3 C pode-se decompor em ferro e carbono, este último na forma de grafita. Rigorosamente, pois, o diagrama Fe-C deve ser considerado de equilíbrio metaestável (estado fora do equilíbrio que pode persistir durante um tempo muito longo)(callister,2006); o equilíbrio estável Fe-grafita no diagrama Fe-C (figura 1) é representado pelas linhas pontilhadas, logo acima das linhas PSK, SE e ECF. O ponto A corresponde ao ponto de fusão do ferro puro, isto é 1534 C e o ponto D, ainda impreciso, ao ponto de fusão do Fe 3 C.

17 17 A partir do estudo do diagrama Fe-C na formação de fases e microestrutura, visou-se, com a adição balanceada de elementos de liga, a obtenção de propriedades específicas através destes constituintes microestruturais TÊMPERA Consiste no resfriamento rápido do aço de uma temperatura superior à sua temperatura crítica (mais ou menos 50 C acima da linha A¹ para hipereutetóide) em um meio com óleo, água, salmoura ou mesmo ar, com o objetivo de obtenção de uma estrutura chamada martensítica, tendo como resultado dessa operação, sob o ponto de vista de propriedades mecânicas, o aumento do limite de resistência à tração do aço e também da sua dureza. Também resultam da têmpera a redução da ductilidade, da tenacidade e o aparecimento de apreciáveis tensões internas. Esses inconvenientes são atenuados ou eliminados pelo revenimento (CHIAVERINI,1977) REVENIMENTO É o tratamento térmico que normalmente acompanha a têmpera, pois elimina a maioria dos inconvenientes produzidos por esta, além de aliviar ou eliminar as tensões internas, corrige as excessivas dureza e fragilidade do material, aumentando sua ductilidade e resistência ao choque. Esta fase do tratamento térmico de ferramentas é uma das que menor atenção recebe, sendo, porém, de extrema importância. A formação da martensita, durante a têmpera, cria grandes tensões na ferramenta, diminuindo a plasticidade do aço à temperatura ambiente (tenacidade). Uma regra prática diz que: deve-se proceder ao revenimento assim que as ferramentas possam ser seguras com as mãos desprotegidas. O objetivo do revenimento, além de transformar a martensita em martensita revenida, menos tencionada, é também transformar em parte ou totalmente a austenita que porventura ainda não tenha se transformado em martensita (austenita retida). Portanto, após o primeiro revenimento, é normal a presença simultânea de martensita revenida e não revenida na estrutura da ferramenta. A martensita não revenida oriunda da transformação da austenita retida, novamente gera perda de tenacidade. Por este motivo, muitas vezes, há a necessidade

18 18 de um segundo ou terceiro revenimento. Concluí-se, portanto, por este quadro, que para um processo de têmpera correto é necessário à utilização de pelo menos dois fornos em seqüência imediata, pois com um único forno o tempo de redução da temperatura de têmpera para o de revenimento, seria muito grande, correndo-se o risco de trinca nas ferramentas. Vale lembrar, que o revenimento é obrigatório sempre que o constituinte resultante do tratamento térmico for a martensita. - Conforme a temperatura de revenido verifica-se as seguintes transformações: - Entre 25 C e 100 C - ocorre segregação ou uma redistribuição do carbono em direção a discordâncias; essa pequena precipitação localizada do carbono pouco afeta a dureza. O fenômeno é predominantemente em aços de alto carbono. - Entre 100 C e 250 C - às vezes chamado 1 estágio d revenido ocorre precipitação de carboneto de ferro do tipo épsilon, de fórmula Fe 2-3 C, e reticulado hexagonal; este carboneto pode estar ausente em aços de baixo carbono e de baixo teor em liga; a dureza Rockwell começa a cair, podendo chegar a Entre 200 C e 300 C - às vezes chamado de 2 estágio do revenido ocorre transformação austenita retida em bainita; a transformação ocorre somente em aços-carbono de médio e alto teor de carbono; a dureza Rockwell continua a cair. - Entre 250 C e 350 C às vezes chamado de 3 estágio do revenido forma-se um carboneto metaestável, de fórmula Fe 5 C 2 ; quando ocorre, essa transformação verifica-se em aços e alto carbono; a estrutura visível ao microscópio é uma massa escura, que era chamada troostita, denominação não mais utilizada; a dureza Rockwell continua caindo, podendo atingir valores pouco superiores a Entre 400 C e 600 C - ocorre uma recuperação da subestrutura de discordância; os aglomerados de Fe 3 C passam a uma forma esferoidal, ficando mantida uma estrutura de ferrita fina acicular; a dureza Rockwell cai para valores variando de 45 a Entre 500 C e 600 C somente nos aços contendo Ti, Cr, Mo, V, Nb, ou W, há precipitação de carbonetos de liga, a transformação é chamada de endurecimento secundário ou 4 estágio do revenido. - Entre 600 C e 700 C ocorre recristalização e crescimento de grão; a cementita precipitada apresenta a forma nitidamente esferoidal; a ferrita apresenta forma equi-axial; a estrutura é freqüentemente chamada esferoidita e caracteriza-se por ser muito tenaz e de baixa dureza, variando de 5 a 20 Rockwell C.

19 19 Pelo que acaba de ser exposto, percebe-se que a temperatura de revenido pode ser escolhida de acordo com a combinação de propriedades mecânicas que se deseja no aço temperado FUNDAMENTOS TEÓRICOS É importante que o aço possua um mínimo de resistência à compressão, para que a vida útil estimada do molde atenda às exigências de mercado. Outro fator importante é o acabamento do molde, que precisa apresentar um bom polimento. Para tanto, o aço deverá possuir boa isotropia (decorrente da limpeza e homogeneidade obtidas em sua fabricação). Este fator dificulta a usinagem, encarecendo a mão de obra, elevando o custo de energia e de ferramentas necessárias à usinagem para obtenção do molde. A usinagem seria facilitada com a adição de impurezas na produção do aço como o enxofre, por exemplo, o que prejudicaria, na mesma proporção, o polimento, a tenacidade e a resistência do material (COSTA E SILVA; MEI, 1988). Como há necessidade potencial de reparos, no molde, seja durante o processo de fabricação ou durante sua vida útil, torna-se importante que o aço (contendo carbono equivalente o mais baixo possível) apresente boa soldabilidade (HONEYCOMBE, 1996) isto, posteriormente, será detalhado no capitulo cujo tema é carbono equivalente. A consciência ecológica atual exige que todos os fatores ligados à economia de energia, ou recursos para fabricação, tenham a mesma relevância, que os ligados ao custo. Nesse particular, a baixa adição de elementos de liga torna-se importantíssima. Atualmente, os aços mais utilizados, para essa finalidade, são os da família do aço P20, que ganharam mercado há cerca de 60 anos nos EUA e são derivados de uma classe de aços para construção mecânica, conhecido como SAE 4135 (COSTA E SILVA; MEI, 1988). A demanda desses produtos, no Brasil, no ano de 2008 girou em torno de 5000 ton.

20 TEORES DE LIGA Os aços propostos foram estudados e elaborados focando o menor consumo de elementos de liga possível para obtenção e melhoramento do máximo de suas propriedades, entre elas polimento, resistência mecânica e condutividade térmica. Focando em um novo conceito de aço ecológico onde inclusive o seu reaproveitamento em futuras fusões será facilitado em comparação com outros aços utilizados amplamente no mercado para a mesma finalidade, conforme mostra a tabela 1. Foram considerados, para a soma de liga, os elementos: C, Si, Mn, Cr, Ni, Mo, Cu e V, quando mencionados pelo fabricante como pertencentes na liga, ou ainda por serem os que mais afetam o carbono equivalente, ou por estarem presentes como, por exemplo, o silício acima do nível residual normal (até 0,40%) nos aços atuais, para essa finalidade (moldes). O Si, apesar de não ser considerado um resíduo indesejável, durante a fusão, dada à sua relativamente fácil oxidação durante o processo, e não possuir um custo significativo na liga, além de não influir muito no carbono equivalente, ele muda propriedades, elevando o limite de escoamento, diminuindo a tenacidade, condutividade térmica e usinabilidade. Os elementos residuais só foram considerados, mais adiante, sem interferirem no calculo do carbono equivalente, ai então pela média dos certificados de análise. O elemento químico declarado pelo fabricante como participante da liga obriga a adição do mesmo, o que interfere com a conclusão deste trabalho. Para construção da tabela número 1 foram utilizados uma média de 3 certificados de analise de cada material em corridas diferentes.

21 21 Tabela 1 - Aços utilizados amplamente no mercado comparado, com as ligas em desenvolvimento, pelo percentual de liga. Material (nome comercial ou norma) Percentual em massa de elementos de liga com carbono Percentual em massa de elementos de liga sem carbono Desenvolvimento 1 3,31 2,98 KEYLOS ,50 3,07 DIMO 42M 3,60 3,18 SP300 3,65 3,39 Desenvolvimento 2 4,10 3,74 Desenvolvimento 3 (AÇO ECOPLAST ) 4,49 4,10 KEYLOS ,54 4,10 Desenvolvimento 4 4,85 4,47 SP400 4,97 4,65 KEYLOS ,27 5,02 KEYLOS ,66 5,23 AISI H13 8,99 8,60 AISI ,06 14,68 Como pode-se notar na tabela 1 os desenvolvimentos 1, 2 e 3 estão entre os de menor concentração de elementos de liga, que é o objetivo deste trabalho no quesito. Quando se pensa no percentual de liga, deve-se analisar, separadamente, os elementos químicos de alto ou baixo poder contaminante na elaboração de corridas de aço (fundições). É considerado de alto poder contaminante aquele elemento químico presente na sucata que, durante a fundição, não pode ser removido, pois para se realizar este intento se oxidaria (ou queimaria) o Fe presente no banho antes de oxidar o elemento em questão. Em contrapartida os baixos contaminantes são aqueles que oferecem mais facilidade para serem removidos (oxidados). Essa dificuldade ou facilidade de reação química é estabelecida pela lei de Gibbs, definida pela equação de Richardson: G = - RT ln p o2 Onde: G = Energia livre de Gibbs R = Constante universal dos gases T = Temperatura p o2 = Pressão parcial de Oxigênio

22 22 Conforme a 2ª Lei da termodinâmica (GASKELL,1940) em que as transformações ocorrem no sentido de aumentar a entropia e considerando apenas os casos onde se têm reagentes e produtos nos respectivos estados padrão, exceto o oxigênio, pode-se dizer que o potencial de oxigênio é função de dois parâmetros: Temperatura. Sistema que realiza o trabalho de expansão. Portanto, se for construído um gráfico de potencial de oxigênio em função da temperatura para diversos sistemas, duas informações podem ser obtidas: Variação do potencial de oxigênio de cada sistema com a temperatura. Comparação entre as capacidades dos sistemas de abaixar a pressão de oxigênio, ou seja, comparação entre as afinidades dos diversos elementos pelo oxigênio. Foi observado que a variação do potencial de oxigênio de qualquer sistema com a temperatura é aproximadamente uma linha reta. Esse gráfico é visto na figura 2 e foi construído para os sistemas mais importantes para os processos metalúrgicos. Esse gráfico recebe o nome de diagrama Ellingham. Deve-se observar que cada linha é traçada para um sistema envolvendo um mol de oxigênio. O diagrama Ellingham também permite comparar a afinidade dos elementos pelo oxigênio. Para os elementos onde essa afinidade é grande, a pressão de equilíbrio do oxigênio é baixa e o potencial de oxigênio será um valor grande com sinal negativo. Esses elementos se encontram na parte inferior do diagrama e seus óxidos são os mais estáveis. Á medida que se caminha para parte superior do diagrama, decresce tanto a afinidade pelo oxigênio quanto a estabilidade do óxido. O diagrama de Ellingham é de interesse quando se pensa na redução de óxidos para produção de metais. Facilmente se observa no diagrama, que a variação do potencial de oxigênio de qualquer sistema com a temperatura é aproximadamente uma linha reta para cada elemento em oxidação, e que as retas que aparecem mais altas no gráfico representam os elementos de maior dificuldade de oxidação. Fica evidente, por exemplo, que o Ni e Cu oxidariam depois do Fe (vide figura 2).

23 23 Figura 2: Diagrama Ellingham. Fonte: GASKELL,1940.

24 24 Para uma análise de cunho ecológico dois pontos devem ser considerados: Primeiramente, o mínimo de utilização dos elementos químicos de alto poder contaminante de corrida. Em segundo, o grau de dificuldade ou de energia que será necessário para a remoção daqueles elementos considerados removíveis como, por exemplo, o cromo. Este último como se pode perceber no diagrama de Ellingham, vai ter sua oxidação muito mais próxima da temperatura em que o ferro inicia sua própria oxidação (ou queima), ou seja, no auge da oxidação do cromo, durante o processo siderúrgico, iniciará a oxidação de quantidades consideráveis de Fe, o que tenderá a reduzir o rendimento metálico, diferentemente de outros como Mn ou Si. Portanto, ao mesmo tempo em que essa temperatura (mais elevada) torna a sua remoção mais difícil do ponto de vista energético, facilitará a oxidação do próprio Fe pela proximidade da temperatura de sua oxidação. Nesse contexto as ligas de desenvolvimentos 1, 2 e 3 situam-se sempre entre as de menor poder contaminante ao se comparar com as referências existentes no mercado, como se pode ver na tabela 2. Tabela 2 - Percentual de liga com potencial contaminante.

25 ASPECTOS TEÓRICOS DE AÇOS BAIXO CARBONO Lembrando que os aços em estudo encontram-se com composição de carbono na faixa entre 0,3 e 0,4%, quando em alta temperatura tem-se uma mistura hipoeutetóide de ferrita praticamente sem carbono e austenita com a composição eutetóide, representada pela linha vermelha,na figura a seguir (Fig. 3). Figura 3: Diagrama de equilíbrio Fe-C modificado. Fonte : (CHIAVERINI, 1977). Abaixo da temperatura eutetóide, a ferrita permanece, mas a austenita se transforma em perlita. O que se espera é encontrar ilhas (grãos) de perlita com sua estrutura lamelar embebida em ferrita.

26 26 Com resfriamentos convenientes ter-se-á a formação de martensita nestes aços, estes recozimentos e tratamentos térmicos objetivam alterar a mistura estável da cementita e ferrita, com isso pode-se manter dureza da martensita e a ductilidade dos aços baixo carbono. Um posterior revenimento pode melhorar esse conjunto de propriedades. A presença de carbono móvel na austenita na temperatura escolhida neste trabalho ainda irá formar cementita e ferrita, assim têm-se partículas de cementita em ferrita-α com um menor tamanho de grão pela manutenção da estrutura de grão pequeno da martensita. A presença de finas partículas Fe 3 C dificulta o movimento de defeitos cristalinos pela matriz, por exemplo, discordâncias. Todos estes tratamentos térmicos irão colaborar em uma combinação excelente de resistência, dureza e tenacidade para o aço em estudo. Assim resfriamentos rápidos até temperatura intermediária e seguido de resfriamento lento produz ainda outra característica na mistura de Fe 3 C (ferrita) + α (bainita) MICROESTRUTURAS Aços ferramenta, de uma maneira geral, são fornecidos pelos fabricantes na condição recozido e aplicados, posteriormente, o tratamento de têmpera e revenido. O fornecimento dos aços ferramenta como recozido (dureza na faixa de 180 a 230HB) se justifica pela facilidade de se conformar e usinar os mesmos neste estado. A aplicação dos aços ferramenta após a seqüência de tratamentos como austenitização, têmpera e revenido, se baseia na necessidade destes materiais resistirem aos fenômenos de desgaste, presentes nas operações envolvendo ferramentas. Já, no caso, dos aços para moldes, é usual o fornecimento de materiais pré-tratados (pré-temperados), normalmente entre 300 e 400 HB, dependendo da liga e da aplicação. Tanto para os materiais recozidos como para os prétratados é importante analisar-se algumas características da formação micro-estrutural destes aços. Os mais relevantes elementos presentes nos aços ferramenta são a matriz metálica, os finos precipitados nela presentes e as partículas duras, também envolvidas pela matriz.

27 27 A matriz é responsável pela maior fração volumétrica da microestrutura, sendo esta normalmente martensita revenida. Já os precipitados finos, são normalmente constituídos por carbonetos complexos finamente dispersos com tamanho observável apenas através de técnicas que envolvem microscopia eletrônica de transmissão. Estes precipitados em geral são coerentes com a matriz, destacando-se os carbonetos de endurecimento secundário. As chamadas partículas duras apresentam tamanhos que podem estar contidos entre 0,1 a 100 µm, sendo diretamente responsáveis pela resistência ao desgaste e pela queda nas propriedades como ductilidade e tenacidade dos aços ferramenta. Os carbonetos MC, M 2 C, M 6 C, M 7 C 3 e M 23 C 6 são os exemplos de partículas duras, onde M representa um elemento de liga metálica. A figura 4 apresenta, de forma esquemática, os principais elementos microestruturais presentes nos aços ferramenta temperados e revenidos. Precipitação de carbonetos (pró-eutetóides) Precipitados Matriz Contorno de grão da martensita Discordâncias 50 nm 10 µm Carbonetos (Partículas duras) Contorno de grão da martensita Figura 4 Esquema de uma microestrutura típica dos aços ferramenta e seus principais constituintes (EBNER;LEITNER,1999).

28 28 A tabela 3 apresenta uma relação entre os elementos principais constituintes da microestrutura dos aços ferramenta. Tabela 3 - Elementos constituintes da microestrutura dos aços ferramenta e suas propriedades. Constituinte Matriz Metálica (Martensita revenida) Precipitados Finos e Discordâncias Partículas duras e Precipitados pró-eutetóide Propriedades Relacionadas - Tenacidade - Dureza - Fonte de C para endurecimento secundário - Fixar e estabilizar precipitados duros - Dureza - Resistência ao desgaste - Resistência ao revenido - Resistência ao desgaste - Dureza Observa-se pela tabela 3 e figura 4 que o desenvolvimento de novas ligas de aços ferramenta, passa por uma otimização dos seus principais constituintes microestruturais, com o objetivo de se alcançar às propriedades específicas para uma dada aplicação CONSTITUINTES DO AÇO Martensita será a microestrutura que dará embasamento às diferenças relativas à resistência mecânica e tenacidade entre os dois materiais em estudo, porém existem mais alguns microconstituintes, a saber: a) AUSTENITA (ferro γ): nos aços comuns, só é estável acima de 720ºC, possuí boa resistência mecânica e apreciável tenacidade. Não é magnética, como exemplo dessa estrutura estável a temperatura ambiente o AÇO INOX AISI 304 é o mais comum. b) FERRITA (ferro α): baixa dureza, baixa resistência à tração, excelente resistência ao choque e elevado alongamento.

29 29 c) CEMENTITA (carboneto de ferro Fe 3 C): muito dura, quebradiça, é responsável pela elevada dureza e resistência de aços de alto carbono, assim como a sua menor ductilidade. d) PERLITA: é a mistura mecânica de 88% de ferrita mais 12% de cementita, suas propriedades mecânicas são intermediárias entre a martensita e a ferrita, cuja dureza é a função direta da sua espessura interlamelar. e) BAINITA: a microestrutura da bainita consiste nas fases ferrita e cementita; dessa forma, processos de difusão estão envolvidos na sua formação. A bainita se forma como agulhas ou como placas, dependendo da temperatura da transformação; os detalhes microestruturais da bainita são tão finos que só se consegue fazer a sua resolução com o auxilio de um microscópio eletrônico (CALLISTER,2006), essa microestrutura tem propriedades idênticas, senão mesmo superiores, as das estruturas martensiticas revenidas, ao evitar-se a formação direta da martensita, eliminam-se os inconvenientes que essa estrutura apresenta quando obtida pela tempera direta e que são somente eliminadas pelo revenimento(chiaverini,1977). No caso particular dos aços, a martensita é o produto do resfriamento rápido da austenita, caracterizando a transformação de fase pela não presença da difusão atômica. O resfriamento rápido é necessário para justamente prevenir a decomposição da austenita por processo difusional, formando produtos como a ferrita e a perlita. Isto significa que sob determinadas taxas de resfriamento, os átomos de carbono podem se difundir fora da estrutura austenítica (cúbica de face centrada) quando esta lentamente se transforma em ferrita (cúbica de corpo centrada). Esta transformação da austenita para ferrita ocorre através do processo de nucleação e crescimento, sendo dependente do tempo. Com um significante aumento na taxa de resfriamento, o carbono não possui tempo suficiente para se difundir, embora átomos de ferro tenham se movimentado. A estrutura resultante, neste caso, não se transforma em cúbica de corpo centrada, uma vez que o carbono fica preso na solução. A estrutura resultante chamada martensita, estrutura esta supersaturada de carbono, responsável pela alta resistência mecânica, associada à alta dureza e resistência ao desgaste. Tais características são atribuídas à mencionada estrutura supersaturada de carbono, bem como à fina condição que se apresenta à subestrutura desta fase.

30 30 A transformação martensítica inclui ainda vários aspectos como geometrias resultantes, estruturas cristalinas unitárias e subestruturas, aspectos estes que variam conforme a composição química do aço em questão. A martensita se forma por mecanismo de cisalhamento representado na figura 5, a qual traz os mais relevantes aspectos desta transformação (THOMPSON,1983). Região de acomodação Superfície distorcida da martensita Superfície original da austenita Espinha de peixe Plano de hábito Martensita Figura 5 Esquema representando o cisalhamento e a superfície associados à formação da martensita (THOMPSON,1983). As setas verdes da figura 5 indicam a direção do cisalhamento no plano que a transformação se iniciou. O cisalhamento resulta numa rotação do plano vertical original da fase austenítica precursora, característica importante da transformação martensítica.

31 DIAGRAMAS TRC (Transformação por Resfriamento Contínuo) (em inglês: CCT- Continuous Cooling Transformation). As estruturas comentadas acima podem ser previstas e induzidas segundo a análise das curvas TRC de cada material, a seguir será mostrado as curvas nas figuras: 6, 7, 8 e 9 dos respectivos materiais: KEYLOS 2005, DIMO42M, 2311 e Materiais esses comuns e largamente distribuídos no mercado, as figuras 6 e 7 foram simuladas pelo software AC3 uma vez que os fornecedores não as disponibilizam no mercado e as figuras 8 e 9 foram extraídas de catálogos técnicos largamente distribuídos pelas empresas que distribuem o produto no mercado. Figura 6: Curva TRC (K2005).

32 32 Figura 7: Curva TRC do aço DIMO 42M. Figura 8: Curva TRC do aço KEYLOS 2311 (LUCCHINI).

33 Figura 9: Curva TRC do aço 2738 (LUCCHINI). 33

34 34 III. MATERIAIS E MÉTODOS DESENVOLVIMENTO DE UMA LIGA PARA MOLDES Para o desenvolvimento, em escala laboratorial, de uma nova liga para aplicação em moldes de injeção, foram definidas quatro composições químicas para serem avaliadas neste desenvolvimento, sendo uma composição química base mais três variações. Para chegar-se a conclusão dessas ligas utilizou-se o software AC3, um software aberto, determinístico(baseado em equações de natureza empírica) criado em l987 por uma empresa americana de fabricação de fornos(david Brown Gear) que tem como principal objetivo a previsão do percentual estrutural ( após tratamento térmico)a partir de uma liga hipotética, aliada a parâmetros pré estabelecidos de tratamento térmico. O software começa calculando as curvas TRC com base em composição química e tamanho de grão austenitico. Para uma dada temperatura de austenitização e geometria da peça o software calcula as curvas de resfriamento de 20 pontos entre a superfície(sf) e o núcleo(core). Após a sobreposição dessas curvas o software prevê o percentual microestrutural. Tomemos por exemplo as figuras 10 a 13, a seguir: Figura 10: Simulação da estrutura do aço 2311.

35 35 Figura 11: Simulação da estrutura do desenvolvimento 1. 12: Simulação da estrutura do desenvolvimento 2.

36 36 Figura 13: Simulação da estrutura do desenvolvimentos 3(AÇO ECOPLAST ) e 4. A partir de várias simulações chegou-se às estruturas presentes nas figuras 10 a 13. Durante a produção e distribuição de mais de 2000 t de aço 2311 em espessuras até 600 mm(não é usual a fabricação de aço 2311 acima dessa espessura) verificou-se que nunca ocorriam problemas de polimento ou mesmo texturização (em inglês:photo Etching) quando a estrutura presente era homogeneamente formada por martensita revenida, bainita ou um mix das duas, desde que, com a dureza dentro de uma faixa estreita (não variando mais do que 20HB), os problemas ocorriam sempre que o mix estrutural apresentava uma variação que envolvesse a presença de concentrações de fases ou microestruturas com durezas muito díspares tais como: ferrita, perlita e austenita retida. Isso influenciava, tanto no polimento como no processo de texturização. Daí tomou-se como base de partida a estrutura de referencia do aço 2311 com 600 mm de espessura. O cuidado tomado foi que mix de fases como ferrita e austenita retida, bem como estruturas perlíticas fossem evitadas. O objetivo seguido foi o de obter-se a maior quantidade de martensita e de bainita em toda a seção, pois através de um controle de tempo de revenimento, para cada espessura que o material possuir, pode-se obter homogeneidade de dureza, o que será fundamental para o resultado do acabamento (polimento e textura) do futuro material.

37 37 Ou melhor, através do controle da temperatura do revenimento no núcleo do bloco ou barra, objetivando manter-se as propriedades da bainita no núcleo, consegue-se igualar a dureza em toda seção da barra, uma vez que o núcleo, neste tipo de material, facilmente atinge valores acima de 360 HB, como a faixa de dureza fica entre 290 e 320 HB, controlando-se o revenimento nesse material, dificilmente se cria não homogeneidade, assim, respeitando-se o tempo de encharque, para que não se exagere no revenimento do núcleo,o que mudaria as propriedades da bainita presente, e procurando-se homogeneizar toda seção da barra, o comportamento final de isotropia poderá ser alcançado. A experiência, em campo, do autor desse trabalho demonstra que as diferenças entre uma bainita, mesmo superior, e a martensita revenida, embora existam, não são perceptíveis em um polimento, a olho nú, por mais apurado que ele seja, persistindo apenas diferenças relativas a processos de fabricação e não estruturais, a citar por exemplo o processo ESR (Electroslag Remelting) que conferiria ao acabamento do material uma ausência muito grande ou quase total de segregações, ou se existissem, seriam uniformemente distribuídas pela liga, isto sim podendo interferir no polimento, como no caso das lentes ( exemplo de polimento óptico) que não é relevante nesse estudo. As diferenças estruturais oriundas de uma bainita superior e uma martensita revenida são imperceptíveis no polimento, mesmo com observações em baixo aumento ou lupa. Portanto, partindo de 600 mm de espessura no aço 2311 procurou-se materiais que pudessem apresentar, segundo o software AC3, maior espessura possível dentro de uma estrutura correspondente após o tratamento térmico. Para o desenvolvimento 1 chegou-se a uma espessura de 140mm, no desenvolvimento 2 chegou-se a 255 mm e para os desenvolvimentos 3 (AÇO ECOPLAST ) e 4 chegou-se a uma espessura de 760 mm, ou seja, previu-se que a temperabilidade equivalente dessa liga seria compatível com a do aço 2311 com 600 mm de espessura, portanto, com um ganho estimado de 160 mm de possibilidade de fabricação. No caso do desenvolvimento quatro a presença do cobre foi motivada para medir-se a diferença de condutividade térmica em relação as desenvolvimento 3 (AÇO ECOPLAST ).

38 OBTENÇÃO DOS LINGOTES Foram produzidos pelo Instituto de Pesquisas Tecnológicas (IPT) quatro lingotes fundidos sob vácuo conforme a composição química definida. A tabela 4 apresenta os resultados da análise química dos desenvolvimentos. Os elementos em amarelo foram alterados em relação a materiais utilizados no mercado de injeção para moldes plásticos. Na figura 14 podem ser vistos os lingotes no estado bruto de fusão. Tabela 4: Composição química, em massa, dos desenvolvimentos. Figura 14: Aspecto dos lingotes em estado bruto de fusão.

39 FORJAMENTO Os lingotes, com seção quadrada de 100 mm, foram forjados na AÇOS ESPECIAIS PIRATINI (AEP) localizada em Charqueadas RS, na mesma temperatura utilizada para o aço DIN , obtendo-se barras de seção quadrada de 50 mm BENEFICIAMENTO Após o forjamento, as barras foram beneficiadas para adequação da dureza e da microestrutura. O tratamento térmico foi realizado no laboratório metalúrgico da AEP. Os parâmetros utilizados estão apresentados na tabela 5. Tabela 5: Parâmetros utilizados na têmpera das amostras. Pode-se notar diferenças nas temperaturas utilizadas para revenimento: 620 C (Desenv. 1), 640 C (Desenv. 2 e Desenv. 4) e 650 C (Desenv. 3). Esse procedimento foi adotado devido a variação dos teores de liga, e partindo de simulações no software AC3 que levaram em conta a dureza final objetivada no mercado (290 à 320HB) para evitar ficar abaixo da faixa estabelecida foram escolhidas temperaturas que levassem a durezas ligeiramente acima ou no pico da faixa. As variações obtidas são oriundas a partir de somatórias de desvio, tais como: tolerância de liga na fundição em comparação com a média utilizada no software AC3, tolerância de massa dos corpos de prova e tolerância de temperatura.

40 TÉCNICAS E ENSAIOS UTILIZADOS Os ensaios de dureza foram realizados seguindo a norma ASTM E45. Todos os corpos-de-prova passaram pelo ensaio de dureza Brinell (HB), como não foi utilizado nenhum tipo de tratamento superficial não se fez necessário extrair durezas na escala Vickers. Vale salientar que os resultados obtidos correspondem a média de 3 pontos obtidos. O ensaio de dureza Brinell para este tipo de material, que possui resistência mecânica, porém com uma boa variação de microestrutura, é o mais indicado, já que a esfera da impressão gera uma média da região resultando em uma dureza, já outras durezas gerariam uma variação muito grande por serem mais suscetíveis à variação da dureza decorrente de tais microestruturas. Os ensaios de tração foram realizados seguindo a norma ASTM E8M. Os ensaios de impacto foram realizados mesmo não sendo o objetivo principal do trabalho, seguindo a norma ASTM E23. Para as medidas de tamanho de grão e inclusões utilizaram-se as normas ASTM E112 e ASTM E45. Micrografias realizadas por microscopia óptica foram obtidas no Laboratório de Metalografia da Universidade Presbiteriana Mackenzie e por microscopia eletrônica de varredura no IPEN (Instituto de Pesquisas Energéticas e Nucleares). Para o ensaio metalográfico, os corpos de prova foram embutidos, polidos e passaram pelo ataque Nital. Foram utilizados os aumentos de 50x, 100x, 200x e de 500x. As propriedades térmicas foram obtidas pelo método FLASH LASER e foi realizada no Laboratório de Medição de Propriedades Termofísicas de Materiais do Centro de Desenvolvimento da Tecnologia Nuclear (CTDN). Este método consiste na aplicação de um pulso de energia radiante na face de uma amostra em forma de disco, registrando o transiente de temperatura na face oposta. O valor da difusividade térmica é computada a partir da espessura da amostra e do tempo requerido para o aumento da temperatura na face oposta atingir um dado percentual de valor máximo. O calor específico é calculado a partir da energia absorvida, da diferença máxima de temperatura na face oposta, da espessura e da densidade da amostra. O valor da condutividade térmica é obtido pelo produto da difusividade pelo calor específico e pela densidade do material.

41 41 Para a medição de difusividade térmica por meio do Método do Flash de Laser, as amostras foram elaboradas no formato de um disco com diâmetro de 8 mm (tolerância: +0,000, -0,050), e espessura de 2,5 mm. O valor exato da espessura para a determinação da difusividade foi medido com micrômetro de resolução de 0,001 mm. O disco tem faces paralelas e com bom acabamento em suas superfícies. Para se fazer medições de calor específico por Calorimetria Diferencial Exploratória (em inglês: Differential Scanning Calorimetry DSC) utilizaram-se amostras do aço com aproximadamente 10 miligramas. Foi necessário também, utilizar também pequenos fragmentos (aproximadamente 10 miligramas) do mesmo aço de cada amostra. A densidade foi medida pelo método do empuxo, que é uma simplificação do "Método de Penetração e Imersão com Xilol", desenvolvido no Centro de Pesquisas da Kraftwerk Union em Erlangen (Alemanha). Não houve necessidade de se impregnar as amostras com xilol, já que as amostras não possuíam porosidade aberta. A condutividade térmica k foi então calculada multiplicando-se a difusividade α pela densidade ρ e pelo calor específico Cp (k = α. ρ. Cp) ENSAIO DE TRAÇÃO Os corpos-de-prova para ensaio de tração (três peças para cada aço estudado) foram confeccionados segundo a norma ASTM E 8M. A figura 15 mostra o desenho do corpo-deprova utilizado neste trabalho. Os ensaios foram realizados em uma máquina servo-hidráulica MTS, modelo M, à temperatura ambiente. Foram determinados o limite de escoamento, o limite de resistência à tração e o alongamento percentual dos materiais.