UNIVERSIDADE FEDERAL DE SANTA CATARINA CURSO DE GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA DE MATERIAIS DEISE REBELO CONSONI

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1 UNIVERSIDADE FEDERAL DE SANTA CATARINA CURSO DE GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA DE MATERIAIS DEISE REBELO CONSONI ESTUDO DA POROSIDADE SUPERFICIAL E DO COMPORTAMENTO TRIBOLÓGICO DE AMOSTRAS DE FERRO PURO SINTERIZADOS POR PLASMA Florianópolis 2006

2 UNIVERSIDADE FEDERAL DE SANTA CATARINA CURSO DE GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA DE MATERIAIS DEISE REBELO CONSONI ESTUDO DA POROSIDADE SUPERFICIAL E DO COMPORTAMENTO TRIBOLÓGICO DE AMOSTRAS DE FERRO PURO SINTERIZADOS POR PLASMA Trabalho de graduação apresentado ao Curso de Engenharia de Materiais da Universidade Federal de Santa Catarina como parte dos requisitos para a obtenção do título de Engenheiro de Materiais. Orientador: Prof. Aloísio Nelmo Klein, Dr. Ing. Co-orientador: Henrique Cezar Pavanati, Dr. Eng Florianópolis 2006

3 DEISE REBELO CONSONI ESTUDO DA POROSIDADE SUPERFICIAL E DO COMPORTAMENTO TRIBOLÓGICO DE AMOSTRAS DE FERRO PURO SINTERIZADOS POR PLASMA Este Trabalho de graduação foi julgado adequado para a obtenção do título de Engenheiro de Materiais e aprovado em sua forma final pelo Curso de Graduação em Engenharia de Materiais da Universidade Federal de Santa Catarina. Comissão Examinadora Prof. Dylton do Vale Pereira Filho, M. Sc. Coordenador Prof. Aloísio Nelmo Klein, Dr. Ing. EMC/UFSC Orientador Prfª. Ana Maria Maliska, Dr. Eng EMC/UFSC Prof. Dylton do Vale Pereira Filho, M.Sc. EMC/UFSC

4 Ficha Catalográfica Consoni, Deise Rebelo, Estudo da porosidade superficial e do comportamento tribológico de amostras de ferro puro sinterizados por plasma / Deise Rebelo Consoni f. : il. color. ; 30 cm Orientador: Aloísio Nelmo Klein. Co-Orientador: Henrique Cezar Pavanati. Trabalho de conclusão de curso (graduação) Universidade Federal de Santa Catarina, Curso de Engenharia de Materiais, Sinterização por plasma 2. Metalurgia do pó. 3. Tribologia 4. Desgaste abrasivo. I. Klein, Aloísio Nelmo. II. Universidade Federal de Santa Catarina. Curso de Engenharia de Materiais. III. Título.

5 Dedico este trabalho a minha família que é o alicerce da minha vida e ao Marlus, que durante todo este período sempre me incentivou, me deu carinho e atenção.

6 AGRADECIMENTOS Ao professor Aloísio Nelmo Klein pela orientação no trabalho, e pelo apoio e incentivo, também ao Co-orientador Henrique Cezar Pavanati e ao Cristiano Binder, pelas várias informações, experiências e conhecimentos, repassadas a minha pessoa. Ajudandome a aumentar minha experiência na linha de formação, meus sinceros agradecimentos. Um agradecimento em especial aos colegas de trabalho Gisele Hammes, Misleine A. de Castro e Patrícia Bodanese Prates que estiveram sempre muito presente ajudando-me nos momentos necessários. Ao Professor Joel Muzart (in memória) por acreditar nesse trabalho, por estar sempre incentivando e dedicando-se à pesquisa. Aos todos os colegas e professores do LabMat e LCM, que souberam dar a sua parcela de contribuição, a presença de vocês foi indispensável. A EMBRACO por viabilizar a parceria com a Universidade Federal de Santa Catarina possibilitando a realização deste trabalho. Em especial ao Sr. Roberto Binder. Ao Laboratório de Tribologia e Materiais da Faculdade de Engenharia Mecânica da Universidade Federal de Uberlândia, na pessoa do Prof.º Daniel Biasoli, pelo apoio nos ensaios tribológicos.

7 RESUMO Uma das características dos materiais produzidos pela Metalurgia do Pó (MP) é a presença de poros residuais. Em especial, os poros superficiais têm uma influência prejudicial na resistência à corrosão e fadiga, assim como na resistência ao desgaste, quando os componentes são usados sem lubrificação. A fim de se obter componentes com melhores propriedades superficiais, diversas técnicas alternativas, baseadas na tecnologia de plasma estão sendo estudadas, dentre as quais se podem citar a sinterização em cátodo para modificação da porosidade superficial. Neste trabalho os componentes produzidos por MP, foram sinterizados em um reator a plasma em regime de descarga luminescente anormal. Utilizaram-se amostras compactadas com partículas com diâmetro na faixa de 20 a 200 μm (tamanho médio de 100 μm) e partículas fracionadas com diâmetro médio menor 45 μm. Os estudos foram realizados a fim de avaliar a influência do bombardeamento iônico e do tamanho de partícula na porosidade superficial e no comportamento tribológico. A título de comparação, o mesmo ciclo de sinterização foi realizado no método convencional em forno resistivo. As micrografias da superfície das amostras sinterizadas foram obtidas através de microscopia eletrônica de varredura (MEV) com detector de elétrons retro-espalhados (BSE). A quantificação da porosidade foi realizada usando imagens binarizadas em um programa de analise de imagem. As amostras foram avaliadas topograficamente em um interferômetro a laser. Os ensaios de desgaste abrasivo foram realizados em um equipamento de microabrasão do tipo esfera livre. Os resultados mostraram que a energia de bombardeamento e o tamanho de partícula do pó influenciam na porosidade superficial e na topografia da superfície. Em termos gerais, pode-se dizer que aumentando a energia de bombardeamento e/ou diminuindo o tamanho de partícula a porosidade superficial diminui. No entanto, essa modificação não influenciou os valores médios do coeficiente de atrito aparente e nos valores do coeficiente de desgaste.

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9 ABSTRACT The presence of residual pores is an inherent characteristic of parts produced by Powder Metallurgy (PM). Especially, surface contacting pores have a detrimental influence on the corrosion and fatigue resistance, as well as wear property, when components are used without lubricant. In order to obtain components with improved properties, several alternative techniques, based on plasma technology have been studied. Surface porosity of plain iron could be modified by using plasma sintering. In this work, components produced by PM were sintered on a plasma reactor in the presence of an abnormal glow discharge. Two samples were produced using particles with different range size. One set of samples were produced with the full range of size of the powder ( μm) with mean diameter of 100 μm. Another set of samples were produced using fractioned powder, with particle size fewer than 45 μm. Studies were carried out in order to evaluate the influence of ion energy bombardment and the particles size, on the surface porosity and tribological behaviour. The same cycle was carried out on the resistance furnace as reference. Surface micrographs of the sintered samples were obtained by using a scanning electron microscope (MEV) using back-scattered electron detector (BSE). The porosity was measured by using a binarized image with image analysis software. The surface topography was characterized with a laser interferometer and the abrasive wear tests in a free ball micro-abrasion tester. The results have showed that of ion energy bombardment and the particles size, influence on the surface porosity and consequently on the surface topography. It could be affirmed that increasing the ion energy bombardment and/or decreasing the particle size, the surface porosity decreases. It was observed, however, that this surface modification had no influence on the apparent friction coefficient as well as on the wear coefficient.

10 SUMÁRIO 1 INTRODUÇÃO OBJETIVO GERAL DO ESTUDO OBJETIVOS ESPECÍFICOS DO ESTUDO REVISÃO DA LITERATURA METALURGIA DO PÓ ENGENHARIA DE SUPERFÍCIE TÉCNICAS DE SINTERIZAÇÃO TEORIA DO PLASMA TOPOGRAFIA DE SUPERFICIE RUGOSIDADE - Ra RUGOSIDADE - Rq PERCENTUAL DE APOIO - Tp DESGASTE ABRASIVO PROCEDIMENTO EXPERIMENTAL CARACTERIZAÇÃO DA MATÉRIA PRIMA MISTURA E COMPACTAÇÃO DOS PÓS DE FERRO SINTERIZAÇÃO SINTERIZAÇÃO POR PLASMA SINTERIZAÇÃO EM FORMO DE AQUECIMENTO RESISTIVO CARACTERIZAÇÃO DAS AMOSTRAS DE FERRO PURO SINTERIZADAS CARACTERIZAÇÃO POR MICROSCOPIA ELETRÔNICA DE VARREDURA CARACTERIZAÇÃO TOPOGRÁFICA ENSAIO DE DESGASTE RESULTADOS E DISCUSSÕES CARACTERIZAÇÃO DA POROSIDADE SUPERFICIAL TOPOGRAFIA DA SUPERFICE COEFICIENTE DE ATRITO E POTENCIAL DE CONTATO DESGASTE ABRASIVO CONCLUSÕES SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS BIBLIOGRAFIA... 36

11 ÍNDICE DE FIGURAS Figura 2.1 Classificação das técnicas de engenharia de superfície segundo Bhushan e Gupta [8], ampliada e adaptada Figura 2.2 Curva característica corrente-tensão dos regimes de descargas elétricas, modificado de [13]... 7 Figura 2.3 Regiões de interesse no plasma e distribuição de potencial entre os eletrodos numa descarga luminescente anormal [15]... 7 Figura 2.4 Linha média do perfil de rugosidade Figura 2.5 Rugosidade Rq Figura 2.6 Definição da superfície de sustentação Tp Figura 3.1 Morfologia do pó de ferro (a) 200x (b) 400x Figura 3.2 Curva de compressibilidade do pó de ferro HD Figura 3.3 Aparato experimental utilizado no processamento de sinterização por plasma [11] Figura 3.4 Desenho esquemático da variação da tensão na fonte utilizada para sinterização e variação da média aritmética da tensão [11] Figura 3.5 Interferômetro a laser utilizado para a caracterização topográfica das amostras Figura 3.6 (a) Esquema de funcionamento da microabrasão e (b) Aparelho de microabrasão Figura 4.1 Amostra verde (a) pó fino e (b) pó grosso Figura 4.2 Amostras Sinterizadas em forno convencional (a) pó fino e (b) pó grosso Figura 4.3 Amostras Sinterizadas (a) 400 V pó fino e (b) 400 V pó grosso Figura 4.4 Amostras Sinterizadas (a) 500 V pó fino e (b) 500 V pó grosso Figura 4.5 Amostras Sinterizadas (a) 600 V pó fino e (b) 600 V pó grosso Figura 4.6 Amostras Sinterizadas (a) 700 V pó fino e (b) 700 V pó grosso Figura 4.7 Variação da porosidade superficial em função da condição de sinterização e tamanho das partículas Figura 4.8 Representação dos pontos de ativação em um compactado (a) pó com menor numero de pontos de ativação (b) maior números de pontos de ativação [26] Figura 4.9 Topografia de uma amostra sinterizada obtida por interferometria a laser Figura 4.10 Percentual de apoio (Tp) Figura 4.11 Amostra sinterizada a 400 V (a) e amostra sinterizada a 700 V (b) Figura 4.12 Rugosidade média (Ra) Figura 4.13 Rugosidade geométrica (Rq) Figura 4.14 Valores médios do coeficiente de atrito aparente dos ensaios tribológicos em função da condição de sinterização e tamanho de partícula Figura Valores médios do potencial de contato dos ensaios tribológicos em função da condição de sinterização e tamanho de partícula...erro! Indicador não definido. Figura Coeficientes de desgaste abrasivo médio em função da condição de sinterização e do tamanho do pó... 32

12 ÍNDICE DE TABELAS Tabela 3.1 Especificações do pó de ferro Tabela 3.2 Composição química do pó de ferro puro HD177 da Höganäs do Brasil Ltda Tabela 3.3 Escoabilidade, densidade aparente e densidade a verde Tabela Condições de sinterização por plasma na configuração cátodo a 1150 ºC por 30 minutos.18

13 1 INTRODUÇÃO A fabricação de componentes pela metalurgia do pó é um processo conhecido a centenas de anos. O estudo desta tecnologia vem apresentando um acentuado aumento nas últimas décadas devido ao seu elevado potencial estratégico de fabricação de peças de pequeno porte. Este crescente interesse pela metalurgia do pó é função de sua produção econômica em série, e a vantagem de obter peças acabadas muitas vezes sem a necessidade de operações de usinagem posteriores. Neste sentido, novas tecnologias estão sendo desenvolvidas e empregadas com objetivo de melhorar a produtividade e/ou a qualidade dos componentes produzidos por esta técnica [1]. A quantidade de poros presente no material sinterizado e o tamanho dos mesmos possui uma grande influência sobre suas propriedades. Componentes sinterizados são normalmente mais susceptíveis ao desgaste, corrosão e fadiga do que os materiais fabricados por fundição, conformação ou usinagem [1], [2]. Geralmente estes componentes são usados em situação de deslizamento relativo onde a presença de porosidade provoca a redução intrínseca da resistência, em conseqüência, da capacidade de carga. Além disso, essa porosidade pode ainda afetar os mecanismos de desgaste atuantes na superfície das peças sinterizadas. Somente em alguns casos certa quantidade de poros pode ser benéfica ou ainda requerida, dependendo do tipo de aplicação do componente [3]. Técnicas alternativas para sinterização vêm sendo estudas atualmente para melhorar a propriedades dos materiais sinterizados. Dentre as varias técnica utilizadas pode-se destacar o processo de sinterização por plasma, desenvolvido recentemente no LabMat-UFSC [4]. O presente trabalho utiliza tal técnica para, além de sinterizar, produzir modificação superficial causada pelo bombardeamento íons, átomos/moléculas e neutros rápidos.

14 2 1.1 OBJETIVO GERAL DO ESTUDO Avaliação da porosidade superficial e caracterização tribológica de ferro puro sinterizado via plasma comparando com amostras sinterizadas em formo resistivo. 1.2 OBJETIVOS ESPECÍFICOS DO ESTUDO Variar a energia de plasma, a fim de estudar a influência do bombardeamento iônico na porosidade superficial de amostras de ferro puro compactadas; Analisar o efeito do tamanho de partícula na porosidade superficial; Estudar o efeito da densificação superficial na topografia de superfície, no coeficiente de atrito e no desgaste abrasivo das amostras sinterizadas por plasma.

15 2 REVISÃO DA LITERATURA 2.1 METALURGIA DO PÓ O processo de fabricação denominado metalurgia do pó (MP) é um ramo da metalurgia que pode ser definida como a ciência e a tecnologia de produzir pós metálicos e utilizá-los para a produção de materiais maciços com geometria definida [5]. O processo de MP consiste na obtenção de pó metálico e na sua transformação, através de etapas importantes como a compactação e o tratamento de sinterização em temperaturas abaixo do ponto de fusão do metal base, resultando em produtos de alta precisão e propriedades desejadas. A técnica de metalurgia do pó vem sendo utilizada pelo homem há séculos, porém sob o ponto de vista industrial, a obtenção de peças sinterizadas é recente, se comparada com outros processos metalúrgicos. Os principais avanços ocorreram no início do século XX, com o domínio dos processos de fabricação de pós por redução e eletrólise. O desenvolvimento experimentado pela metalurgia de pó nos anos 70 permitiu um aumento no desempenho da MP, oferecendo um melhor controle da microestrutura, homogeneidade da composição e materiais com propriedades mecânicas em níveis iguais (ou frequentemente melhores do que) aos produtos obtidos por fundição ou conformação mecânica. Alguns fatores econômicos contribuem para que, atualmente, a MP venha sendo utilizada em larga escala, tais como, o número reduzido de operações na produção da peça acabada em relação a outros processos e o aproveitamento quase total da matéria prima. O processo da MP é largamente empregado para produzir peças e componentes, onde suas superfícies estão sujeitas ao contato por deslizamento e/ou rolamento, tais como mancais de deslizamento, engrenagens, excêntricos, eixos, e partes de compressores, etc. [6].

16 4 Uma das características dos materiais produzidos pela MP que os diferencia dos materiais obtidos por outros processos de fabricação é a presença de poros residuais. Os percentuais volumétricos de poros residuais, bem como tamanho e forma dos mesmos influenciam o comportamento mecânico dos componentes sinterizados. Em especial, os poros que estão em contato com a superfície têm uma influência prejudicial na resistência à corrosão e fadiga, assim como na resistência ao desgaste. Para resolver esse problema, são usados tratamentos de engenharia de superfície, tais como endurecimento superficial. Neste contexto, os componentes produzidos por metalurgia do pó são submetidos a operações secundárias com o objetivo de se aumentar o seu desempenho tribológico. Como o desempenho tribológico dos componentes depende das propriedades das superfícies ou próximas desta, a engenharia de superfície é uma área de atuação conveniente para melhorar o desempenho dos componentes sinterizados. Dentre os tratamentos de engenharia de superfície utilizados há o tratamento de modificação superficial por plasma, que será o estudado neste trabalho. 2.2 ENGENHARIA DE SUPERFÍCIE A engenharia de superfícies é uma área da engenharia atual especializada em técnicas que possibilitam modificar o comportamento do material em pequenas profundidades, sendo uma alternativa para melhorar o comportamento de peças que trabalham em condições de desgaste. Basicamente existem dois objetivos comuns no uso da engenharia de superfície para aplicações tribológicas: o aumento da resistência ao desgaste e a modificação do comportamento ao atrito. Ambos podem ser alcançados simultaneamente através da engenharia de superfície. Estas mudanças de comportamento mecânico superficial são ocasionadas pela alteração das características estruturais ou da composição das superfícies das peças e componentes de engenharia. [7]. A figura 2.1, apresentada originalmente por Bhushan e Gupta [8] e completada por Bozzi [9], mostra uma classificação das principais tecnologias da engenharia de superfície. A principal diferença entre as tecnologias que se aplicam em engenharia de superfície são as que envolvem os recobrimentos e as modificações superficiais.

17 Figura 2.1 Classificação das técnicas de engenharia de superfície segundo Bhushan e Gupta [8], ampliada e adaptada. 5

18 6 As tecnologias de superfície também podem ser classificadas como tecnologias de primeira e segunda geração. [10] Na primeira geração estão inclusos os vários processos tradicionais aperfeiçoados, como: tratamentos termoquímicos, técnicas modernas tais como PVD, CVD, aspersão térmica, além de tecnologias híbridas. Enquanto que a segunda geração, também conhecida como engenharia de superfície duplex, compreende as técnicas que envolvem a aplicação seqüencial de duas ou mais tecnologias de engenharia de superfície de primeira geração para produzir um compósito superficial. O presente trabalho visa avaliar o efeito tribológico, da modificação superficial obtida através da sinterização via plasma. 2.3 TÉCNICAS DE SINTERIZAÇÃO O processo de sinterização necessita de calor para sua efetivação, sendo convencionalmente realizado em forno resistivo. No entanto, com objetivo de melhorar o desempenho do processo, assegurando retração uniforme, homogeneidade e densificação próxima a teórica (quando necessário), as técnicas alternativas de sinterização de pós cerâmicos e metálicos foram desenvolvidas. [11] As principais técnicas alternativas são: Spark Plasma Sintering, (SPS), Selective Laser Sintering (SLS), Microwave Sintering (MS) e Sinterização por Plasma em descarga DC. 2.4 TEORIA DO PLASMA Em qualquer temperatura diferente do zero absoluto um gás possui um certo número de moléculas ou átomos ionizados e elétrons livres. Estas partículas carregadas íons ou elétrons estão presentes com átomos neutros; e, acima de determinada concentração, alteram as propriedades do gás, podendo mover-se através deste sob a influência de um campo elétrico. Nestas condições, um gás, é dito ionizado ou ainda denominado de plasma. [12] As descargas elétricas podem ser obtidas, dentre outras maneiras, através da aplicação de uma diferença de potencial entre dois eletrodos num sistema com gás sob baixa pressão, produzindo conseqüentemente a ionização do gás deste sistema. Estas descargas comportam-se distintamente em função dos parâmetros do processo, podendo ser classificada em diferentes regimes [13], [14], esquematizado na figura 2.2

19 7 Figura 2.2 Curva característica corrente-tensão dos regimes de descargas elétricas, modificado de [13] O regime utilizado para sinterização é a descarga elétrica em regime anormal. Este regime é utilizado, pois, conforme a figura 2.2, tem-se o aumento de corrente com o aumento de tensão aplicado a todo cátodo, o que favorece o controle do processo. Ao se aplicar uma diferença de potencial entre os dois eletrodos (cátodo e ânodo) é possível observar a presença de três regiões distintas na descarga (figura 2.3), bainha catódica, região luminescente e bainha anódica [15]. Neste casso, o cátodo é polarizado negativamente enquanto o ânodo permanece aterrado. Figura 2.3 Regiões de interesse no plasma e distribuição de potencial entre os eletrodos numa descarga luminescente anormal [15] A bainha catódica é responsável pela aceleração de espécies carregadas eletricamente devido ao forte campo elétrico formado próximo ao cátodo. Os íons produzidos na região luminescente que, aleatoriamente, atingem a fronteira da bainha catódica são acelerados em direção ao cátodo, polarizado negativamente, provocando o bombardeamento iônico sobre

20 8 o mesmo. Íons acelerados podem se chocar contra moléculas ou átomos neutros provocando a troca de carga, simétrica, desta forma tem-se uma molécula ou átomo neutro rápido e um íon lento, que será acelerado, deste ponto em diante. Assim, as principais espécies que bombardeiam o cátodo são íons e moléculas/átomos neutros rápido. [15] A região equipotencial (luminescente) conhecida como luz negativa, deve estar presente em todas as descargas em regime anormal. Elétrons secundários provenientes da bainha catódica podem colidir com átomos do gás nesta região. As colisões mais importantes são as inelásticas que produzem ionização e excitação destes átomos. A relaxação de átomos excitados leva à luminescência do plasma, enquanto que a ionização cria novos elétrons e íons tendo-se, assim a manutenção da descarga. Esta região é caracterizada por possuir potencial positivo, luminescência característica e campo elétrico nulo. O potencial positivo é gerado pelo aumento da população de íons positivos nesta região produzidos por um autoajuste do plasma a fim de aprisionar elétrons evitando que a descarga se apague. O fato de não haver campo elétrico nesta região faz com que as espécies carregadas eletricamente não sofram aceleração, comportando-se como espécies neutras do gás. [16] e [17] A bainha anódica produz um campo elétrico de baixa intensidade. Este campo elétrico é capaz de aprisionar uma quantidade de suficiente de elétrons na região equipotencial e, assim, possibilitar a existência da descarga. Somente os elétrons de maior energia podem alcançar o ânodo. Além disso, pode-se mencionar a existência de bombardeamento iônico que praticamente não produz interação relevante sobre a superfície do ânodo devido a sua intensidade relativamente baixa. Descargas elétricas geradas por fonte de tensão pulsada podem produzir significativo bombardeamento de íons no ânodo devido, causado pelo reajuste espacial dos íons no intervalo de tempo, dentro do período de pulso em que a corrente é desligada. [18]. Segundo Maliska, at al. [19] quando a sinterização é realizada na configuração cátodo, a porosidade superficial diminui linearmente com a diminuição da pressão da descarga. Tal efeito está associado com a energia do bombardeamento iônico na superfície das amostras. A corrente da descarga e, consequentemente, a temperatura da amostra aumenta em função da voltagem aplicada no cátodo. Entretanto, a energia dos íons (E) não depende somente da voltagem aplicada (V), mas também do número de colisões (N) na bainha catódica. Equação 2.1

21 9 O número de colisões de íons com átomos ou moléculas é proporcional a espessura da bainha catódica (d) que é inversamente proporcional ao livre percurso médio dos íons. Como o livre caminho médio é inversamente proporcional a pressão dos gases na câmara (p), pode-se escrever: Equação 2.2 Substituindo; Equação 2.3 Onde C 1, C 2 e C 3 são valores constantes. Assim, conforme a equação (2.3), a energia cinética média dos íons, bombardeando a superfície da amostra, pode ser variada pela mudança da voltagem aplicada ao cátodo. No entanto, para se conhecer a variação proporcional de energia deve-se também conhecer a variação do produto p.d da equação (2.3), com a variação da tensão. Este método é conseguido seguindo a metodologia apresentada por Maliska at. al [19]. 2.5 TOPOGRAFIA DE SUPERFICIE Os parâmetros de rugosidade utilizados para análise e caracterização das superfícies estão definidos a seguir LINHA MÉDIA - lm A linha média do perfil de rugosidade possui a mesma forma do perfil geométrico da superfície medida e é disposta paralelamente à direção geral deste perfil, dentro do percurso de medição (lm). A soma das áreas superiores formadas entre o perfil de rugosidade e a linha média (equação 2.4) é igual a soma das áreas inferiores formadas entre o perfil de rugosidade e a linha média (equação 2.5), conforme ilustrado na figura 2.13 [20] Equação 2.4

22 10 Equação 2.5 Figura 2.4 Linha média do perfil de rugosidade RUGOSIDADE - Ra. Rugosidade média é a média aritmética dos valores absolutos das ordenadas de afastamento (yi), dos pontos do perfil de rugosidade em relação à linha média, dentro do percurso de medição (lm). Conforme ilustra a figura 2.5, essa grandeza pode corresponder à altura de um retângulo, cuja área é igual à soma absoluta das áreas delimitadas pelo perfil de rugosidade e pela linha média, tendo por comprimento o percurso de medição (lm). A equação para se calcular a Ra está descrita na equação 2.6. Figura 2.5 Rugosidade Rq. Equação 2.6 O RA é o parâmetro de medição mais utilizado em todo o mundo. É aplicável à maioria dos processos de fabricação. Devido a sua grande utilização, quase todos os equipamentos apresentam esse parâmetro.os riscos superficiais inerentes ao processo não alteram muito seu valor.

23 11 Para a maioria das superfícies, o valor da rugosidade nesse parâmetro está de acordo com a curva de Gauss, que caracteriza a distribuição de amplitude. O valor de Ra em um comprimento de amostragem indica a média da rugosidade. Por isso, se um pico ou vale não típico aparecer na superfície, o valor da média não sofrerá grande alteração, ocultando o defeito. Por este motivo é que também deve se medir em conjunto a rugosidade média quadrática, esta evidencia tipos ou vales que não estão dentro da média RUGOSIDADE - Rq A rugosidade Rq chamada de rugosidade média geométrica é a média quadrática dos valores absolutos das amplitudes acima e abaixo da linha média, também conhecido como desvio padrão da superfície. A Rq mede a variação da função de distribuição de amplitude de suas irregularidades. Evidenciando picos ou vales que não tipos da superfície. Rq é dada pela equação 2.7 R q = [ (1/L) 0,L h 2 (x) dx ] 1/2 Equação PERCENTUAL DE APOIO - Tp O percentual de apoio efetivo Tp fornece a informação do percentual da área de apoio (sustentação) a certa profundidade. Essa informação é retirada da curva de Abbott- Firestone, baseada da divisão da escala de profundidade em três regiões, conforme mostrando esquematicamente na figura 2.6. Figura 2.6 Definição da superfície de sustentação Tp.

24 DESGASTE ABRASIVO Este tipo de desgaste é causado por partículas ou protuberâncias duras que se movem forçadas contra uma superfície. O desgaste é, então, definido como o dano causado à superfície e geralmente envolve perda progressiva de material, devido ao movimento relativo entre a superfície e as partículas ou protuberâncias duras. A taxa de desgaste de cada superfície depende das características de cada superfície, da presença de abrasivos entre as superfícies, da velocidade relativa entre as superfícies em contato, da pressão aplicada e de outras condições de contorno. Abrasão é tipicamente categorizada de acordo com os tipos de contato, assim como as condições ambientais ao redor da região de contato. Os tipos de contato consideram desgaste a dois e a três corpos. O desgaste a dois corpos ocorre quando um abrasivo desliza sobre uma das superfícies e o desgaste a três corpos ocorre quando o abrasivo é contido ou aprisionado entre as duas superfícies em contato, com velocidade relativa as duas superfícies. Diversos mecanismos têm sido propostos para explicar como o material é removido por abrasão.os mecanismos causam danos numa escala de dimensão compatível com o tamanho e micro constituintes, sendo referidos como micro trincamento, micro fadiga e micro corte. Dada a complexidade da abrasão, mais de um mecanismo é responsável por toda a remoção de material.

25 3 PROCEDIMENTO EXPERIMENTAL Esta etapa do trabalho tem por objetivo descrever os procedimentos experimentais utilizados nesta pesquisa. 3.1 CARACTERIZAÇÃO DA MATÉRIA PRIMA O pó de ferro utilizado foi HD 177 atomizado à água, produzido pela Höganäs do Brasil Ltda. Utilizou-se neste trabalho o pó com tamanho médio de partícula na faixa de 100 μm, como recebido pelo fabricante e fracionado com tamanho menor que 45μm. Neste trabalho, o pó não fracionado e o pó fracionado serão denominados de pó grosso e pó fino, respectivamente. Adotou-se este procedimento para que se obtivesse menor quantidade de porosidade superficial nas amostras compactadas com pó fino, devido ao maior número de pontos de ativação para sinterização. A tabela 3.1 apresenta as especificações do pó de ferro HD 177 e a tabela 3.2 mostra a composição química do pó, conforme dados do fabricante. Tabela 3.1 Especificações do pó de ferro Elemento Fabricante Höganäs Brasil Ferro LTDA Nome comercial HD 177 Tamanho médio de partícula 100 μm Tabela 3.2 Composição química do pó de ferro puro HD177 da Höganäs do Brasil Ltda. C O N S P Si Mn Cr Cu Ni Fe <0,01 0,09 0,001 0,009 0,005 <0,10 0,10 0,03 0,05 0,05 Bal. Lourenço [11] apresenta a morfologia do pó HD 177. Percebe-se a forma irregular da partícula de pó de ferro através da micrografia figura 3.1. Essa forma irregular é característica do processo de obtenção por atomização a água.

26 14 (a) Figura 3.1 Morfologia do pó de ferro (a) 200x (b) 400x (b) Os pós foram caracterizados quanto a sua escoabilidade, densidade aparente, compressibilidade e densidade a verde. As três primeiras características são chamadas de propriedades tecnológicas do pó, pois interferem diretamente no processo de produção, mais especificamente, na etapa de compactação dos componentes. A curva de compressibilidade foi construída aplicando-se diferentes pressões de compactação na mistura de pó de ferro com 0,75% em peso de estearato de zinco em matriz fechada de duplo efeito. A figura 3.2 mostra a curva de compressibilidade para as duas granulometrias. 7,5 7 6,5 Densidade (g/cm 3 ) 6 5,5 5 4,5 4 3,5 3 Fino Grosso Pressão de compactação (MPa) Figura 3.2 Curva de compressibilidade do pó de ferro HD 177.

27 15 Pode-se perceber que para pressão nula (densidade aparente) há uma pequena diferença de densidade entre o pó fino e grosso, este fato pode ser atribuído a melhor acomodação entre as partículas com tamanho menor gerando uma menor porosidade. Quando aplicado uma certa pressão as partículas se rearranjam, gerando dessa forma, densidades praticamente iguais. Neste caso, supõe-se que a lubrificação sólida tenha um efeito predominante no comportamento a compressão para as duas faixas de tamanho de partícula. Por tratar-se de amostras com forma geométrica definida (paralelepípedo) a densidade verde é obtida por densidade geométrica. Utilizou-se um micrometro com resolução de 0,001 mm para medições. Para medição da massa das amostras foi utilizada uma balança digital com resolução de 0,0001 g. A escoabilidade foi medida em um funil de Hall, conforme a norma MPFI Standart 03 [21] e a densidade aparente, conforme a norma MPFI Standart 04 [22]. Os resultados médios de dez medições da escoabilidade, da densidade aparente e da densidade a verde podem se vistos na tabela 3.3. Tabela 3.3 Escoabilidade, densidade aparente e densidade a verde. Pó fino Pó Grosso média desvio padrão média desvio padrão Escoabilidade (s/50g) 27,99 0,46 27,54 0,38 Dens. aparente (g/cm 3 ) 3,58 0,04 3,22 0,01 Dens. verde (g/cm 3 ) 7,00 0,05 7,08 0,09 A escoabilidade e a densidade dos pós foram obtidas através da média aritmética de 10 medidas para cada granulometria. As análises realizadas mostram que as propriedades dos pós se apresentaram de forma semelhante para as duas granulometrias, desta forma, não influenciarão significativamente no processo de fabricação das peças. No ensaio de escoabilidade, foi observado que o pó fino não fluiu livremente (apenas pela ação do seu próprio peso) sendo necessário exercer uma pequena vibração no funil para provocar o início do escoamento. Em geral a taxa de escoabilidade é reduzida quando

28 16 o pó apresenta, dentre outros aspectos, partículas finas e área superficial especifica alta. Pós com tamanho de partícula menor que 44 μm apresentam menor taxa de escoabilidade [1]. 3.2 MISTURA E COMPACTAÇÃO DOS PÓS DE FERRO Como finalidade de diminuir o atrito entre as partículas do pó, com as paredes da matriz foi adicionado 0,75% em peso, de estearato de zinco, misturado por meia hora em um misturador rotativo do tipo Y, a 35 rpm. O processo de compactação das amostras foi realizado em matriz uniaxial de duplo efeito. A pressão de compactação utilizada foi de 600 MPa, de tal forma que se alcançou aproximadamente uma densidade a verde (ρ v ) 7,0 g/cm SINTERIZAÇÃO Neste trabalho utilizaram-se dois métodos de sinterização: em forno resistivo e sinterização por plasma. Na sinterização por plasma utilizaram-se quatro diferentes tensões 400 V, 500 V, 600 V e 700 V SINTERIZAÇÃO POR PLASMA Para a sinterização por plasma dos componentes metálicos utilizou-se, um reator cilíndrico de aço inoxidável ABNT 310 com 300 mm de diâmetro e 300 mm de altura. As tampas inferiores e superiores do reator são placas do mesmo material do cilindro com 16 mm de espessura. As conexões de entrada de gases, bomba de vácuo, manômetro capacitivo, termopar e os eletrodos (cátodo e ânodo) isolados eletricamente por cerâmicas de Al 2 O 3, são adaptados na placa inferior. A vedação do sistema é garantida por anéis de silicone e borracha. Para se realizar o processamento de sinterização o sistema é evacuado usando uma bomba de vácuo mecânica do tipo rotativa de duplo estágio com vazão de 20 m 3 /h. A figura 3.3 mostra o esquema do aparato experimental utilizado. A pressão dos gases na câmara foi ajustada usando válvulas manuais e medida por meio de um manômetro capacitivo de Edwards com fundo de escala Pa (100 Torr). Os gases utilizados para obtenção da mistura gasosa foram: hidrogênio (analítico 5,0, pureza 99,998%) e argônio (analítico 5,0, pureza 99,999%) numa proporção de 20% e 80%, respectivamente, em um fluxo total de 240 cm 3 /min, sendo ajustado por fluximetros. A

29 17 temperatura foi monitorada com o auxilio de um termopar tipo K, inserido no centro da amostra de referência. A tensão aplicada ao cátodo é obtida através de uma fonte pulsa, (CEBRA CA 5001X) de 5 kw de potência, tensão de entrada de 380 V, tensões negativas de saída de 400, 500, 600 e 700 V, corrente máxima de 5 A e um período máximo de pulso 250 μs. Uma das características de controle da fonte é o tempo de pulso ligado e desligado (t on e to ff, respectivamente). Figura 3.3 Aparato experimental utilizado no processamento de sinterização por plasma [11] O t on é controlado manualmente, podendo variar de 10 a 240 μs. O valor de t off se refere ao tempo complementar do pulso (igual t on ) podendo assim variar da mesma forma de 10 a 240 μs, observando, porém a dependência com o t on. Numa tensão de pico aplicada é possível controlar a potência fornecida aos eletrodos variando os parâmetros do t on, como mostrado na figura 3.4. A potência, que depende da corrente aplicada, é função, dentre outros parâmetros, da área do cátodo, sendo maior quanto maior a sua área.

30 18 Figura 3.4 Desenho esquemático da variação da tensão na fonte utilizada para sinterização e variação da média aritmética da tensão [11] As amostras foram posicionadas no suporte 62 x 50 mm polarizado negativamente com uma tensão de pico (V pico ) e tempo de pulso ligado (t on ) ajustado na fonte. Nesta configuração o cátodo sofre bombardeamento de íons e neutros energéticos produzindo calor necessário para a sinterização da amostra. Os experimentos foram executados fixando t on em 160 µs e a temperatura em 1150 ºC. A corrente da descarga e, conseqüentemente, a temperatura são funções da voltagem aplicada ao cátodo, assim como a pressão da mistura gasosa. Desta forma, como o t on foi mantido constante, para manter a temperatura em 1150 ºC quando a voltagem aplicada ao cátodo foi aumentada, a pressão da mistura gasosa teve que ser diminuída, como conseqüência disso a energia de plasma é aumentada, como discutido anteriormente no tópico 2.4 Assim, foi possível obter quatro níveis de energia, combinado diferentes pressões da mistura gasosa. A tabela 3.4 apresenta as condições de sinterização. Tabela Condições de sinterização por plasma na configuração cátodo a 1150 ºC por 30 minutos. Ton (µs) 160 Voltagem (V) Energia de Plasma (V/Pa.mm) Pressão (Pa)

31 SINTERIZAÇÃO EM FORMO DE AQUECIMENTO RESISTIVO Com o objetivo de comparar os resultados da sinterização por plasma, as amostras foram também sinterizadas em formo de aquecimento resistivo. O forno de aquecimento resistivo (Jung TU3513) é construído basicamente de um tubo de aço inoxidável ABNT 310, com sistema de bombeamento de vácuo, alimentação de gases e fonte de tensão. A câmara para processamento de sinterização das amostras foi mantida sob fluxo controlado de mistura gasosa de 5% H 2 e 95% N 2 (atmosfera comercial). A câmara é evacuada por uma bomba de vácuo mecânica. A medição da temperatura é realizada por um termopar tipo K, posicionado dentro do tubo ligeiramente acima da bandeja de aço contendo as amostras. As amostras de ferro foram sinterizadas na temperatura de 1150 ºC por 30 minutos, a pressão atmosférica em fluxo de N 2 e H 2 O ciclo de remoção de lubrificante (delubing) foi o mesmo pra as amostras sinterizadas por plasma e no forno, no forno de aquecimento resistivo a 500 ºC por 30 minutos. 3.4 CARACTERIZAÇÃO DAS AMOSTRAS DE FERRO PURO SINTERIZADAS CARACTERIZAÇÃO POR MICROSCOPIA ELETRÔNICA DE VARREDURA As amostras foram caracterizadas microestruturalmente, quanto à porosidade na sua superfície ativa, que foi chamada neste trabalho de porosidade superficial. Para avaliação do percentual de porosidade superficial as imagens da superfície das amostras foram obtidas utilizando Microscopia Eletrônica de Varredura (MEV). A quantificação da porosidade superficial foi realizada ao longo da parte superior das amostras. A partir de dez imagens obtidas de posições diferentes em cada amostra. As imagens foram obtidas com aumento de 100x, usando detector de elétrons retro espalhados (BSE) com energia do feixe de 20 kev. A quantificação foi obtida através do programa computacional de análise de imagens Imago (ESSS). O valor da porosidade superficial foi obtido fazendo-se a média aritmética da fração em área dos poros das dez micrografias de uma mesma amostra.

32 CARACTERIZAÇÃO TOPOGRÁFICA A caracterização topográfica e os ensaios tribológicos foram realizados no Núcleo de Tribologia e Materiais da Faculdade de Engenharia Mecânica da Universidade Federal de Uberlândia. As amostras foram avaliadas topograficamente em um interferômetro a laser tridimensional da ubm MESSTECHNK GmbH, modelo Microfocus Expert IV, mostrado na figura 3.5. Os parâmetros avaliados no interferômetro foram: Rugosidade média aritmética (Ra), Rugosidade média geométrica (Rq) e percentual de apoio (Tp), descritos no tópico 2.5. Figura 3.5 Interferômetro a laser utilizado para a caracterização topográfica das amostras ENSAIO DE DESGASTE Os ensaios de desgaste abrasivo foram realizados em um equipamento de microabrasão do tipo esfera livre, cujo principio, de funcionamento está ilustrado esquematicamente na figura 3.6 (a) [23] Nesse tipo de equipamento a esfera gira sobre a amostra movida por um eixo. A amostra é fixada em um porta-amostra acoplada a uma célula de carga, que mede continuamente a força normal durante o teste figura 3.6. A esfera, ou contra corpo é de aço SAE com um raio de 30 mm.

33 21 Figura 3.6 (a) Esquema de funcionamento da microabrasão e (b) Aparelho de microabrasão. O meio abrasivo foi uma lama composta por partículas abrasivas de carbeto de silício. Esta lama abrasiva foi agitada continuamente durante o teste para evitar a decantação das partículas. A força normal é medida por uma célula de carga acoplada ao porta-amostra, sendo mantida entre 0,44 e 0,47N. Os intervalos de duração dos testes realizados na mesma posição foram os respectivos tempos de duração: 1, 2, 3, 4 e 5 minutos. Considera-se que o regime permanente de desgaste é alcançado quando o valor do coeficiente de desgaste médio se mantém constante. Analisando o comportamento geral de todas as amostras observou-se que os três últimos valores do coeficiente de desgaste se encontram em regime permanente de desgaste. Assim definiu-se que, para cada bateria de testes, o coeficiente de desgaste médio é dado pela média dos três últimos valores.

34 4 RESULTADOS E DISCUSSÕES Esta parte do trabalho foi dividida em 4 seções principais, são elas: caracterização da porosidade superficial; topografia da superfície; coeficiente de atrito e potencial de contato e o desgaste abrasivo. 4.1 CARACTERIZAÇÃO DA POROSIDADE SUPERFICIAL Será discutido nesta parte do trabalho a caracterização da porosidade das amostras de ferro puro sinterizadas por plasma nas 4 configuração utilizadas, inclusive aquelas processadas em forno de aquecimento resistivo. Efetuou-se a quantificação da porosidade por análise de imagem, na superfície, como o objetivo de verificar a influencia dos íons, espécies neutras rápidas e elétrons sobre a sinterização na camada superficial da amostra. As micrografias da superfície das amostras verde são apresentadas na figura 4.1. A micrografia das amostras sinterizadas no forno é apresentada na figura 4.2. As figuras, 4.3, 4.4, 4.5 e 4.6, apresentam as micrografias das amostras sinterizadas por plasma, nas voltagens de 400, 500, 600 e 700 V, respectivamente. (a) Figura 4.1 Amostra verde (a) pó fino e (b) pó grosso (b)

35 23 (a) (b) Figura 4.2 Amostras Sinterizadas em forno convencional (a) pó fino e (b) pó grosso. (a) (b) Figura 4.3 Amostras Sinterizadas (a) 400 V pó fino e (b) 400 V pó grosso. (a) (b) Figura 4.4 Amostras Sinterizadas (a) 500 V pó fino e (b) 500 V pó grosso.

36 24 (a) (b) Figura 4.5 Amostras Sinterizadas (a) 600 V pó fino e (b) 600 V pó grosso. (a) (b) Figura 4.6 Amostras Sinterizadas (a) 700 V pó fino e (b) 700 V pó grosso Constata-se que para a amostra sinterizada por plasma em 600 V uma melhor sinterização nos contatos entre as partículas, quando comparada com as amostras sinterizadas no forno e por plasma a 400 e 500 V. Para a amostra sinterizada por plasma em 700 V, verificou-se um significativo selamento da porosidade na superfície, com a maior energia dos íons bombardeando a superfície, quando comparada com as demais voltagens utilizadas. Esse efeito está associado com o aumento da condensação de átomos de ferro resultante da pulverização catódica (sputtering), e também com uma maior difusão dos átomos numa camada de 2 μm, ocasionada pela mais alta energia de bombardeamento dos íons na superfície da amostra. Conforme discutido por Thümmler e Oberacker [24], além das difusões volumétricas e em contorno de grão, existem dois mecanismos de transporte de massa durante a sinterização: evaporação e condensação de átomos. A condensação de átomo ocorre preferencialmente

37 25 na parte côncava, o poro, onde a pressão de vapor é mais baixa. Pela mesma razão, a difusão superficial ocorre da superfície convexa para a côncava, onde os contatos entre partículas acontecem. Desta forma, com a difusão desses átomos, os contatos crescem. Na superfície da amostra a sinterização pode resultar principalmente, na condensação e difusão superficial de átomos. Utilizando a técnica de sinterização por plasma, com a amostra no cátodo, os íons que chegam à interface entre a região luminescente e a bainha catódica são fortemente acelerados em direção ao cátodo. Para os níveis de pressão utilizados nos processo de sinterização por plasma (entre 500 e 2000 Pa) tem-se um fluxo de íons com energia, tipicamente da ordem de 10 a 60 ev [25] causando três principais efeitos: aquecimento, pulverização de átomos do cátodo e transferência de energia cinética para os átomos numa camada superficial. Quando se mantém a pressão em 533 Pa (700 V), o livre caminho médio dos íons e átomos do gás é mais alto se comparando com a pressão de 2533 Pa para a condição de sinterização 400 V. Logo, é esperado que a energia cinética dos íons bombardeando a superfície da amostra que é diretamente proporcional ao campo elétrico aplicado ao cátodo e inversamente proporcional a pressão do gás é significativamente maior na condição 700 V do que na condição 400 V. Como conseqüência do sputtering, ocorre uma alta concentração de átomos de ferro na fase gasosa seguida de uma elevada condensação. Portanto, a maior energia dos íons bombardeando a superfície da amostra resulta em uma maior retro deposição de átomos, bem como uma difusão ativada, contribuindo para o selamento da porosidade na superfície. Esse efeito foi observado com menor intensidade principalmente nas amostras sinterizadas nas voltagens 400 e 500 V Os valores obtidos com a quantificação da porosidade superficial, são apresentadas na figura 4.7. As amostras sinterizadas no forno apresentaram uma porosidade superficial de 17,0 +/- 1,0. Para sinterização por plasma nas condições de 400, 500 e 600 V, considerando-se a dispersão dos resultados, obteve-se a mesma porosidade, na faixa de aproximadamente 11% a 9% para o pó grosso e 8 % a 6% para o pó fino. Por outro lado, para amostras sinterizadas por plasma a 700 V, a porosidade variou de 3,9% +/- 0,3 para o pó grosso e para o pó fino a porosidade variou de 2,8 +/- 0,5.

38 26 Porosidade Superficial (%) Pó Grosso Pó Fino 0 Forno 400 V 500 V 600 V 700 V Condições de sinterização Figura 4.7 Variação da porosidade superficial em função da condição de sinterização e tamanho das partículas A partir destes resultados pode-se notar que para todas as condições de sinterização, a porosidade superficial mostrou-se de 2 a 3 % menor, para o pó fino, quando comparada com as amostras sinterizadas com o pó grosso. Tal efeito pode ser explicado pelo maior número de pontos de ativação para partículas menores, como pode ser observado na figura 4.8. (a) (b) Figura 4.8 Representação dos pontos de ativação em um compactado (a) pó com menor numero de pontos de ativação (b) maior números de pontos de ativação [26] Segundo German [27] a difusão superficial e de contorno de grão são fortemente influenciadas pelo tamanho de partícula. Os processos de difusão interfacial são

39 27 favorecidos por partículas pequenas devido a grande área por volume. Partículas pequenas e pequenos poros têm uma alta energia por unidade de volume, maior área de superfície e curvatura mais elevada. Cada um destes fatores contribui para uma sinterização mais rápida. 4.2 TOPOGRAFIA DA SUPERFICE A figura 4.9 apresenta uma topografia obtida por interferometria a laser de uma amostra sinterizada. Figura 4.9 Topografia de uma amostra sinterizada obtida por interferometria a laser. Uns dos principais parâmetros de rugosidade avaliados pela interferometria a laser, são Ra, Rq, e Tp já mencionado no tópico 2.5 Na figura 4.10 observamos os valores do percentual de apoio Tp que fornece a informação da área de apoio efetivo (sustentação) da superfície. Observando a figura 4.10 nota-se que as amostras compactadas com pó grosso possuem uma área de apoio menor, quando comparadas com as amostras de pó fino. Pós com partículas maiores geram poros maiores logo a superfície de apoio efetivo é menor. As amostras sinterizadas por plasma a 700 V apesar de possuir uma porosidade superficial menor quando comparadas com as outras condições de sinterização possui um percentual de apoio menor. A energia cinética dos íons bombardeando a superfície da amostra é significativamente maior na condição 700 V resultando em uma maior retro deposição de átomos gerando dessa forma uma superfície mais irregular, como pode ser observado na figura 4.11.

40 Fino Grosso 80 Tp (%) Forno 400 V 500 V 600 V 700 V Figura 4.10 Percentual de apoio (Tp) Condições de Snterização (a) (b) Figura 4.11 Amostra sinterizada a 400 V (a) e amostra sinterizada a 700 V (b). A rugosidade Ra e Rq das amostras sinterizadas são apresentadas nas figuras 4.12 e 4.13, respectivamente.

41 29 Rugosidade Média Ra (µm) 2,00 1,80 1,60 1,40 1,20 1,00 0,80 0,60 0,40 0,20 0,00 Fino Grosso Forno 400 V 500 V 600 V 700 V Condições de Sinterização Figura 4.12 Rugosidade média (Ra) Rugosidade média geométrica Rq (µm) 3,00 2,50 2,00 1,50 1,00 0,50 0,00 Fino Grosso Forno 400 V 500 V 600 V 700 V Condições de Sinterização Figura 4.13 Rugosidade geométrica (Rq) Analisando as figuras 4.12 e 4.13 pode-se constatar que as amostra do pó fino apresentaram uma rugosidade Ra e Rq menor devido a menor quantidade de poros, gerando desta forma uma menor quantidade de picos e vales no perfil de rugosidade. As amostras sinterizadas a 600 V e 700 V possuem um Ra e Rq maior que as amostras sinterizadas no forno com aquecimento resistivo, 400 V e 500 V, que possuem valores de rugosidade bem próximos. O aumento da rugosidade para as amostras sinterizadas a 700 e 600 V recebe a mesma explicação dada acima para Tp obtida nas amostras sinterizadas a 700. A rugosidade e o percentual de apoio são dados que estão correlacionados, pois quanto mais rugosa a superfície menor será seu percentual de apoio.