ANAEL PREMAN KRELLING

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1 UNIVERSIDADE DO ESTADO DE SANTA CATARINA UDESC CENTRO DE CIÊNCIAS TECNOLÓGICAS CCT DEPARTAMENTO DE ENGENHARIA MECÂNICA DEM PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS PGCEM ANAEL PREMAN KRELLING ESTUDO DO COMPORTAMENTO TRIBOLÓGICO DO AÇO AISI H13 SUBMETIDO A TRATAMENTO TERMOQUÍMICO DE BORETAÇÃO JOINVILLE 2012

2 K92e Krelling, Anael Preman. Estudo do comportamento tribológico do aço AISI H13 submetido a tratamento termoquímico de boretação / Anael Preman Krelling; orientador: Júlio Cesar Giubilei Milan. Joinville, f. : il ; 30 cm. Incluem referências. Dissertação (mestrado) Universidade do Estado Santa Catarina, Centro de Ciências Tecnológicas, Mestrado em Ciências e Engenharia de Materiais, Joinville, Metais. 2. Boretação. I. Milan, Júlio Cesar Giubilei. CDD

3 ANAEL PREMAN KRELLING ESTUDO DO COMPORTAMENTO TRIBOLÓGICO DO AÇO AISI H13 SUBMETIDO A TRATAMENTO TERMOQUÍMICO DE BORETAÇÃO Dissertação apresentada ao Curso de Pós- Graduação em Ciência e Engenharia de Materiais do Centro de Ciências Tecnológicas, da Universidade do Estado de Santa Catarina, como requisito parcial para obtenção do grau de Mestre em Ciência e Engenharia de Materiais. Orientador: Prof. Dr. Júlio César Giubilei Milan Co-orientador: Prof. Dr. César Edil da Costa JOINVILLE 2012

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5 AGRADECIMENTOS À Coordenação de aperfeiçoamento de Pessoal de Nível Superior (CAPES) pela bolsa de estudo. Ao professor Júlio César Giubilei Milan pela orientação e apoio nos momentos de dúvida. Ao professor César Edil da Costa por ter me co-orientado durante o mestrado. A todos os professores do Programa de Pós-Graduação em Ciência e Engenharia de Materiais PGCEM que de alguma forma contribuíram para a realização desse trabalho. À Universidade do Estado de Santa Catarina UDESC pela infra-estrutura oferecida. À minha família, em especial minha noiva Roberta Nazaré de Souza, pelo apoio nos momentos difíceis e por entender os momentos de ausência.

6 RESUMO KRELLING, Anael Preman. Estudo do Comportamento Tribológico do Aço AISI H13 Submetido a Tratamento Termoquímico de Boretação f. Dissertação (Mestrado em Ciência e Engenharia de Materiais Área: Metais) Universidade do Estado de Santa Catarina. Programa de Pós-graduação em Ciência e Engenharia de Materiais, Joinville, Neste trabalho foram realizados tratamentos termoquímicos de boretação por via sólida com pó comercial Ekabor 1-V2 e mistura boretante, além de tratamentos térmicos de têmpera e revenimento em aço ferramenta AISI H13 com o intuito de comparar e avaliar o comportamento tribológico e as propriedades adquiridas para quatro condições estudadas, sendo elas: boretação com pó Ekabor, boretação com pó Ekabor seguida de têmpera e revenimento, boretação com uma mistura como agente boretante e condição apenas temperada e revenida. Testes de desgaste por deslizamento foram realizados em tribômetro de pino-sobre-disco para avaliação do coeficiente de atrito e volume de material removido (avaliado com o auxílio de perfilômetro). Após os ensaios de desgaste as amostras foram cortadas transversalmente para avaliação metalográfica através de microscopia óptica, microscopia eletrônica de varredura e microdureza. Os mecanismos de desgaste foram analisados por microscopia eletrônica de varredura. Difratometria de raios-x foi utilizada para a comprovação da formação da camada de boretos. Os resultados mostraram que o tratamento de boretação, independentemente do agente boretante utilizado, é eficaz no aumento da resistência ao desgaste. A espessura das camadas de boretos foi maior para boretação realizada com pó Ekabor em comparação com a mistura boretante, esta última, apesar disto, apresentou melhoria significativa em comparação com a condição de têmpera e revenimento. Vários são os mecanismos de desgaste que ocorrem no ensaio por deslizamento sendo que o mecanismo de desgaste por adesão foi reduzido com a realização dos tratamentos de boretação. Palavras-chave: Boretação sólida. Comportamento tribológico. AISI H13.

7 ABSTRACT KRELLING, Anael Preman. Study of Tribological Behavior of AISI H13 Steel Subjected to Boriding Thermochemical Treatment f. Dissertation (Master s Degree on Materials Science and Engineering Area: Metals) Santa Catarina State University, Post Graduation Program in Science and Materials Engineering, Joinville, In this work, solid boriding thermochemical treatment was carried out using Ekabor 1-V2 and one blend as boriding agents and heat treatment of quenching and tempering of AISI H13 tool steel in order to compare and evaluate the tribological behavior and the properties acquired for four studied conditions, that were: Ekabor powder boriding, Ekabor powder boriding followed by quenching and tempering, boriding with a blend as boriding agent and quenched and tempered condition. Sliding wear tests were performed in pin-on-disc apparatus in order to evaluate the friction coefficient and the volume of material removed (measured with the aid of a profiling equipment). After the wear tests the samples were transversally cut for metallographic evaluation by optical and scanning electron microscopy. X-ray diffraction was used to confirm the formation of borided layer. The results showed that the boriding treatments, regardless the boriding agent used, are effective in increasing wear resistance. The thickness of borided layer was greater for boriding with Ekabor powder than the blend agent, this one, nevertheless, showed significant improvement in wear resistance compared to the quenched and tempered condition. There are several wear mechanisms that take place in the sliding wear test but the adhesive wear mechanism was reduced by boriding treatment. Key words: Solid boriding. Tribological behavior. AISI H13.

8 LISTA DE ILUSTRAÇÕES Figura 1 Diagrama de equilíbrio Fe-B Figura 2 Representação esquemática dos estágios de crescimento termoquímico dos cristais de Fe 2 B: estágio 1, crescimento na superfície metálica; estágio 2, crescimento nas regiões mais externas da amostra metálica; e estágio 3, crescimento em maior profundidade, levando a uma forte orientação (002) Figura 3 Seção transversal de uma camada de FeB/Fe 2 B em ferro, mostrando a morfologia colunar das fases e a trinca propagando-se preferencialmente na interface das fases FeB e Fe 2 B Figura 4 Efeito do tempo e da temperatura na espessura de camada na boretação sólida de aço baixo carbono (Ck 45) Figura 5 Influência do teor de liga na morfologia e espessura da camada de boretos. (a) 1018, (b) AISI Figura 6 Microestrutura do aço AISI H13 boretado a pó a 1000 C por 4 h Figura 7 Diagrama de empacotamento para peça única no processo de boretação com pó.. 27 Figura 8 Diagrama dos processos de desgaste em função do elemento interfacial e do tipo de movimento das interfaces Figura 9 Processo de transferência de metal devido á adesão Figura 10 Mecanismo de formação de partícula de transferência por adesão Figura 11 Mecanismo de formação de camada de transferência Figura 12 Mecanismo de formação de ranhuras nas superfícies desgastadas por partículas transferidas encruadas Figura 13 Modelo alternativo da deformação no contato de asperezas aderidas Figura 14 Mecanismo de desgaste oxidativo em baixas velocidades... 36

9 Figura 15 Formação de partículas desgastadas constituídas por mistura de óxido e metal Figura 16 Níveis de deformação numa superfície deformada Figura 17 Ilustração esquemática do processo de nucleação e propagação de trinca superficial Figura 18 Ilustração do mecanismo de formação de partícula de desgaste devido ao crescimento de trinca a partir da superfície e exemplo de formação de partícula de desgaste em ferro fundido Figura 19 Formação de partículas de desgaste devido à delaminação: (a) suavização da superfície mais mole; (b) acúmulo de deformação abaixo da superfície; (c) nucleação de trincas sub-superficiais; (d) formação de partículas de desgaste finas e alongadas Figura 20 Processo de formação de trinca sub-superficial pelo crescimento e ligação de vazios Figura 21 Modos de desgaste abrasivo a dois e três corpos Figura 22 Mecanismos de desgaste abrasivo Figura 23 Mecanismos de microcorte (a), formação de aresta (b) e microsulcamento (c) Figura 24 Deformação do substrato durante a passagem de um grão Figura 25 Imagens da superfície de desgaste de aço 8620 submetido a desgaste abrasivo. (a) amostra boretada a 960 C por 6 h; (b) amostra não boretada Figura 26 Aço US 37-1 boro-nitretado. Identações de microdureza estão indicadas Figura 27 Fluxograma do trabalho experimental Figura 28 Materiais utilizados para boretação. (a) Ekabor 1-V2, (b) Mistura, (c) forno tipo mufla Figura 29 Representação gráfica dos tratamentos térmicos e termoquímicos realizados Figura 30 Tribômetro para ensaio de desgaste por deslizamento do tipo pino-sobre-disco.. 54 Figura 31 Verificação do perfil da pista de desgaste. (a) perfilômetro, (b) detalhe da amostra durante a medição... 55

10 Figura 32 Gráfico obtido pela rotina computacional através dos dados de medição do perfil no perfilômetro Figura 33 Verificação do perfil da pista de desgaste. (a) rugosímetro (b) detalhe da amostra durante a medição Figura 34 Imagem obtida no programa Mountaisn Map Universal do perfil da pista de desgaste Figura 35 Comparação da rugosidade entre as amostras tratadas termicamente e amostras não tratadas Figura 36 Perfis de dureza das amostras tratadas Figura 37 Micrografia óptica mostrando a formação da camada de boretos para o aço H13 na condição de boretação com pó Ekabor Figura 38 Micrografias por MEV para a condição de boretação com pó Ekabor. Em (a) SE e em (b) BSE Figura 39 Micrografia óptica mostrando a formação de camada de boretos para o aço H13 na condição de boretação com pó Ekabor seguida de têmpera e revenimento Figura 40 Micrografias por MEV para a condição de boretação com pó Ekabor seguida de têmpera e revenimento. Em (a) SE e em (b) BSE Figura 41 Micrografia óptica mostrando a formação da camada de boretos para o aço H13 na condição de boretação com mistura Figura 42 Micrografias por MEV para a condição de boretação com mistura. Em (a) SE e em (b) BSE Figura 43 Espessuras médias das camadas de boretos Figura 44 Trincas entre as fases na camada de boretos das amostras boretadas com pó Ekabor, temperadas e revenidas Figura 45 Curva de transformação sob resfriamento contínuo do aço AISI H Figura 46 Microscopia eletrônica de varredura do núcleo das amostras boretadas com pó Ekabor (a), boretadas com mistura (b), boretadas com Ekabor seguidas de têmpera e revenimento (c) e apenas temperadas e revenidas (d)... 68

11 Figura 47 Difratograma de raios-x da amostra submetida á boretação com pó Ekabor Figura 48 Coeficientes de atrito Figura 49 Comportamento do coeficiente de atrito durante o ensaio de desgaste por deslizamento. Condição: boretação com pó Ekabor Figura 50 Comportamento do coeficiente de atrito durante o ensaio de desgaste por deslizamento. Condição: boretação com mistura Figura 51 Comportamento do coeficiente de atrito durante o ensaio de desgaste por deslizamento. Condição: boretação com pó Ekabor seguida de têmpera e revenimento Figura 52 Comportamento do coeficiente de atrito durante o ensaio de desgaste por deslizamento. Condição: têmpera e revenimento Figura 53 Resistência ao desgaste em termos do VMR Figura 54 Aspecto da amostra boretada com mistura após o tratamento. Em (a) antes da limpeza e em (b) após a limpeza Figura 55 Microscopia eletrônica de varredura da pista de desgaste. Condição: Temperada e revenida Figura 56 Microscopia eletrônica de varredura da pista de desgaste. Condição: boretação com mistura Figura 57 Microscopia eletrônica de varredura da pista de desgaste. Condição: boretação com pó Ekabor Figura 58 Microscopia eletrônica de varredura da pista de desgaste. Condição: boretação com pó Ekabor seguida de têmpera e revenimento Figura 59 Detalhe das partículas de desgaste sobre a pista para a condição de boretação com pó Ekabor seguida de têmpera e revenimento... 80

12 LISTA DE TABELAS Tabela 1 Composição química Tabela 2 Rugosidade [Ra]... 60

13 SUMÁRIO 1 INTRODUÇÃO REVISÃO BIBLIOGRÁFICA TRATAMENTO TERMOQUÍMICO DE BORETAÇÃO Boretação Sólida PROCESSOS DE DESGASTE Desgaste por Deslizamento Adesão Oxidação Fadiga Superficial e Delaminação Abrasão INFLUÊNCIA DA BORETAÇÃO NA RESISTÊNCIA AO DESGASTE MATERIAIS E MÉTODOS MATERIAIS EQUIPAMENTOS MÉTODOS EXPERIMENTAIS Preparação das Amostras Tratamentos Térmicos e Termoquímicos Ensaio de Desgaste Microscopia e Microdureza Difração de Raios-X RESULTADOS E DISCUSSÕES RUGOSIDADE MICRODUREZA ANÁLISE MICROESTRUTURAL DIFRAÇÃO DE RAIOS-X COMPORTAMENTO TRIBOLÓGICO Coeficiente de Atrito Resistência ao Desgaste Análise das Superfícies de Desgaste CONCLUSÕES... 81

14 6 SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS REFERÊNCIAS... 83

15 15 1 INTRODUÇÃO Joinville é reconhecida como um dos pólos da indústria de ferramentaria no Brasil. O desgaste de moldes e ferramentas apresenta-se como um dos principais problemas enfrentados pelas empresas do setor metal-mecânico. Dessa forma, o desenvolvimento e estudo de novas técnicas de tratamento de superfície faz-se de extrema importância para o aumento da vida útil de ferramentas e conseqüente diminuição dos custos envolvidos. Os tratamentos de alteração de superfície podem ser definidos como processos nos quais a superfície do material é modificada para apresentar propriedades que o material não possuía anteriormente. Tanto o substrato, a superfície, quanto o recobrimento superficial (no caso de tratamentos duplex) são desenvolvidos para atuarem em conjunto, alcançando propriedades melhores, que não são alcançadas por cada um deles isoladamente (HECK, 2010). Os tratamentos duplex combinam o endurecimento do substrato por algum processo de difusão, como nitretação, cementação, entre outros, antes da aplicação da técnica de PVD (Physical Vapor Deposition) para o recobrimento por uma camada superficial dura (RODRIGUEZ-BARACALDO et al., 2007). Os recobrimentos duplex são muito utilizados por melhorarem as características de substratos moles (em comparação com a dureza dos recobrimentos PVD) (BJÖRK et al., 2001). Estima-se que, apenas considerando os efeitos de lubrificação imprópria, os custos anuais nos Estados Unidos fiquem em torno de bilhões de dólares (HART, 2011). Mediante o uso do conhecimento existente é possível reduzir as perdas por desgaste em torno de 20% (JOST, 1966 apud RADI et al., 2007). O aumento da qualidade dos moldes e ferramentas representa apenas aproximadamente 5% do seu custo e de seu tempo de preparação, tornando-se viável considerar qualquer tratamento superficial como um investimento (YOSHIDA, 1997 apud SUZUKI, 2007). O aumento na vida útil de moldes e matrizes é significativo com a aplicação de técnicas de melhoria superficial. A deposição de revestimentos de nitreto de titânio-boro pelo processo PVD aumenta a vida da ferramenta de para injeções na injeção do corpo do atuador do sistema de direção automotivo. Quanto ao problema de adesão de alumínio na ferramenta e desgaste, o revestimento do molde e de seus componentes gera grande diminuição da adesão e alta resistência ao desgaste em temperaturas elevadas, aumentando a vida da ferramenta em dez vezes. Análises econômicas têm mostrado que o investimento no revestimento de moldes para injeção sob pressão de alumínio é superado

16 16 pelos ganhos de produtividade e que as pessoas envolvidas na operação de injeção têm pleiteado a realização dessas melhorias superficiais pois minimizam as paradas de produção para realização de reparos (NETO, 2005). Os nitretos de cromo como CrN e Cr 2 N, obtidos por PVD são especialmente interessantes para muitas aplicações tribológicas e estão se tornando populares na indústria principalmente devido a suas características de baixo coeficiente de atrito, elevada dureza, boa resistência ao desgaste, elevada resistência á corrosão em temperaturas elevadas e excepcional resistência à abrasão (BAGGIO-SCHEID et al., 2003; VITE et al., 2011). O objetivo deste trabalho é o de fazer um estudo comparativo da resistência ao desgaste no aço AISI H13 submetido a diferentes tratamentos térmicos e superficiais, que são: têmpera e revenimento, boretação sólida com agente boretante comercial, boretação sólida com pó obtido através de mistura de vários componentes e boretação sólida com agente boretante comercial seguida de têmpera e revenimento. O aço AISI H13 foi escolhido por ser o principal material utilizado na fabricação de moldes e matrizes na indústria de injeção de alumínio (SUZUKI, 2007). A grande quantidade de peças fabricadas nessas indústrias e a pequena vida útil das ferramentas faz com que até pequenas melhorias tribológicas resultem em grande efeito econômico (NAVINŠEK et al., 2001). Além do comportamento ao desgaste, estudado através de ensaios de desgaste por deslizamento do tipo pino-sobre-disco, foram avaliadas também a microestrutura e profundidade das camadas superficiais através de microscopia óptica e análise de microdureza. Análise por difratometria de raios-x também foi utilizada para a verificação de fases formadas após os tratamentos termoquímicos. Microscopia Eletrônica de Varredura (MEV) foi utilizada para a avaliação dos mecanismos de desgaste decorrentes desse tipo de tratamento.

17 17 2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA Este capítulo traz a revisão bibliográfica a respeito dos temas de tratamento termoquímico de boretação, desgaste e a influência deste tipo de tratamento termoquímico na resistência ao desgaste de metais. 2.1 TRATAMENTO TERMOQUÍMICO DE BORETAÇÃO Com o desenvolvimento industrial houve a conseqüente busca por materiais mais sofisticados e resistentes. Diante disso, tem-se tentado melhorar as características superficiais e como obter as melhores propriedades para essas superfícies, reduzindo os custos para sua obtenção. A área de engenharia de superfície abrange uma vasta gama de processos como: tratamentos mecânicos, químicos, térmicos, por bombardeamento de íons, por difusão, entre outros (ALMEIDA, 2001). Os processos de modificação superficial podem ser definidos como tratamentos nos quais tanto a superfície como a matriz são desenvolvidos de forma que o material adquira propriedades superficiais aceitáveis, além de proporcionar propriedades que não podem ser obtidas por cada um dos materiais separadamente (ATIK, 2003). O uso desses processos de tratamento superficial nos materiais de engenharia pode melhorar suas propriedades tribológicas (aumento da resistência ao desgaste e diminuição do coeficiente de atrito), aumentar a resistência à oxidação e corrosão, entre outros fatores. A maioria dos elementos de máquinas usados hoje operam sob severas condições envolvendo desgaste adesivo e abrasivo, erosão por partículas sólidas, corrosão e oxidação que podem diminuir sua durabilidade e performance (KARTAL et al., 2010). O processo de boretação é, nesse sentido, uma boa alternativa de melhoria de propriedades superficiais em materiais ferrosos e não-ferrosos. Boretação é um tratamento termoquímico no qual átomos de boro se difundem para o interior da matriz metálica. Por ser de pequeno tamanho, os átomos de boro difundem-se em uma variedade de materiais como metais ferrosos, ligas de níquel e cobalto, ligas refratárias, ligas de titânio e materiais sinterizados como WC TiC com Co ou Ni como ligantes, etc. (ATIK, 2003; BEJAR; MORENO, 2006; MU et al., 2010). O tratamento termoquímico de boretação é geralmente aplicado na indústria em ligas ferrosas para melhorar sua dureza superficial e resistência ao desgaste (CAMPOS et al., 2008; CAMPOS-SILVA et al., 2010). A boretação em aços, tipicamente, ocorre na faixa de temperaturas entre 840 e 1050 C (JAIN; SUNDARARAJAN, 2002; BEJAR; MORENO,

18 Temperatura C ; SAHIN, S, 2009) e pode ser realizada em uma variedade de meios como: pós, sais, óxidos fundidos, gases e pastas (PETROVA; SUWATTANANONT, 2005; CAMPOS et al., 2008; SAHIN, S, 2009). Dentre estes meios para realização da boretação, os agentes boretantes sólidos têm suas vantagens sobre outros processos em termos toxicológicos e econômicos (KEDDAM; CHENTOUF, 2005; HECK, 2010). Quando comparados com tratamentos em meio gasoso os processos de tratamento em escala industrial feitos com pós são mais caros, complicados e demorados, mais difíceis de controlar e automatizar, impedindo os tratamentos de boretação de serem largamente aplicados (MARTINI; PALOMBARINI; POLI; et al., 2004; SILVA; MEI, 2006). De acordo com o diagrama Fe-B (Figura 1) a difusão de boro no retículo cristalino de ligas ferrosas leva a formação de boretos ferrosos, como FeB (16,23%p B, ortorrômbica) e Fe 2 B (8,83%p B, tetragonal) (MARTINI; PALOMBARINI; POLI; et al., 2004; ALLAOUI et al., 2006). Figura 1 Diagrama de equilíbrio Fe-B %peso B %atom B Fonte: ALLAOUI, et al., 2006

19 19 Algumas propriedades típicas para a fase FeB (ASM INTERNATIONAL, 1991) são: Microdureza de 19 a 21 GPa; Módulo de elasticidade de 590 GPa; Densidade de 6,75 g/cm³; Estrutura cristalina ortorrômbica com 4 átomos de ferro e 4 átomos de boro por célula unitária; Parâmetros de rede: a = 4,053 A, b = 5,495 A e c = 2,946 A. Algumas propriedades típicas para a fase Fe 2 B (ASM INTERNATIONAL, 1991) são: Microdureza de 18 a 20 GPa; Módulo de elasticidade de 285 a 295 GPa; Densidade de 7,43 g/cm³; Estrutura cristalina tetragonal de corpo centrado com 12 átomos por célula unitária; Parâmetros de rede: a = 5,078 A e c = 4,249 A. A dinâmica de crescimento dos boretos de ferro pode ser descrita, segundo Martini, Palombarini e Carbucicchio (2004), em três estágios subseqüentes. No primeiro estágio de crescimento, cristais aciculares da fase Fe 2 B crescem em direções radiais a partir das zonas de contato entre a superfície metálica e as partículas boretantes, alongando-se sobre a superfície do metal base. Essas características são explicadas pelo fato de que apenas reações no estado sólido acontecem, portanto, o boro ativo é fornecido apenas na região de contato entre a superfície e as partículas boretantes; os cristais de Fe 2 B crescem preferencialmente nas direções cristalográficas [001], ou seja, a região que apresenta a menor distância da vizinhança de átomos de B, sendo o caminho mais fácil para a difusão de boro no reticulado tetragonal de corpo centrado da fase Fe 2 B; as agulhas de Fe 2 B que crescem na superfície do metal encontram um mínimo de resistência mecânica do metal base devido ao considerável aumento no volume (~16%) associado com a transformação de Fe em Fe 2 B. Esse mecanismo leva à formação da primeira camada de cristais com orientação cristalográfica aleatória. Algumas agulhas de Fe 2 B podem crescer para o interior do substrato já que essas agulhas produzem tensões e distorções particularmente elevadas nas regiões à frente das agulhas, a grande disponibilidade de energia livre torna esses locais mais reativos,

20 20 favorecendo o crescimento da fase de boreto. No entanto, esse crescimento para o interior do substrato é limitado pela pequena quantidade de boro ativo que se difunde através da camada formada até a ponta das agulhas. Como esquematizado na Figura 2, cristais de Fe 2 B podem crescer em diferentes regiões na mesma camada com seus eixos [001] paralelos à superfície externa. Figura 2 Representação esquemática dos estágios de crescimento termoquímico dos cristais de Fe 2 B: estágio 1, crescimento na superfície metálica; estágio 2, crescimento nas regiões mais externas da amostra metálica; e estágio 3, crescimento em maior profundidade, levando a uma forte orientação preferencial (002). Cristal Fe 2 B (110) (002) (200) [001] Superfície metálica Estágio 1 Cristais Fe 2 B (002) Estágio 2 Textura (002) Estágio 3 Direção de crescimento [001] Fonte: MARTINI; PALOMBARINI; CARBUCICCHIO, No segundo estágio, o crescimento dos cristais Fe 2 B dentro do metal é prevalecente. É caracterizado pela transição de uma região externa, fina e mecanicamente inconsistente de cristais orientados aleatoriamente, ou localmente orientados (110) ou (200), para uma região interna, mais grossa e compacta de cristais orientados (002). Com o aumento do número de cristais formados no estágio 1, há o encontro de alguns desses cristais não paralelos adjacentes, provocando elevadas tensões mecânicas. Devido a esses obstáculos, alguns cristais param de crescer, enquanto outros continuam a crescer apenas depois de mudarem suas direções na superfície do metal. Nesse estágio, há um aumento no número de cristais forçados a crescerem para o interior do metal com seus eixos [001], de crescimento mais fácil, não paralelos à superfície do metal. Além disso, o crescimento das agulhas é favorecido pelo fato

21 21 de que quantidade de boro consumida pelos cristais na superfície do metal diminui e, consequentemente, mais boro pode se difundir para as pontas das agulhas que crescem para o interior do substrato. No estágio 3 há a estabilização de uma forte textura (002) da fase Fe 2 B. Durante o estágio 2, alguns cristais não paralelos entraram em contato, consequentemente, há um aumento no número de cristais forçados a crescerem ao longo da direção de mínima resistência [001]. Dessa forma, um terceiro estágio de crescimento ocorre, onde todas as agulhas de boretos tendem a crescer perpendicularmente á superfície do metal. Para camadas polifásicas de boretos, observações em MEV mostram que os cristais mais externos de FeB são orientados aleatoriamente e mecanicamente inconsistentes, vindo da transformação da camada mais externa de Fe 2 B. Ao contrário, as regiões mais profundas de FeB, vindas da transformação de regiões compactas orientadas (002) de cristais Fe 2 B, são texturizadas e muito compactas. Além disso, a força da orientação (002) de FeB aumenta em profundidades cada vez maiores para a interface FeB-Fe 2 B, de acordo com o perfil de textura das regiões de Fe 2 B transformadas em FeB (MARTINI; PALOMBARINI; CARBUCICCHIO, 2004). A formação desses boretos depende da temperatura, composição da liga, tempo de tratamento e potencial de boro na vizinhança da superfície (GENEL, 2006; CAMPOS et al., 2008). O efeito do potencial de boro é refletido, principalmente, na diminuição da energia de ativação, facilitando a difusão de boro na direção [001] nas fases FeB e Fe 2 B (CAMPOS et al., 2006). A presença de uma camada da fase Fe 2 B é mais desejável em aplicações industriais do que uma camada mista de FeB e Fe 2 B. A fase mais rica em boro (FeB) é mais frágil do que a camada de Fe 2 B. Além disso, as camadas de FeB e Fe 2 B são formadas sob tensões de tração e compressão, respectivamente, facilitando a formação e propagação de trincas na interface dessas fases. A formação de uma camada única de Fe 2 B pode ser obtida a partir de uma camada dupla FeB/Fe 2 B por um tratamento posterior em vácuo ou banho de sais por longos períodos, acima de 800 C, que pode ser seguido de têmpera em óleo para aumentar as propriedades do substrato (ASM INTERNATIONAL, 1991). A formação de trincas pode ser explicada pelo fato das fases FeB e Fe 2 B apresentarem coeficientes de expansão volumétrica diferentes para a mesma temperatura (α FeB = C 1, α Fe2 B = 7, C 1 ) (JAIN; SUNDARARAJAN, 2002). A intensidade elevada do estado de tensões na região de interface entre as fases FeB e Fe 2 B também é um fator importante na formação e propagação

22 22 de trincas quando há camada bifásica (CAMPOS et al., 2006). A Figura 3 mostra a trinca formada na interface entre as fases FeB (externa) e Fe 2 B (interna). Figura 3 Seção transversal de uma camada de FeB/Fe 2 B em ferro, mostrando a morfologia colunar das fases e a trinca propagando-se preferencialmente na interface das fases FeB e Fe 2 B. Fonte: MARTINI, et al., Pelo fato da boretação se tratar de um processo difusional, quanto maior a temperatura e o tempo de tratamento, maiores serão as camadas boretadas já que a mobilidade dos átomos de boro no interior do metal base aumenta. A Figura 4 mostra a relação entre tempo, temperatura e espessura de camada. Outro fator de grande influência, não só na espessura da camada, mas também na morfologia desta são os elementos de liga do substrato. Normalmente, quanto maior o teor de elementos de liga, mais fina e lisa será a interface entre a camada boretada e o substrato (CAMPOS et al., 2008). Os elementos de maior influência são C, Cr e Ni. Com o aumento do teor de C a espessura da camada diminui e a dureza aumenta. O C não se dissolve significativamente nas fases FeB e Fe 2 B, sendo empurrado à frente da camada boretada e formando, assim, uma zona rica em carbetos e borocarbetos (Fe 3 C, Cr 23 C 6, Fe 7 C 3 e Fe 3 (B,C)) na interface entre a fase Fe 2 B e a matriz. Isso pode explicar a menor adesão da camada de boretos em substratos com maior quantidade de elementos de liga (BEJAR; MORENO, 2006).

23 Espessura da camada, μm 23 Figura 4 Efeito do tempo e da temperatura na espessura de camada na boretação sólida de aço baixo carbono (Ck 45). Espessura máxima da camada Espessura média da camada Tempo de tratamento, h Fonte: ASM International, Assim como o carbono, o silício e o alumínio não são solúveis na camada de boretos, sendo empurrados à frente da camada boretada formando FeSi 0,4 B 0,6 e Fe 5 SiB 2 abaixo da camada de Fe 2 B (ASM INTERNATIONAL, 1991). O Cr, por sua vez, tende a aumentar a quantidade de FeB na camada boretada, aumentando sua dureza e fragilidade (BEJAR; MORENO, 2006). Conforme o teor de cromo no substrato aumenta, alguns efeitos são observados: formação de produtos de reação ricos em boro, diminuição da espessura da camada de boretos e alisamento da interface camada/substrato. Manganês, tungstênio, molibdênio e vanádio também reduzem a espessura da camada de boretos e promovem o alisamento da interface camada/substrato (ASM INTERNATIONAL, 1991). O Ni favorece a formação de uma camada mais regular e fina (BEJAR; MORENO, 2006). O níquel se concentra abaixo da camada boretada; penetra na camada Fe 2 B e em alguns casos promove a precipitação de Ni 3 B da camada de FeB. Também segrega fortemente para a superfície da camada de Fe 2 B (ASM INTERNATIONAL, 1991). Os elementos de liga servem como barreiras à difusão das camadas de boretos, restringindo a difusão dos átomos de boro e retardando o crescimento da camada de boretos. Petrova e colaboradores (2008), estudando o efeito da boretação em ligas metálicas para aplicações automotivas comprovaram a influência da quantidade de elementos de liga na morfologia da camada boretada. Os autores afirmam que a espessura da camada boretada diminui com o aumento dos elementos de liga. Aços comuns ao carbono apresentaram

24 24 espessura da camada de boretos da ordem de μm e morfologia dente-de-serra, enquanto aços de alta resistência, com maior quantidade de elementos de liga, apresentaram camada mais fina, da ordem de μm. No caso de aços inoxidáveis, a grande quantidade de elementos de liga (especialmente Cr e Ni) reduziram a camada de boretos para μm e favoreceram a formação de uma interface mais lisa entre a camada de boretos e o substrato (PETROVA et al., 2008). A Figura 5 apresenta uma comparação da morfologia da interface camada/substrato para um aço AISI 1018 e AISI 304. Figura 5 Influência do teor de liga na morfologia e espessura da camada de boretos. (a) 1018, (b) AISI 304. Fonte: PETROVA et al., Já o aço para trabalho a quente AISI H13 apresenta morfologia da camada de boretos com menor formação de interface dente-de-serra do que um aço comum ao carbono (TAKTAK, SUKRU; TASGETIREN, 2006). Esse tipo de aço é adequado e muito utilizado para tratamentos superficiais como nitretação e boretação (TAKTAK, S, 2007). Nas aplicações industriais o aço cromo-molibdênio AISI H13 é o mais utilizado entre os aços para trabalho a quente. Apesar de haver alguma desvantagem na boretação do aço H13 em relação a outros aços contendo menores teores de silício a boretação tem sido aplicada para aumentar a vida útil de lingoteiras e matrizes de forjamento a quente (GENEL, 2006). A interface entre a camada de boretos e o substrato é mostrada na Figura 6.

25 25 Figura 6 Microestrutura do aço AISI H13 boretado a pó a 1000 C por 4h. Fonte: HECK, É possível perceber a formação de uma subcamada entre a camada de boretos e o substrato não afetado pelo tratamento. Essa subcamada é rica em Si, formador de ferrita, sendo, portanto, mole se comparada com o restante do material. Assim como o Cr, o Si também apresenta baixa solubilidade na camada de boretos, sendo difundido para o interior da amostra (HECK, 2010). Se a peça tratada for submetida a carregamentos superficiais elevados essa subcamada pode levar à trincas como resultado do efeito casca de ovo (GENEL, 2006). Taktak (2007), estudou a influência da boretação na resistência à fratura de aços AISI H13 e aço inoxidável 304 e apontou que a resistência à fratura da camada boretada diminui com o aumento do tempo e da temperatura de tratamento. Os valores da resistência à fratura da camada boretada nos aços H13 e 304 diminuíram 12% e 5% quando o tempo de boretação aumentou 40% a 900 C, respectivamente. Da mesma forma, os valores para o aço inoxidável reduziram 55% quando a temperatura aumentou de 900 para 950 C para um tratamento durante 7 horas. A redução foi de 25% para o aço H13. A resistência à fratura depende não só do tempo e temperatura de tratamento, mas também da quantidade de elementos de liga do substrato. A camada boretada do aço inoxidável apresenta menor resistência à fratura do que a camada do aço H13. Isso pode ser explicado pelos altos teores de Cr e Ni no aço inoxidável. O Cr tem efeito negativo na resistência à fratura de boretos formados em substratos de aço baixa-liga com teor elevado de cromo (BINDAL, C.; UCISIK, A. H., 1999 apud TAKTAK, SUKRU; TASGETIREN, 2006). Para o aço AISI W4, a resistência á fratura da fase Fe 2 B é quase quatro vazes maior do que para a fase FeB (OZBEK; BINDAL, 2002).

26 26 A boretação pode aumentar a resistência à corrosão de aços de baixa liga a ácido sulfúrico, fosfórico, hidroclorídrico, etc (TAKTAK, S, 2007). Aços ao carbono boretados apresentam taxas de ataque à alumínio fundido substancialmente menores do que aços ao carbono não boretados. Nas primeiras 20 horas a taxa de ataque fica em torno de 75 mg/cm² para o aço não tratado e não passa de 8 mg/cm² para o aço boretado. Depois de 120 horas a camada de boretos ainda se mostra intacta e a taxa de ataque é menor do que 25 mg/cm². Para o caso de ataque a zinco fundido, os aços boretados apresentam baixas taxas de ataque. Apesar da ocorrência de pequeno ataque intergranular, a camada boretada permanece extremamente resistente (TSIPAS, D. et al., 1998). A resistência à corrosão de aços boretados é aumentada em comparação com não boretados. Essa resistência à corrosão aumenta em 100 vezes para aços com baixo teor de carbono, 2,5 vezes para aços de alta resistência e 10 vezes para aços inoxidáveis austeníticos (PETROVA et al., 2008). A camada de boretos promove melhora na resistência à corrosão em meios como H 2 SO 4 e H 3 PO 4, quanto exposto por curtos períodos. Para exposições maiores a resistência à corrosão é menor no H13 boretado do que no não tratado. O principal mecanismo de corrosão no aço H13 boretado é o de corrosão em fresta da camada boretada que é seguida, inicialmente, por formação de par galvânico entre a camada e o substrato e finalmente por corrosão na forma de pites no substrato (KARIOFILLIS et al., 2006). Em meio de HCl, a velocidade de corrosão diminui para o aço boretado em torno de 33%, sendo que os parâmetros do tratamento de boretação não influenciam significativamente esse comportamento (HECK, 2010). Quanto à resistência à oxidação, para aço 1018, resultados experimentais indicam que o ganho de massa para amostras boretadas são 5 vezes menores do que para as amostras não boretadas, entre 500 e 800 C. Isso significa que a resistência à oxidação é maior para as amostras boretadas. Entretanto, a 900 C o ganho de massa de amostras boretadas e não boretadas é ligeiramente diferente. Isso mostra que a deterioração da camada de boro é crucial e esse recobrimento não protege mais o substrato de oxidação a 900 C. O recobrimento de boro mostra-se efetivo na redução da difusão de oxigênio para o substrato devido à formação de um filme protetor de B 2 O 3, retardando a formação de óxidos de ferro (PETROVA; SUWATTANANONT, 2005; SUWATTANANONT; PETROVA, 2008). Com relação ao aço AISI H13, a amostra não boretada também apresenta maior ganho de massa do que a amostra boretada. Essa diferença pode chegar a até 83% para amostra de

27 27 H13 boretada por via sólida a 900 C por 2 horas e 43% para a amostra boretada a 1000 C por 4 horas. Um fator significativo quanto ao comportamento à oxidação é a formação de trincas na camada de boretos, prejudicando o desempenho na proteção contra oxidação (HECK, 2010) Boretação Sólida A boretação por via sólida pode ser feita com pasta ou pó. A boretação com pó é a mais largamente utilizada devido ao fácil manuseio, segurança, possibilidade de mudança na composição do pó boretante e baixo custo já que não necessita de equipamentos sofisticados (ASM INTERNATIONAL, 1991). A Figura 7 mostra esquematicamente o processo de boretação com pó. Figura 7 Diagrama de empacotamento para peça única no processo de boretação com pó. Peso Pó boretante ou componente inerte 100 mm mm Cadinho Amostra Agente boretante mm Vista frontal mm Fonte: ASM International, 1991.

28 28 Na boretação com pó, as peças a serem tratadas são colocadas em caixas feitas de aço refratário de 3 a 5mm de espessura e as superfícies a serem boretadas são cobertas com aproximadamente 10 a 20mm de pó boretante, responsável pelo fornecimento de boro. As caixas são então aquecidas entre 840 a 1050 C. O resfriamento é feito ao ar. Os pós boretantes são compostos de uma substância responsável pelo fornecimento de boro (B 4 C, ferro-boro, boro amorfo ou bórax [Na 2 B 4 O 7.10H 2 O]), como diluentes são utilizados, geralmente SiC ou Al 2 O 3, não tomando parte na reação e um ativador (cloreto de amônia, fluoreto duplo de boro e potássio, etc.). Existem marcas comerciais de pós para boretação, como as várias classes de Ekabor (ASM INTERNATIONAL, 1991; MARTINI; PALOMBARINI; POLI; et al., 2004; CHIAVERINI, 2008; HECK, 2010; TARAKCI et al., 2010). Além da composição, a granulometria e a espessura da camada de pó podem influenciar o resultado do processo de boretação. Quanto menor o tamanho da partícula do pó, maior será a área de contato, melhorando a difusividade e favorecendo a formação de camadas boretadas mais espessas (MERIÇ et al., 2000). A espessura da camada de pó, quando do tratamento de aço-carbono na temperatura de 940 C por aproximadamente 2 horas, precisa ser de no mínimo 10mm para que se obtenha as melhores características de espessura, microestrutura e propriedades. Para espessuras da camada de pó menores do que 10mm ocorre a redução da camada boretada devido à insuficiente quantidade de boro na fonte boretante (JAIN; SUNDARARAJAN, 2002). A renovação da camada de pó também é fator importante para obtenção de camadas boretadas espessas. Em se tratando de amostras de aço 1018, amostras boretadas com renovação do pó boretante adquirem camadas de boretos muito mais espessas do que amostras que não experimentam a renovação de seu meio boretante quando a duração de tratamento é maior do que 60 minutos. Consequentemente, há maior formação de fase FeB (CHEN et al., 2008). 2.2 PROCESSOS DE DESGASTE De acordo com Zum Gahr (1998) os processos de desgaste podem ser classificados como desgaste por deslizamento, rolamento, oscilação, impacto e desgaste erosivo, dependendo da cinemática do sistema. Uma outra descrição pode ser feita para o desgaste erosivo quanto ao estado físico do contra-corpo ou do ângulo de ação. Ainda, quanto ao elemento interfacial, podem ser classificados como à seco ou lubrificado, ou desgaste a 2-

29 29 corpos (por deslizamento) ou 3-corpos (por rolamento) (ZUM GAHR, 1987). A Figura 8 mostra um resumo dos possíveis processos de desgaste. Figura 8 Diagrama dos processos de desgaste em função do elemento interfacial e do tipo de movimento das interfaces. Fonte: RADI, et al., Ainda, segundo Zum Gahr (1987), existem quatro mecanismos básicos envolvidos nos processos de desgaste: adesão, abrasão, fadiga superficial e reação triboquimica. No desgaste adesivo, as ligações adesivas formadas entre as asperidades são mais fortes do que as ligações internas do material. Isto resulta na deformação plástica na região de contato e no possível arrancamento de partículas que podem ser perdidas a partir da superfície de transferência. O desgaste adesivo ocorre quando as superfícies experimentam transferência metálica (ANTLER, 1981; RADI et al., 2007). A adesão é muitas vezes uma causa de elevados coeficientes de atrito (BATCHELOR; STACHOWIAK, 1995). O desgaste abrasivo, como definido pela ASTM, é devido a partículas duras ou protuberâncias que são forçadas a se mover contra e ao longo de uma superfície sólida (ASM INTERNATIONAL, 1992). Durante o desgaste por deslizamento de materiais sólidos partículas podem ser encontradas entre as superfícies deslizantes. A origem dessas partículas pode ser de contaminação externa à acúmulo de partículas de desgaste (JIANG et al., 1998). O desgaste por fadiga superficial pode ser caracterizado pela formação de trincas e descamação de material causado por

30 30 carregamentos alternados repetidos em superfícies sólidas (ZUM GAHR, 1987). Por fim, o desgaste tribo-químico, ou desgaste corrosivo, pode ser caracterizado como atrito entre duas superfícies sólidas que reagem com um ambiente corrosivo (líquido ou gasoso), neste caso o desgaste é influenciado pela geração de calor que ocorre durante o deslizamento. O processo de desgaste se dá pela contínua remoção dos produtos de reação que são formados devido às interações químicas e eletroquímicas entre as superfícies e o meio (ZUM GAHR, 1987; RADI et al., 2007) Desgaste por Deslizamento O desgaste por deslizamento pode ser caracterizado como o movimento relativo de duas superfícies sólidas em contato sob um carregamento (ZUM GAHR, 1987). O deslizamento é a condição de contato tribológico mais comum (STACHOWIAK, 2005). No contato deslizante o desgaste não ocorre por um único mecanismo, mas por vários mecanismos que mudam de acordo com as condições de deslizamento (HUTCHINGS, 1992). O desgaste pode ocorrer por adesão, fadiga superficial, reação tribo-química e/ou abrasão (ZUM GAHR, 1987; BHUSHAN, 2001). Alguns termos como scuffing, scoring e galling são associados com desgaste severo por deslizamento (HUTCHINGS, 1992). Scuffing se manifesta como o resultado do colapso repentino de um filme lubrificante protetor sobre condições extremas de carga e/ou velocidade (MARKOV; KELLY, 2000). Scoring é usado nos Estados Unidos como sinônimo de scuffing, porém, alguns pesquisadores mostraram que scoring precede scuffing e é acompanhado pela formação gradual de camadas brancas de metal de transferência (HUTCHINGS, 1992; CAMPANY; WILSON, 1982 apud MARKOV; KELLY, 2000). Já o termo galling representa uma forma mais severa de scuffing e está associada com danos mais grosseiros à superfície, geralmente em deslizamento sem lubrificação à baixas velocidades (HUTCHINGS, 1992). O regime de desgaste pode ser caracterizado em termos da taxa de desgaste em brando (ou suave) e severo. Em situações de desgaste brando a perda de massa é geralmente muito pequena em comparação com a massa total do componente desgastado (BHUSHAN, 2001). As partículas de desgaste são finamente divididas, predominantemente óxidos, e a superfície de desgaste é relativamente suave, ou seja, pouco rugosa (HUTCHINGS, 1992). O desgaste severo, em contrapartida, resulta em partículas de desgaste muito maiores e uma superfície mais rugosa, as estrias são mais profundas e ligações adesivas são formadas. As taxas de

31 31 desgaste são tão altas que chegam a ser inaceitáveis para aplicações práticas (HUTCHINGS, 1992; WANG, Y. et al., 1999). A transição entre desgaste brando e severo resulta de uma mudança na natureza do contato deslizante (HUTCHINGS, 1992). Essa transição está relacionada com grande fluxo plástico na sub-superfície que desestabiliza a camada protetora de óxido (STACHOWIAK, 2005). Para cada material existe uma temperatura instantânea no ponto de contato em que a transição brando-severo existe. A carga que demarca a transição brando-severo diminui com o aumento da velocidade de deslizamento (STACHOWIAK, 2005). A transição entre desgaste brando e severo é influenciada pela atmosfera, velocidade de deslizamento e temperatura ambiente (LUDEMA, 1996). Outros fatores envolvidos no regime de desgaste são as propriedades do material, geometria, acabamento superficial e elementos interfaciais, como lubrificantes (ZUM GAHR, 1987). Danos superficiais ou desgaste com base na adesão ou fadiga superficial são comuns, mas abrasão e desgaste tribo-químico também são outros mecanismos possíveis (BHUSHAN, 2001). Durante o desgaste por deslizamento não-lubrificado, dois mecanismos principais de desgaste são observados: desgaste por adesão e desgaste por oxidação (ARCHARD; HIRST, 1956 apud VIAFARA; SINATORA, 2011), além de desgaste por fadiga superficial e abrasão (ZUM GAHR, 1987) Adesão Adesão é o fenômeno que resulta das forças atrativas entre duas superfícies em contato íntimo (ZUM GAHR, 1987). Vários testes em uma grande variedade de metais têm mostrado que quando há forte adesão, ocorre transferência de material do metal mais fraco (ligações atômicas fracas) para o mais forte (ligações atômicas fortes), no caso do contato metal-metal (STACHOWIAK; BATCHELOR, 2000). A Figura 9 mostra um esquema do processo de transferência de metal devido à adesão. Material forte Figura 9 Processo de transferência de metal devido à adesão. Material fraco APROXIMAÇÃO ADESÃO TRANSFERÊNCIA Fonte: STACHOWIAK; BATCHELOR, 2000

32 32 A forte adesão observada em metais pode ser explicada pela transferência de elétrons entre as superfícies em contato. Um grande número de elétrons livres está presente em metais e no contato esses elétrons podem ser trocados entre os dois sólidos e estabelecer ligações (STACHOWIAK; BATCHELOR, 2000). Sob condições adequadas, uma forte adesão pode ocorrer entre metais e cerâmicas. O principal fator é a afinidade química entre os corpos. Tem sido observado que apenas metais que não formam óxidos estáveis exibem baixo coeficiente de atrito contra cerâmicas. Metais normalmente têm forças de coesão menores do que cerâmicas, por isso, na ruptura do contato adesivo, fragmentos metálicos são frequentemente aderidos à cerâmica para formar um filme de transferência (STACHOWIAK; BATCHELOR, 2000). Teorias anteriores de desgaste por deslizamento sugerem que o material é removido em pedaços ou fragmentos dos picos das asperidades por processos de adesão (HUTCHINGS, 1992). Muitas vezes grupos de partículas são formados e separados em entidades menores, dessa forma, vários processos de desgaste iniciam por adesão, mas a geração de partículas de desgaste significa que há possibilidade desse mecanismo mudar para desgaste por abrasão (NEALE, 1995). O mecanismo de formação de uma partícula de transferência por adesão é mostrado esquematicamente na Figura10. Figura 10 Mecanismo de formação de partícula de transferência por adesão. Adesão sem deslizamento Fonte: STACHOWIAK; BATCHELOR, 2000.

33 33 A grande deformação plástica na região de contato às vezes forma uma partícula na forma de cunha, que é seguida pela nucleação e propagação da trinca no modo de fratura combinado de tração e cisalhamento na região posterior de contato (BHUSHAN, 2001). Esta partícula de desgaste pode permanecer na superfície, ocasionando a formação de uma camada de transferência, ou ser removida, gerando uma partícula de desgaste (STACHOWIAK; BATCHELOR, 2000). Quando metais diferentes deslizam entre si, ocorre ligação mecânica entre eles e a partícula de transferência consiste em uma lamela dos dois materiais. No início, a partícula acumula material das duas superfícies. Conforme a partícula torna-se maior entre as duas superfícies ela se torna achatada, produzindo uma estrutura lamelar (STACHOWIAK; BATCHELOR, 2000). O possível mecanismo envolvido nesse processo é mostrado na Figura 11. Figura 11 Mecanismo de formação de camada de transferência. Partículas de desgaste 1) Estágio inicial do crescimento da partícula transferida 2) Partícula transferida comprimida em contato com a área A determinada pela pressão 3) Aplainamento por pressão e deslizamento 4) Crescimento da partícula transferida antes da remoção Fonte: STACHOWIAK; BATCHELOR, Essas partículas de transferência normalmente são mais duras do que o substrato devido ao encruamento severo sofrido e são capazes de produzir ranhuras na superfície pelo sulcamento do substrato mais mole. O sulcamento é uma forma muito ineficiente de corte que pode levar à formação de trincas na superfície como resultado de elevadas tensões de tração (STACHOWIAK; BATCHELOR, 2000), conforme pode ser observado na Figura 12.

34 34 Figura 12 Mecanismo de formação de ranhuras nas superfícies desgastadas por partículas transferidas encruadas. Forte adesão Sulco formado na superfície desgastada Partícula transferida Forte adesão Sulcamento Deslizamento Trincas formadas durante o sulcamento com forte adesão Fonte: STACHOWIAK; BATCHELOR, Quando não ocorre a formação de partículas de desgaste, pode haver uma extensa deformação plástica, como ilustrado na Figura 13. Figura 13 Modelo alternativo da deformação no contato de asperezas aderidas. OU Fratura frágil durante a separação das asperezas Asperezas em contato - Deformação mútua - Formação de ligação adesiva Fonte: STACHOWIAK; BATCHELOR, Fratura dúctil durante a separação das asperezas Os principais fatores que controlam os mecanismos de desgaste são as tensões mecânicas, temperatura e o fenômeno da oxidação. Todos os três fatores devem ser considerados para se entender o desgaste por deslizamento em metais (HUTCHINGS, 1992). Gaard et al. (2010), estudando o efeito da temperatura sobre o desgaste por adesão em contatos deslizantes sem lubrificação concluíram que o aumento da temperatura leva a

35 35 distâncias de deslizamento menores até o início do desgaste severo por adesão, caracterizado por um aumento no coeficiente de atrito. Cui et al. (2010) comprovaram que o aço H13 revenido a várias temperaturas, apresenta características de desgaste por adesão quando submetido a ensaio de desgaste do tipo pino-sobre-disco a temperatura ambiente. Os pesquisadores notaram a formação de uma camada muito fina de óxidos, insuficiente para a prevenção contra desgaste. Com o aumento da temperatura, houve o aumento da camada de óxido, ocorrendo a transição de mecanismo de desgaste para desgaste por oxidação, levando a menores valor de taxa de desgaste, especialmente para temperatura de 200 C. Wei et al. (2011) verificaram a influência do carregamento e da temperatura nos mecanismos de desgaste, para o desgaste por deslizamento, no aço H13. À temperatura ambiente a superfície de desgaste apresentou características de desgaste por adesão. A região de deformação plástica no substrato aumenta com o aumento do carregamento. Na temperatura de 200 C e uma carga de 50N a superfície de desgaste ainda apresentou traços de desgaste adesivo, porém, com o aumento da força uma camada suave e compacta de óxido se formou na superfície de desgaste, significando uma leve região de delaminação existente na superfície de desgaste. De modo semelhante Wang, Y. et al. (1999) concluíram que, independente da microestrutura, os aços e 1080 apresentaram a transição de desgaste brando, caracterizado por oxidação, para severo, caracterizado por adesão e delaminação com o aumento da força normal e/ou velocidade no deslizamento sem lubrificação Oxidação Desgaste oxidativo é o desgaste de metais, sem lubrificação, na presença de ar ou oxigênio (STACHOWIAK; BATCHELOR, 2000). Temperaturas instantâneas no ponto de contato de centenas de graus podem ser geradas no deslizamento, dependendo da velocidade de deslizamento. Em metais, velocidades apenas moderadas são suficientes para provocar o aquecimento e significativa oxidação na superfície, resultando numa transição no comportamento ao desgaste. O crescimento de um filme de óxido suprime os mecanismos dominantes de plasticidade, como é o caso da adesão (HUTCHINGS, 1992). Desgaste brando ocorre no contato por deslizamento de superfícies cobertas com camadas de óxidos (ZUM GAHR, 1987). À velocidades de deslizamento menores do que 1 m/s as temperaturas devido ao atrito não são altas o suficiente para promover a rápida oxidação das pontas das asperidades. Os

36 36 filmes espessos de óxidos na superfície desgastada se formam como conseqüência da agregação de partículas de desgaste, não diretamente por oxidação. Os óxidos fraturados e as partículas metálicas oxidadas são compactados e formam ilhas de óxidos na superfície de desgaste. A área dessas ilhas aumenta com a distância de deslizamento. O crescimento dessas ilhas gera uma redução no coeficiente de atrito. A superfície dessas ilhas é suave e consiste de finas partículas de óxido plasticamente deformadas. Diretamente abaixo dessa camada superficial há uma mistura de óxidos grandes e partículas oxidadas (STACHOWIAK; BATCHELOR, 2000). Essa sequência de eventos está ilustrada na Figura 14. Figura 14 Mecanismo de desgaste oxidativo em baixas velocidades. Filme inicial de óxidos e contaminantes Migração das partículas desgastadas ao longo da superfície Óxidos Desgaste severo, perda do filme inicial Filme espesso de óxidos em algumas asperezas 1. Condição inicial 2. Recuperação parcial do desgaste severo Fina camada de óxido não aderida 1-5 nm de espessura Denso filme de óxidos (esmalte) espalhado sobre as asperezas Partículas compactadas, nm de diâmetro 1 μm Detalhe da camada densa de óxido (esmalte) 3. Recuperação total: desgaste brando Fonte: STACHOWIAK; BATCHELOR, Geralmente as partículas finas desgastadas fraturadas são oxidadas e compactadas, formando uma camada conhecida como esmalte. Enquanto essa camada de esmalte se espalha sobre a superfície de desgaste o processo de desgaste se torna brando, ocorrendo a diminuição da taxa de desgaste (STOTT, 2002 apud FARÍAS, 2004). O processo de desgaste em baixas velocidades de deslizamento é particularmente efetivo na formação de partículas de desgaste constituídas por uma mistura de óxidos e metal. Essas partículas são formadas e deformadas sucessivamente, esse processo cria um suprimento contínuo de metal nascente da superfície para oxidação pelo oxigênio atmosférico (STACHOWIAK; BATCHELOR, 2000). Esse mecanismo é ilustrado esquematicamente na Figura 15.

37 37 Figura 15 Formação de partículas desgastadas constituídas por mistura de óxido e metal. Deslizamento Deformação gerando superfícies expostas através da quebra do filme de óxidos Partículas de desgaste formadas por contato adesivo Oxigênio Filme óxido Novas superfícies prontas para oxidação Início da formação de partículas de desgaste oxidadas Deslizamento Metal óxido incorporado na partícula metálica Mistura causada pela rolagem Partícula de desgaste Nova superfície entre o óxido quebrado Adesão da partícula de desgaste pela superfície Oxidação e mistura mecânica de óxidos e metais Fonte: STACHOWIAK; BATCHELOR, O desgaste por oxidação era descrito como abrasivo por claramente não ser adesivo, porém o termo desgaste abrasivo não é satisfeito já que abrasão é definida em termos da presença de partículas duras na região de interface. Quando partículas de óxido são removidas, estas se movem na região de contato, algumas delas deixam o sistema como partículas de desgaste, mas esses óxidos não abradam as superfícies na maioria dos sistemas (LUDEMA, 1996). Wei et al. (2011) concluíram que a 200 C prevalece o mecanismo de desgaste brando por oxidação, sendo que a taxa de desgaste aumenta com o aumento do carregamento. A 400 C a taxa de desgaste aumenta com o aumento do carregamento, sendo maior do que o desgaste para as condições de temperatura ambiente e 200 C. O mecanismo predominante a 400 C é o de desgaste por oxidação. Resultados similares foram obtidos por Cui et al. (2010) que afirmaram, ainda, que no desgaste por adesão e por oxidação a resistência ao desgaste é fortemente influenciada pelas microestruturas do revenimento. O aço revenido a C apresentou taxas de desgaste menores do que os revenidos a C ou 700 C, sugerindo que a resistência ao desgaste está relacionada também com a resistência à fratura.

38 Fadiga Superficial e Delaminação Repetidos ciclos de contato não são necessários para gerar partículas de desgaste por adesão ou abrasão. O desgaste gerado pelos ciclos de contato é chamado de desgaste por fadiga superficial (BHUSHAN, 2001). O exame das superfícies de desgaste em seções transversais revela uma intensa deformação do material diretamente abaixo da superfície. Essa deformação é tão intensa que o material próximo á superfície se desloca na direção de deslizamento devido à força de atrito e os grãos são orientados paralelamente à direção de deslizamento (STACHOWIAK; BATCHELOR, 2000). A microestrutura é similar aos metais sujeitos à grande deformação plástica de outras formas, como por exemplo em testes de torção (HUTCHINGS, 1992). A Figura 16 mostra esquematicamente os níveis de deformação numa superfície deformada. Figura 16 Níveis de deformação numa superfície deformada. Material muito deformado Material moderadamente deformado Material não deformado Fonte: STACHOWIAK; BATCHELOR, 2000 A deformação induzida pelo deslizamento pode levar à formação de células de discordâncias. Essas células podem ser descritas como regiões relativamente livres de discordâncias, separadas por paredes com grande emaranhado de discordâncias. Por possuírem grande energia, os contornos das células podem ser responsáveis pela formação de espaços vazios e nucleação de trincas. A formação de partículas de desgaste pode ser iniciada nas paredes das células que são orientadas perpendicularmente à direção de deslizamento, uma vez que a trinca pode se propagar no contorno da célula. (STACHOWIAK; BATCHELOR, 2000). As Figuras 17 e 18 mostram esquematicamente o processo de

39 39 formação e propagação de trincas a partir da superfície e um exemplo da formação de partícula de desgaste por fadiga em ferro fundido. A propagação de trincas pode ocorrer ao longo dos planos de escorregamento ou de contornos de células de discordância, paralelamente à superfície e a uma profundidade onde as tensões de cisalhamento são elevadas (JAHANMIR; SUH, 1977 apud FARÍAS, 2004). Figura 17 Ilustração esquemática do processo de nucleação e propagação de trinca superficial. Adesão ou atrito elevado 1) Nucleação da trinca por processo de fadiga 2) Propagação da trinca primária ao longo de um plano de escorregamento Partícula de desgaste 3) Nucleação de trinca secundária 4) Propagação da trinca secundária e formação de partícula de desgaste Fonte: STACHOWIAK; BATCHELOR, O desgaste por fadiga superficial pode ser importante em condições específicas, como as que o carregamento é suave e onde há muito pequena tendência à adesão entre superfícies suaves e duras (ZUM GAHR, 1987).

40 40 Figura 18 Ilustração do mecanismo de formação de partícula de desgaste devido ao crescimento de trinca a partir da superfície e exemplo de formação de partícula de desgaste em ferro fundido. Nucleação da trinca Liberação de partícula de desgaste Propagação da trinca Fonte: STACHOWIAK; BATCHELOR, Alternativamente, a trinca pode iniciar num ponto fraco abaixo da superfície e se propagar para a superfície, resultando na liberação de uma partícula de desgaste (STACHOWIAK; BATCHELOR, 2000). A Figura 19 mostra os eventos subseqüentes que resultam em partículas de desgaste na forma de lâminas decorrentes de nucleação de trincas sub-superficiais. Os eventos que levam à formação dessas partículas podem ser: (I) durante o deslizamento, forças normais e tangenciais são transmitidas através dos pontos de contato por adesão e sulcamento. As asperidades do material mais mole são facilmente deformadas e algumas são fraturadas pelo carregamento cíclico. Isso leva à suavização da superfície mais mole. (II) a superfície mais

41 41 dura induz deformação plástica na mais mole. (III) o aumento da deformação superficial leva á nucleação de trincas abaixo da superfície em algum ponto fraco. As trincas tendem a se propagar paralelamente à superfície. (IV) em algumas posições, as trincas são capazes de cisalhar até a superfície, gerando partículas de desgaste finas e alongadas (ZUM GAHR, 1987). Figura 19 Formação de partículas de desgaste devido à delaminação: (a) suavização da superfície mais mole; (b) acúmulo de deformação abaixo da superfície; (c) nucleação de trincas sub-superficiais; (d) formação de partículas de desgaste finas e alongadas. Fonte: ZUM GAHR, A deformação do material imediatamente abaixo da superfície desgastada atinge níveis extremamente elevados, mas não contribui diretamente para o crescimento das trincas já que um campo triaxial de tensões de compressão ocorre diretamente abaixo do contato entre as asperidades. Se a trinca não pode se formar na superfície, irá se formar em alguma região mais abaixo onde o campo de tensões ainda é suficientemente intenso para favorecer a propagação da trinca (STACHOWIAK; BATCHELOR, 2000). A maioria dos materiais de engenharia contém inclusões e outras imperfeições que atuam como núcleos para formação de vazios sob deformação plástica. Esses vazios são uma oferta abundante de iniciadores de crescimento de trincas (STACHOWIAK; BATCHELOR,

42 ). O processo de formação de trincas sub-superficiais é ilustrado esquematicamente na Figura 20. Figura 20 Processo de formação de trinca sub-superficial pelo crescimento e ligação de vazios. Tensão de cisalhamento Vetor de Burger Trinca superficial para liberação de partícula de desgaste Partículas duras com acumulação de discordâncias Vazios recém formados Vazios alongados ou trincas Trinca contínua Fonte: STACHOWIAK; BATCHELOR, A formação de vazios por deformação plástica é resultado do empilhamento de discordâncias em partículas duras. Esses vazios aumentam com a deformação e atuam como armadilhas de discordâncias. O crescimento da trinca ocorre numa região um pouco abaixo da superfície, pelos motivos já descritos, onde a tensão de cisalhamento ainda é elevada. Esses fatores favorecem o crescimento de uma trinca paralela e abaixo da superfície. Em algum ponto a trinca vira para cima e uma partícula fina laminar é liberada (STACHOWIAK; BATCHELOR, 2000) Abrasão O desgaste abrasivo pode ser definido como o desgaste devido à penetração de partículas duras ou asperidades superficiais de um contra-corpo duro em uma superfície mole em contato por deslizamento (ZUM GAHR, 1987). A abrasão é geralmente causada, quer por partículas que estão incorporadas a alguma superfície oposta, ou por partículas que estão livres para deslizar e rolar entre duas superfícies (NEALE, 1995). Partículas incorporadas não são usuais na prática. Partículas soltas são muito mais comuns. As partículas incorporadas produzem abrasão a dois corpos (abrasão por deslizamento) enquanto a ação de partículas abrasivas soltas é chamada de abrasão a três corpos (abrasão por rolamento) (LUDEMA, 1996).

43 43 A taxa de remoção de material na abrasão a três corpos pode ser uma ordem de magnitude menor do que a da abrasão a dois corpos porque as partículas abrasivas soltas abradam a superfície apenas 10% do tempo, enquanto passam 90% do tempo rolando (ZUM GAHR, 1998). O desgaste abrasivo a dois corpos corresponde a um modelo de ferramenta-de-corte, enquanto o desgaste abrasivo a três corpos envolve a ação de mecanismos mais lentos de remoção de material. Parece que o material desgastado não é removido por uma série de riscos como é o caso do desgaste abrasivo a dois corpos. Em vez disso, a superfície gasta exibe uma topografia aleatória, sugerindo a remoção gradual das camadas superficiais pelo contato sucessivo de grãos (STACHOWIAK; BATCHELOR, 2000). O desgaste abrasivo a dois e a três corpos é mostrado na Figura 21. Figura 21 - Modos de desgaste abrasivo a dois e três corpos. Contato rígido Corpo 1 Abrasivo Abrasivo Corpo 2 Sulcos lineares Substrato Desgaste a dois corpos ou por deslizamento Corpo 1 Superfície oposta Rolamento Grãos = Corpo 3 Deslizamento Abrasivo Trilha de abrasão curta Corpo 2 Desgaste a três corpos ou por rolamento Fonte: STACHOWIAK; BATCHELOR, 2000.

44 44 As partículas ou abrasivos podem remover material por microcorte, microfratura, arrancamento de grãos ou fadiga acelerada por deformações plásticas repetidas (ou sulcamentos) (STACHOWIAK; BATCHELOR, 2000). Já BHUSHAN, (2001) divide os mecanismos de desgaste abrasivo em três tipos, sendo: microcorte, microsulcamento e formação de aresta. A Figura 22 mostra esquematicamente os mecanismos de microcorte, microfratura, arrancamento de grãos e microfadiga. Figura 22 Mecanismos de desgaste abrasivo. Direção de abrasão Direção de abrasão Microcorte Microfratura Direção de abrasão Direção de abrasão Deformações sucessivas por abrasivos Microfadiga por sulcamento sucessivo Arrancamento de grão Grão destacado Fonte: STACHOWIAK; BATCHELOR, A Figura 23 apresenta imagens de Microscopia Eletrônica de Varredura dos mecanismos de microcorte, formação de aresta e microsulcamento. Figura 23 Mecanismos de microcorte (a), formação de aresta (b) e microsulcamento (c). Fonte: BHUSHAN, 2001.

45 45 O mecanismo de microcorte representa o modelo clássico no qual um abrasivo cortante ou uma asperidade dura cortam uma superfície mole. O material cortado é removido como partícula de desgaste. Quando o material abradado é frágil pode ocorrer a fratura na superfície desgastada. Nesse caso as partículas de desgaste são resultado da convergência de trincas (STACHOWIAK; BATCHELOR, 2000). No mecanismo de microsulcamento, uma partícula de desgaste não é gerada por um único passe de deslizamento e apenas um sulco raso é formado. O deslizamento sucessivo e o acúmulo de deformação plástica na superfície é necessária para a geração de partículas de desgaste (BHUSHAN, 2001). Nesse mecanismo o material é continuamente deslocado para o lado, formando cristas adjacentes ao risco produzido. No entanto, a remoção de material pode ocorrer pela ação repetida de muitas partículas abrasivas (ZUM GAHR, 1998). Ocorre quando um material dúctil é abradado por um abrasivo cego, não permitindo o microcorte, consequentemente, a superfície é repetidamente deformada (STACHOWIAK; BATCHELOR, 2000). O mecanismo de arrancamento de grão é aplicável principalmente para materiais cerâmicos em que os contornos de grãos são relativamente fracos. Nesse mecanismo todo o grão é perdido como partícula de desgaste (STACHOWIAK; BATCHELOR, 2000). Já no mecanismo de formação de aresta uma aresta é formada na ponta da partícula abrasiva e permanece lá, atuando como uma espécie de cunha construída para continuar riscando o material. Elevado atrito ou forte adesão ajudam nesse mecanismo de desgaste (BHUSHAN, 2001). Durante o desgaste abrasivo o metal apresenta um encruamento extensivo (NEALE, 1995) devido à grande deformação plástica provocada. Esse encruamento pode resultar em aumento da resistência ao desgaste abrasivo (STACHOWIAK; BATCHELOR, 2000). Esse processo é ilustrado na Figura 24.

46 46 Figura 24 Deformação do substrato durante a passagem de um grão. Abrasivo Substrato Fonte: STACHOWIAK; BATCHELOR, INFLUÊNCIA DA BORETAÇÃO NA RESISTÊNCIA AO DESGASTE As propriedades das superfícies podem ser modificadas por técnicas de tratamento superficial ou pela aplicação de uma ou muitas camadas (STACHOWIAK, 2005). Modificando-se a superfície do material por tratamento termoquímico de boretação, por exemplo, pode levar a uma melhora significativa da propriedade de resistência ao desgaste. Heck (2010) observou uma redução média do volume desgastado de 96% para os aços 1060 e H13 submetidos ao processo de boretação sólida e microabrasão, em comparação com os materiais não tratados e temperados e revenidos, respectivamente. Quando submetidas a cargas elevadas, as camadas de boretos podem ser fraturadas, levando a uma mudança no mecanismo de desgaste devido ás partículas duras geradas pela presença da camada de boretos. Essas partículas mudam o mecanismo de desgaste de adesivo para abrasivo (SELÇUK, 2003). Para aços 1018, 4340 e AISI 304 a boretação proporcionou elevada resistência ao desgaste por deslizamento, devido aos boretos formados na superfície. A resistência ao desgaste depende da microdureza, microestrutura do recobrimento e suas características tribológicas (PETROVA et al., 2008) Para aços com médio teor de carbono submetidos a ensaios do tipo pino-sobre-disco a elevadas velocidades de deslizamento (maiores do que 8 m/s) e boretação com pó pode-se observar a redução da taxa de desgaste em uma ordem de magnitude quando o aço é boretado. O coeficiente de atrito é maior para o aço boretado à velocidades elevadas. O mecanismo de

47 47 desgaste muda de desgaste por oxidação (para o aço não boretado), para desgaste por delaminação (para o aço boretado) (VENKATARAMAN, 1995). Habig (1980), estudando a influência de diferentes tratamentos superficiais sob condições de adesão, afirma que a melhor condição de resistência ao desgaste mostrou-se como sendo o processo de nitretação, para um carregamento de 10 N, distância de deslizamento de 1000 m e velocidade de deslizamento de 0,1 m/s. No entanto, apenas os primeiros 10 a 20 μm da camada de compostos é responsável por esta alta resistência ao desgaste adesivo. Se essa camada for removida, a tendência à adesão aumenta. Assim, uma vantagem da boretação é que a camada de boretos é relativamente grossa e apresenta menor taxa de desgaste para umidade relativa de 50% fazendo com que a boretação seja melhor do que a nitretação para longos períodos de operação. A redução da quantidade de desgaste de aços boretados com o aumento da temperatura em testes de desgaste por deslizamento indica que a boretação é aconselhável para ferramentas usadas em conformação, quando elevadas velocidades relativas entre a ferramenta e a peça operam (HABIG, 1980). Em comparação com o tratamento termoquímico de cementação, a boretação apresenta resistência ao desgaste de 5 a 10 vezes maior. Os aços boretados são extremamente resistentes à abrasão e adesão quando submetidos a carregamentos suaves em virtude de sua grande dureza, podendo ser substitutos de aços cementados ou carbonitretados (SELÇUK, 2003). A camada de boretos leva a grande adesão desta no substrato devido a estrutura colunar da camada. As fases de boreto de ferro, no entanto, apresentam maiores coeficientes de atrito quando comparadas com fases de carbetos como carbeto de titânio, cromo e vanádio. As camadas de boretos são mais espessas do que as de carbetos em aproximadamente uma ordem de magnitude (KHIZHNYAK et al., 2003). A resistência ao desgaste por abrasão pode ser melhorada para uma gama muito grande de aços submetidos a diferentes processos de boretação, especialmente se não houver a presença de camada dupla de boretos FeB/Fe 2 B, reduzindo assim a propagação de trincas na interface das fases (ATIK, 2003; MARTINI; PALOMBARINI; POLI; et al., 2004; BEJAR; MORENO, 2006; TABUR et al., 2009; KIRATLI; FINDIK, 2011). A Figura 25 apresenta uma comparação entre duas amostras de aço 8620 submetidas a desgaste abrasivo com carga de 30 N. É possível perceber que a superfície da amostra não tratada apresenta ranhuras muito mais profundas do que a amostra boretada, evidenciando o aumento na resistência ao desgaste abrasivo.

48 48 Figura 25 Imagens da superfície de desgaste de aço 8620 submetido a desgaste abrasivo. (a) amostra boretada a 950 C por 6 h; (b) amostra não boretada. (a) (b) Fonte: TABUR et al., Amostras de aço 4140 boretadas por via sólida (pó) submetido a desgaste abrasivo apresentam, em comparação com amostras não tratadas, resistência ao desgaste aproximadamente 3-4 vezes maior e coeficientes de atrito menores (ULUTAN et al., 2010). Há ainda a opção de se fazer uma boro-nitretação com o objetivo de se formar nitreto de boro ou camadas duplex de boreto-nitreto. As camadas resultantes desse tratamento duplex apresentam-se livres de poros e trincas, além de excelente aderência devido á morfologia de dente-de-serra (quando feito no aço US37-1). Na primeira camada de 30μm a fase dúctil Fe 4 N foi identificada enquanto na segunda camada a 60 μm Fe 4 N e B 25 N foram predominantes. O valor máximo da microdureza HV apresentou o valor típico da fase Fe 2 B a uma profundidade de 200 μm. A profundidades menores valores típicos das camadas de nitretos foram encontrados (MARAGOUDAKIS, 2002). A Figura 26 mostra o perfil de dureza do aço US 37-1 boro-nitretado.

49 49 Figura 26 Aço US 37-1 boro-nitretado. Identações de microdureza estão indicadas. Fonte: MARAGOUDAKIS, 2002.

50 50 3 MATERIAIS E MÉTODOS Nesse capítulo são apresentados os materiais utilizados, equipamentos e parâmetros dos tratamentos termoquímicos e ensaio de desgaste por deslizamento do tipo pino-sobredisco. Todo o trabalho experimental foi realizado nos laboratórios do Departamento de Engenharia Mecânica (DEM) do Centro de Ciências Tecnológicas (CCT) da Universidade do Estado de Santa Catarina (UDESC). 3.1 MATERIAIS O material utilizado para realização deste trabalho foi o aço para trabalho a quente AISI H13. A composição química desse aço é mostrada na Tabela 1. Tabela 1 Composição Química C Cr Mn Si Mo V Ni AISI H13 0,32-0,45 4,75-5,50 0,20-0,50 0,80-1,20 1,10-1,75 0,80-1,20 Max. 0,30 Porcentagem em peso. Fonte: Fabricante dos materiais. Para o tratamento termoquímico de boretação foi utilizado o pó comercial Ekabor 1- V2 como agente boretante para uma das situações analisadas. Para outra condição, chamada de boretação com mistura, o agente boretante foi uma mistura apresentada na literatura cuja composição é descrita com maiores detalhes no item que trata dos tratamentos termoquímicos. Para as amostras que sofreram tratamento térmico de têmpera e revenimento, foi utilizado granulado para cementação usado, com o objetivo de se evitar ao máximo a descarbonetação das amostras. 3.2 EQUIPAMENTOS Os equipamentos utilizados foram: Forno tipo mufla; Tribômetro pino-sobre-disco; Perfilômetro; Rugosímetro;

51 51 Microscópio óptico; Microscópio eletrônico de varredura; Microdurômetro; Difratômetro de raios-x. 3.3 MÉTODOS EXPERIMENTAIS experimental. A Figura 27 apresenta um fluxograma com as principais etapas do trabalho Figura 27 Fluxograma do trabalho experimental. AISI H13 Preparação das amostras Boretação Sólida Ensaio de desgaste Caracterização Corte Lixamento Polimento Ekabor 1-V2 Ekabor + Têmpera + Revenimento Mistura Volume de desgaste Coeficiente de atrito Mecanismos de desgaste MEV Microscopia óptica Microdureza Raios-X Análise e discussão dos resultados Fonte: produção do próprio autor

52 52 O aço AISI H13 foi escolhido por se tratar de um aço para trabalho a quente, largamente empregado na indústria de moldes e matrizes. Após a escolha do material procedeu-se a preparação das amostras. As amostras devidamente preparadas e limpas foram submetidas a tratamentos termoquímicos de boretação por via sólida e posteriormente a ensaio de desgaste por deslizamento do tipo pinosobre-disco. Ao término dos ensaios de desgaste as amostras foram submetidas à caracterização por microscopia óptica, MEV, microdureza e análise de raios-x Preparação das Amostras Uma barra com dimensão aproximada de 30 mm de diâmetro foi cortada em amostras de 6 mm de espessura. As amostras foram lixadas até lixa 600 e polidas com suspensão de alumina de 1 μm para padronização da superfície antes do tratamento termoquímico Tratamentos Térmicos e Termoquímicos Com as amostras polidas e devidamente identificadas, foi feito o tratamento de boretação sólida (Ekabor ou mistura). O tratamento de boretação foi feito em forno tipo mufla a 1000 C por 2 horas. Após o tratamento as amostras foram resfriadas ao ar. Para a condição de boretação + têmpera + revenimento, após a boretação (com os parâmetros já citados) realizou-se uma têmpera com patamar de 780 C durante 10 minutos seguido de aquecimento até a temperatura de 1050 C durante 15 minutos, e resfriamento em óleo. O revenimento foi feito a 590 C por 2 horas. O pó comercial para boretação Ekabor apresenta composição aproximada de 5%p B 4 C, 5%p KBF 4 e 90%p SiC (ASM INTERNATIONAL, 1991; USTA et al., 2006; GUNES et al., 2011). O pó para boretação denominado de mistura foi produzido no laboratório de metalurgia do pó e escolhido mediante pesquisa bibliográfica prévia. A composição da mistura é, em porcentagem por peso: 73,26% Bórax, 24,06% SiC, 1,22% NH 4 Cl e 1,46% NaCl (BEJAR; MORENO, 2006). O pó para boretação Ekabor, a mistura e o forno utilizado para os tratamentos termoquímicos podem ser vistos na Figura 28. Uma condição de amostras apenas temperadas e revenidas também foi estudada como padrão de dureza e comportamento ao desgaste. Para essa condição, as amostras foram também aquecidas a 780 C durante 10 minutos, seguido de aquecimento até 1050 C por 15 minutos, sendo resfriadas em óleo. O revenimento foi feito a 590 C por 2 horas. A Figura 29

53 53 apresenta, graficamente em termos de tempo e temperatura, as condições para os tratamentos térmicos e termoquímicos realizados. Figura 28 Materiais utilizados para boretação. (a) Ekabor 1-V2, (b) Mistura, (c) forno tipo mufla. (a) (b) (c) Fonte: produção do próprio autor Figura 29 Representação gráfica dos tratamentos térmicos e termoquímicos realizados.

54 54 Fonte: produção do próprio autor Ensaio de Desgaste Para o ensaio de desgaste por deslizamento utilizou-se o tribômetro desenvolvido na UDESC (Figura 30). Os testes de desgaste foram realizados de acordo com a norma ASTM G99/95, reaprovada em Figura 30 Tribômetro para ensaio de desgaste por deslizamento do tipo pino-sobre-disco. Fonte: produção do próprio autor Antes dos ensaios de desgaste as amostras foram limpas através de ultrassom com acetona para remoção de impurezas que podem interferir nos resultados.

55 55 Durante o ensaio o coeficiente de atrito foi monitorado através da medição da força de atrito. Para cada situação foram realizados dez testes, sendo que em cada teste foram feitas três medições do perfil da pista de desgaste através de um Perfilômetro CV-2000 Contrace Mitutoyo (Figura 31), para a determinação do volume de desgaste. Figura 31 Verificação do perfil da pista de desgaste. (a) perfilômetro (b) detalhe da amostra durante a medição. (a) (b) Fonte: produção do próprio autor O resultado da medição do perfil da pista de desgaste é processado em uma rotina computacional, desenvolvida na UDESC, para a obtenção do volume de material removido. O volume é calculado pela rotina através da área média transversal desgastada multiplicado pelo comprimento da pista de desgaste (2πR), sendo R o raio da pista de desgaste. O gráfico da seção transversal da pista de desgaste, obtidos pela medição no perfilômetro e processamento na rotina computacional é mostrado na Figura 32. Figura 32 Gráfico obtido pela rotina computacional através dos dados de medição do perfil no perfilômetro. Fonte: produção do próprio autor

56 56 Quando não foi possível de obter-se o perfil da pista de desgaste com o auxílio do perfilômetro (amostras boretadas com pó Ekabor e boretadas com pó Ekabor, temperadas e revenidas), foi utilizado um rugosímetro Mitutoyo modelo Surftest-211. O rugosímetro e o detalhe da medição da pista de desgaste são mostrados na Figura 33. Figura 33 Verificação do perfil da pista de desgaste. (a) rugosímetro (b) detalhe da amostra durante a medição. (a) (b) Fonte: produção do próprio autor A análise da área do perfil da pista de desgaste foi realizada através do programa Mountains Map Universal. A área da seção transversal da pista de desgaste foi multiplicada pelo comprimento da pista (2πR). A Figura 34 apresenta uma pista de desgaste analisada através do programa citado. Figura 34 Imagem obtida no programa Mountains Map Universal do perfil da pista de desgaste. Fonte: produção do próprio autor

57 57 O contra-corpo utilizado nos ensaios de desgaste foi uma esfera de alumina polida de 6,0 mm de diâmetro. Os ensaios de desgaste foram realizados de acordo com os seguintes parâmetros: Temperatura ambiente (~ 25 C); Umidade relativa abaixo de 40% (controlada com sílica gel); Carga aplicada sobre o pino: 10 N; Velocidade de deslizamento: 0,1 m/s; Distância de deslizamento: 1000 m; Raio da pista de desgaste: 6,0 mm; Para cada condição foram realizados dez ensaios. Apenas na boretação com mistura foram realizados apenas seis ensaios Microscopia e Microdureza Com o objetivo de avaliar a espessura e morfologia da camada de boretos foram realizadas análises de microdureza e microscopia óptica. Os testes de microdureza foram realizados em um microdurômetro Shimadzu HMV 2T. Em cada profundidade realizou-se, no mínimo, 4 identações, obtendo-se então o valor de microdureza médio na posição estudada. A carga utilizada foi de 50 g (HV 0,05), tempo de identação de 10 segundos e distância entre identações de 2,5 3 diagonais de identação. A preparação metalográfica foi realizada através de lixamento até lixa 600 e polimento com suspensão de alumina de 1 μm. Após a preparação as amostras foram atacadas com Nital 3%. O núcleo das amostras foi estudado através de microscopia óptica para se verificar a influência dos diversos tratamentos térmicos e termoquímicos realizados durante este trabalho. Foram feitas medidas de microdureza Vickers com a mesma finalidade. Os mecanismos de desgaste foram estudados com o auxílio de microscópio eletrônico de varredura (DSM 940 A Zeiss).

58 Difração de Raios-X A técnica de difração de raios-x foi utilizada de modo a verificar as fases presentes nas amostras após os tratamentos termoquímicos de boretação, bem como após a têmpera e revenimento quando foi o caso. Para essa verificação utilizou-se um difratômetro de raios-x Shimadzu com tubo de molibdênio, de radiação monocromática Mo Kα (l = 0,7093 A). Os difratogramas foram obtidos com ângulo de varredura (2θ) compreendido na faixa de Foi utilizado como referência o banco de dados JCPDSICDD (Joint Committee on Powder Diffraction Standards International Centre for Diffraction Data) e software Phillips para verificação de picos.

59 Rugosidade Média Ra [μm] 59 4 RESULTADOS E DISCUSSÕES Neste capítulo são apresentados os resultados obtidos através dos testes realizados. Primeiramente serão apresentados os resultados de rugosidade superficial, micrografias dos aços tratados termoquimicamente, difração de raios-x, microdureza e, por fim, o comportamento tribológico. 4.1 RUGOSIDADE A rugosidade superficial foi medida antes e após os tratamentos para avaliar-se a influência destes. Antes dos tratamentos todas as amostras foram polidas, apresentando rugosidade média (R a ) de 0,05 μm. Pode-se verificar, através da Figura 35 e da Tabela 2, que para todas as condições estudadas a rugosidade aumenta após o tratamento térmico. O maior aumento médio ocorreu para as amostras boretadas com a mistura, porém, a maior variação dos resultados ocorreu nas amostras submetidas ao tratamento de boretação com pó Ekabor seguida de têmpera e revenimento. Para as amostras boretadas a alteração na rugosidade é explicada pela formação da camada de boretos como forma de cristal na superfície do material. O desenvolvimento da estrutura cristalina é responsável pelo aumento observado na rugosidade para superfícies lisas (SAHIN, 2009). Figura 35 Comparação da rugosidade entre as amostras tratadas termicamente e amostras não tratadas 1,6000 1,4000 1,2000 1,0000 0,8000 0,6000 0,4000 0,2000 Boretação Ekabor Ekabor + Têmpera Boretação Mistura Têmpera + Revenido Sem Tratamento 0,0000 Condição Fonte: produção do próprio autor

60 Microdureza HV0,05 60 Tabela 2 Rugosidade [Ra] Condição Ra [μm] Desvio Padrão [μm] Sem Tratamento 0,050 0,0141 Boretação Ekabor 0,3833 0,0327 Boretação Ekabor, Têmpera, Revenimento 0,9767 0,4245 Boretação Mistura 1,0167 0,1171 Têmpera, Revenimento 0,1667 0,0509 Fonte: produção do próprio autor 4.2 MICRODUREZA A Figura 36 apresenta os perfis de dureza para as amostras estudadas. A maior dureza da camada de boretos foi obtida para as amostras boretadas com pó Ekabor, bem como para as boretadas com pó Ekabor, temperadas e revenidas, atingindo dureza média da camada da ordem de 1770 HV 0,05 para a condição boretada com pó Ekabor e 1440 HV 0,05 para a condição boretada, temperada e revenida. A dureza da camada para a amostra boretada com a mistura atingiu cerca de 1230 HV 0,05. Já as amostras que foram apenas temperadas e revenidas alcançaram dureza ao longo de toda a seção transversal de aproximadamente 410 HV 0,05. Figura 36 Perfis de dureza das amostras tratadas Profundidade [μm] Boretação Ekabor Ekabor + Têmpera Boretação Mistura Têmpera + Revenimento Fonte: produção do próprio autor

61 61 A redução brusca de dureza observada para todas as amostras boretadas é explicada pela formação da subcamada mole, rica em silício (formador de ferrita) (GENEL, 2006; HECK, 2010). Esta subcamada apresentou dureza em torno de 371 HV 0,05 para os corpos de prova boretados com Ekabor e 466 HV 0,05 para a condição boretada com mistura. Essa diferença de valores para a mesma região pode ser explicada pelo fato da subcamada das amostras boretadas pela mistura ser muito fina, não permitindo a medição da dureza apenas dessa fase e sim um comportamento em conjunto com a fase de boretos ou substrato, aumentando o valor de dureza da subcamada. A dureza do núcleo, por sua vez, apresenta os maiores valores para as condições em que não há têmpera e revenimento, independentemente do agente boretante utilizado durante o tratamento termoquímico. A dureza do núcleo, para essas situações, atingiu cerca de 610 HV 0,05. Já as amostras submetidas à têmpera e revenimento atingiram valores de dureza no núcleo de aproximadamente 420 HV 0,05. As amostras boretadas com a mistura apresentaram um menor valor de dureza para a camada de boretos pelo fato da grande quantidade de defeitos presentes nessa camada, além de ter se formado, possivelmente, apenas a fase Fe 2 B, ligeiramente mais mole do que a fase FeB. Quanto às amostras boretadas com pó Ekabor, seguidas de têmpera e revenimento, pode ter havido uma possível diminuição da fase FeB na camada de boretos e o aparecimento de trincas na interface entre as camadas, contribuindo para uma redução no valor da dureza. 4.3 ANÁLISE MICROSTRUTURAL Metalografias foram feitas com a finalidade de se verificar a formação da camada de boretos, espessura dessa camada e avaliação da microestrutura presente tanto na camada quanto no núcleo das amostras estudadas. A Figura 37 apresenta a micrografia óptica da camada de boretos para a condição de Boretação Ekabor. É possível notar a formação da camada dupla de boretos com presença das fases FeB (externa e escura) e Fe 2 B (interna e mais clara), subcamada mole rica em silício (HECK, 2010) e substrato.

62 62 Figura 37 Micrografia óptica mostrando a formação da camada de boretos para o aço H13 na condição de boretação com pó Ekabor. FeB Fe 2 B Camada de boretos Subcamada Substrato Fonte: produção do próprio autor As Figuras 38a e 38b mostram a camada de boretos para a mesma condição, porém com maior aumento, obtidas por microscopia eletrônica de varredura (MEV). Na Figura 38a utilizou-se o modo de elétrons secundários (SE Secondary Electrons) para evidenciar a diferença entre a camada de boretos e a subcamada, já para a Figura 38b foi utilizado o modo de elétrons retroespalhados (BSE Backscattered Electrons) para evidenciar a diferença de fases na camada de boretos. Figura 38 Micrografias por MEV para a condição de boretação com pó Ekabor. Em (a) SE e em (b) BSE. (a) (b) Fonte: produção do próprio autor

63 63 A Figura 39 apresenta a micrografia óptica da camada para a condição boretada com pó Ekabor, seguida de têmpera e revenimento. Figura 39 Micrografia óptica mostrando a formação da camada de boretos para o aço H13 na condição de boretação com pó Ekabor seguida de têmpera e revenimento. FeB Fe 2 B Camada de boretos Subcamada Substrato Fonte: produção do próprio autor A Figura 39 mostra indícios da diminuição da fase FeB na camada de boretos. Tal efeito pode ser explicado pela difusão de átomos de boro dessa fase para o interior do material durante a austenitização para a têmpera (ASM INTERNATIONAL, 1991). Do mesmo modo que para a condição anterior, análises por MEV foram realizadas com maiores aumentos para evidenciar a formação da camada e sua morfologia. A Figura 40 apresenta as micrografias obtidas por MEV para a condição submetida a boretação com pó Ekabor, seguido de têmpera e revenimento.

64 64 Figura 40 Micrografias por MEV para a condição de boretação com pó Ekabor seguida de têmpera e revenimento. Em (a) SE e em (b) BSE. (a) (b) Fonte: produção do próprio autor A camada de boretos para a condição boretada com mistura é mostrada na micrografia da seção transversal da Figura 41. Há evidência da não formação da fase FeB na camada de boretos, além da diminuição da espessura da camada. Ainda, pode-se perceber através da observação da Figura 42, uma maior quantidade de imperfeições (como poros) na camada, se comparada com as condições descritas anteriormente e maior evidência da não formação da fase FeB. Figura 41 Micrografia óptica mostrando a formação da camada de boretos para o aço H13 na condição de boretação com mistura. Camada de boretos Subcamada Substrato Fonte: produção do próprio autor

65 Espessura Média [μm] 65 Figura 42 Micrografias por MEV para a condição de boretação com mistura. Em (a) SE e em (b) BSE. (a) (b) Fonte: produção do próprio autor O gráfico da Figura 43 apresenta a comparação entre as espessuras das camadas de boretos para as três condições descritas. As camadas para as condições de boretação com pó Ekabor e Boretação com pó Ekabor seguida de têmpera e revenimento são estatisticamente iguais. As amostras boretadas com a mistura apresentaram a camada de boretos aproximadamente 48% mais fina Figura 43 Espessura média das camadas de boretos Boretação Ekabor Ekabor + Têmpera Boretação Mistura 10 0 Condição Fonte: produção do próprio autor

66 66 Outro fator importante percebido durante a análise das micrografias da seção transversal é o aumento do número de trincas na camada de boretos para a condição que foi temperada e revenida após o tratamento de boretação com pó Ekabor. As trincas estão indicadas com setas nas figuras. Esse fenômeno ocorre devido à grande diferença de expansão volumétrica entre as fases FeB e Fe 2 B (JAIN; SUNDARARAJAN, 2002) e estado de tensões das mesmas (CAMPOS et al., 2006) podendo inclusive haver o destacamento de parte da camada de boretos durante o resfriamento brusco no tratamento de têmpera (ASM INTERNATIONAL, 1991). Esse fator pode ter tido importante contribuição na variação da rugosidade das amostras boretadas seguidas de têmpera e revenimento devido ao possível destacamento de partes da camada durante e têmpera. A Figura 44 confirma a existência das trincas entre as camadas de boretos para as amostras boretadas com pó Ekabor (nas quais houve formação de camada dupla de boretos), seguidas de têmpera e revenimento. Figura 44 Trincas entre as fases na camada de boretos das amostras boretadas com pó Ekabor, temperadas e revenidas. Fonte: produção do próprio autor Além da análise metalográfica das camadas de boretos, também foi feita análise do núcleo das amostras tratadas. Este estudo foi feito para que fosse possível obter uma melhor avaliação da variação de dureza apresentada entre as amostras com tratamento térmico de têmpera e revenimento, que tiveram durezas menores para o substrato, e as amostras submetidas apenas a processos de boretação, independentemente do agente boretante empregado.

67 Temperatura [ C] 67 A Figura 45 ilustra de forma aproximada a curva de resfriamento para o aço H13 submetido ao tratamento de boretação Figura 45 Curva de transformação sob resfriamento contínuo do aço AISI H13. Carboneto em contorno de grão Austenita Martensita Perlita Bainita Segundos Minutos Horas Tempo Fonte: Adaptado de Metals Handbook, V.4, Nota-se que as amostras submetidas ao tratamento de boretação apresentam microestrutura bainítica com a presença de carbonetos no contorno de grão. Já as amostras que sofreram tratamento térmico de têmpera apresentam, inicialmente, estrutura martensítica. No tratamento de revenimento, realizado a 590 C por 2 h, essa estrutura transforma-se em martensita revenida com alguma esferoidização da cementita. Possivelmente, o tratamento de revenimento, nas condições empregadas, atuou no sentido de reduzir a dureza do núcleo das amostras até valores abaixo dos apresentados pela matriz formada por estrutura bainítica. Há indícios da ocorrência tanto da microestrutura formada por bainita e carbonetos nos contronos de grão, para as amostras boretadas; quanto microestrutura composta por martensita revenida e cementita esferoidizada, para as amostras temperadas e revenidas. A Figura 46 mostra a microestrutura do núcleo para as amostras submetidas a tratamento de boretação com pó Ekabor (Figura 46a), boretação com mistura (Figura 46b), boretação com pó Ekabor seguida de têmpera e revenimento (Figura 46c) e amostras apenas temperadas e revenidas (Figura 46d).

68 68 A presença de carbonetos nos contornos de grão é facilmente identificada na Figura 46a e 46b (as setas indicam os carbonetos), já a matriz aparenta ser constituída por bainita. Na Figura 46c e 46d, os carbonetos esferoidizados (indicados por setas) podem ser percebidos numa matriz de martensita revenida. Figura 46 Microscopia eletrônica de varredura do núcleo das amostras boretadas com pó Ekabor (a), boretadas com mistura (b), boretadas com Ekabor, seguidas de têmpera e revenimento (c) e apenas temperadas e revenidas (d). (a) (b) (c) (d) Fonte: produção do próprio autor

69 DIFRAÇÃO DE RAIOS-X O difratograma de raios-x da amostra boretada com pó Ekabor, apresentado na Figura 47, mostra a formação de fases FeB e Fe 2 B, comprovando os resultados obtidos com as micrografias ópticas e de MEV que apresentaram a formação de camada dupla de boretos. Figura 47 Difratograma de raios-x da amostra submetida à boretação com pó Ekabor. 1 1 FeB 2 Fe 2 B Fonte: produção do próprio autor 4.5 COMPORTAMENTO TRIBOLÓGICO O comportamento tribológico foi avaliado quanto ao coeficiente de atrito, resistência ao desgaste e mecanismos de desgaste para o desgaste por deslizamento não lubrificado e ensaio pino-sobre-disco Coeficiente de Atrito O gráfico da Figura 48 traz a comparação entre os coeficientes de atrito médios para as quatro condições estudadas. Apesar de apresentar a maior dispersão nos resultados (0,06), a condição boretada com pó Ekabor, seguida de têmpera e revenimento ainda apresentou o menor valor para o coeficiente de atrito, ficando em aproximadamente 0,56.

70 Coeficiente de Atrito 70 O coeficiente de atrito para as condições apenas boretadas, independentemente do agente boretante utilizado, é estatisticamente igual. Os valores médios são de aproximadamente 0,67 para a boretação com Ekabor e 0,69 para a boretação com mistura. Estes valores, no entanto, são 20% superiores ao valor do coeficiente de atrito para a condição boretada, temperada e revenida. As amostras apenas temperadas e revenidas apresentaram o maior valor para o coeficiente de atrito (0,77), aproximadamente 38% superior ao valor das amostras boretadas, temperadas e revenidas. Esse fato pode indicar que houve maior adesão para estas amostras em comparação com as amostras submetidas aos tratamentos de boretação. O valor médio do coeficiente de atrito foi obtido graficamente após a estabilização deste. Figura 48 Coeficientes de atrito. 0,9 0,8 0,7 0,6 0,5 0,4 0,3 0,2 Boretação Ekabor Ekabor + Têmpera Boretação Mistura Têmpera + Revenido 0,1 0 Condição Fonte: produção do próprio autor O valor do coeficiente de atrito monitorado durante o ensaio de desgaste é apresentado nas Figuras para cada uma das quatro condições estudadas. Durante os ensaios, as amostras submetidas a têmpera e revenimento, com ou sem tratamento termoquímico de boretação apresentaram a maior variação no valor do coeficiente de atrito (para um mesmo ensaio). As trincas provenientes do tratamento de têmpera parecem, novamente, ter papel importante no comportamento tribológico no que diz respeito ao coeficiente de atrito. As amostras submetidas apenas a tratamento de boretação, independentemente do agente boretante utilizado, mostraram comportamentos semelhantes durante o ensaio, com menor dispersão dos dados do que as anteriores. Apesar dessa semelhança entre as amostras

71 71 boretadas, nota-se que para as amostras boretadas com a mistura a distância até a estabilização do atrito é maior do que para as amostras boretadas com pó Ekabor. Este fenômeno pode ser influenciado pela grande diferença entre as rugosidades superficiais das amostras em questão. Além disso, o processo de redução das asperidades (desgaste) pelo contra-corpo é mais demorado, já que para as condições com maior rugosidade as asperidades também são maiores. As barras verticais indicam aproximadamente o ponto de estabilização do coeficiente de atrito. Figura 49 Comportamento do coeficiente de atrito durante o ensaio de desgaste por deslizamento. Condição: boretação com pó Ekabor. Fonte: produção do próprio autor Figura 50 Comportamento do coeficiente de atrito durante o ensaio de desgaste por deslizamento. Condição: boretação com mistura. Fonte: produção do próprio autor

72 72 Figura 51 Comportamento do coeficiente de atrito durante o ensaio de desgaste por deslizamento. Condição: boretação com pó Ekabor seguida de têmpera e revenimento. Fonte: produção do próprio autor Figura 52 Comportamento do coeficiente de atrito durante o ensaio de desgaste por deslizamento. Condição: têmpera e revenimento. Fonte: produção do próprio autor Quanto à distância do início do teste (antes da estabilização do coeficiente de atrito), as amostras boretadas com pó Ekabor apresentaram um comportamento semelhante para a maioria das amostras. As amostras boretadas com a mistura e as apenas temperadas e revenidas apresentaram um crescimento rápido do coeficiente de atrito nos metros iniciais do ensaio para todas as amostras. Por fim, para as amostras boretadas com pó Ekabor seguidas de têmpera e revenimento, o coeficiente de atrito no estágio inicial apresentou uma dispersão

73 Volume de Material Removido [mm³] 73 maior do que para as outras condições, porém, o valor do coeficiente foi menor e com crescimento mais lento até a estabilização Resistência ao Desgaste Os valores de Volume de Material Removido (VMR) para as condições estudadas são apresentados no gráfico da Figura 53. A melhor condição mostrou-se a boretação com pó Ekabor. Uma explicação possível para esse resultado é a formação da camada dupla de boretos (FeB externa e Fe 2 B interna), sendo esta camada a mais espessa (aproximadamente 64 μm) e com pouca ocorrência de trincas entre as camadas de boretos. A segunda melhor opção, quanto a resistência ao desgaste, são as amostras boretadas com pó Ekabor seguidas de têmpera e revenimento. Para esta situação também ocorre a formação de camada dupla de boretos, porém possivelmente com menor formação de FeB e presença de trincas entre as fases da camada e possibilidade de destacamento desta camada em alguns pontos devido à grande variação térmica proveniente do tratamento térmico de têmpera. Além disso, o núcleo das amostras para essa situação apresentou-se mais mole do que para as condições onde não houve têmpera e revenimento, proporcionando um pior suporte para a dura camada de boretos. 0,6 Figura 53 Resistência ao desgaste em termos do VMR. 0,5 0,4 0,3 0,2 Boretação Ekabor Ekabor + Têmpera Boretação Mistura Têmpera + Revenido 0,1 0 Condição Fonte: produção do próprio autor

74 74 A boretação com mistura mostrou-se a terceira melhor opção. Para esta situação, a camada boretada parece ter apresentado apenas fase Fe 2 B, evitando a nucleação e crescimento de trincas. Porém, a camada formada para esta condição mostrou-se menor (aproximadamente metade) do que as camadas das amostras boretadas com pó Ekabor. Ainda assim, pode-se observar que este tipo de tratamento foi efetivo em reduzir o VMR, sendo este valor 3 vezes menor do que para a condição apenas temperada e revenida. A grande dificuldade encontrada para a boretação com mistura é a limpeza das amostras após o tratamento termoquímico já que ocorre a formação de uma fase vitrificada, extremamente dura e frágil, na superfície da amostra. A Figura 54 mostra uma amostra boretada com mistura coberta com a fase vitrificada após o tratamento. Figura 54 Aspecto da amostra boretada com mistura após o tratamento. Em (a) antes da limpeza e em (b) após a limpeza. (a) (b) Fonte: produção do próprio autor As amostras apenas temperadas e revenidas apresentaram o pior desempenho quanto á resistência ao desgaste. O valor do VMR para esta condição foi 3 vezes maior do que as amostras boretadas com a mistura, aproximadamente 5 vezes maior do que as amostras boretadas com pó Ekabor, temperadas e revenidas e mais de 20 vezes maior do que as amostras que foram apenas boretadas com pó Ekabor. Isso pode ser explicado, em partes, pelo valor inferior da dureza da superfície em comparação com as amostras boretadas. Outro processo de tratamento superficial utilizado em moldes e matrizes para a indústria de alumínio é o tratamento termoquímico de nitretação. As melhores condições de resistência ao desgaste foram obtidas para a nitretação a plasma (0,068 mm³ de VMR) e nitretação sólida com duração de 10 horas (aproximadamente 0,065 mm³ de VMR) para as mesmas condições de desgaste estabelecidas neste trabalho (ALMEIDA, 2009).

75 Análise das Superfícies de Desgaste A análise das superfícies de desgaste foi realizada através de microscopia eletrônica de varredura para todos os quatro grupos de amostras estudadas. A Figura 55a-d apresenta as micrografias da pista de desgaste para o aço AISI H13 submetido a tratamento térmico de têmpera e revenimento. A direção de deslizamento do pino está indicada pela seta. Figura 55 Microscopia eletrônica de varredura da pista de desgaste. Condição: temperada e revenida. (a) (b) 1 (c) (d) 1 1 Fonte: produção do próprio autor Fonte: produção do próprio autor

76 76 É possível perceber a formação de vários sulcos/riscos (Figura 55 a), característicos de desgaste por abrasão. Estes sulcos/riscos podem ter sido originados devido à grande deformação plástica do substrato provocada pelo contato com o contra-corpo ou, ainda, pela abrasão de partículas de desgaste encruadas e oxidadas que atuaram como abrasivos durante o deslizamento. A dureza relativamente pequena da superfície, em comparação com as amostras boretadas, pode ser fator determinante para este comportamento. No detalhe 1 da Figura 55-b, nota-se a presença de uma partícula aderida à superfície de desgaste, indicando a ocorrência de desgaste por adesão. Neste caso, é provável que material da superfície de desgaste tenha ficado aderido no contra-corpo, sendo posteriormente transferido para o corpo de prova. Na superfície interna dos sulcos também há presença de partículas aderidas (detalhe 1, Figura 55-c). Já no detalhe 1 da Figura 55-d há indícios de que o mecanismo de abrasão se dá pelo processo de formação de aresta (BHUSHAN, 2001). A pista de desgaste para as amostras submetidas a boretação com mistura é representada na Figura 56a-d. Nota-se, em comparação com a Figura 55, uma grande redução do desgaste por adesão. A grande formação de partículas de desgaste na forma de placas sugere que pode haver ocorrência do mecanismo de delaminação. Com o arrancamento dessas placas há exposição de uma nova superfície (muito irregular) na pista de desgaste. As micrografias das Figuras 41 e 42 mostram uma menor coesão (maior quantidade de imperfeições) na camada de boretos.

77 77 Figura 56 Microscopia eletrônica de varredura da pista de desgaste. Condição: boretação com mistura. (a) (b) (c) (d) Fonte: produção do próprio autor A Figura 57a-d apresenta a pista de desgaste para as amostras boretadas com pó Ekabor. Nas figuras (a) e (b) nota-se que parece haver pouca ocorrência de desgaste por adesão. Na Figura 57-c, no detalhe 1, parece ter havido o arrancamento de uma partícula da pista de desgaste. No detalhe 2 da mesma figura indícios da existência de mecanismo de abrasão podem ser notados pela presença de riscos no sentido do deslizamento. A camada boretada pode fraturar sob carregamentos elevados devido sua elevada dureza. Dessa forma, as partículas duras destacadas da camada podem mudar o mecanismo de desgaste de adesivo para abrasivo (SELÇUK, 2003). Já a Figura 57-d traz em detalhes a presença de trincas na pista de desgaste, favorecendo a ocorrência de delaminação da camada.

78 78 Figura 57 Microscopia eletrônica de varredura da pista de desgaste. Condição: boretação com pó Ekabor. (a) (b) 1 (c) (d) 2 Fonte: produção do próprio autor A pista de desgaste das amostras boretadas com pó Ekabor seguidas de têmpera e revenimento são mostradas na Figura 58a-d. Na Figura 58-a é facilmente percebida a presença de trincas, provavelmente provenientes do tratamento térmico de têmpera, no sentido transversal da direção de deslizamento. Estas trincas se propagam por toda a superfície da amostra, mesmo em regiões fora da pista de deslizamento. A propagação de novas trincas a partir das trincas de tratamento térmico é mostrada na Figura 58-c e, em (d) observa-se uma grande quantidade de trincas na pista de desgaste.

79 79 Figura 58 Microscopia eletrônica de varredura da pista de desgaste. Condição: boretação com pó Ekabor seguida de têmpera e revenimento. (a) (b) (c) (d) Fonte: produção do próprio autor Esta quantidade maior de trincas pode levar á formação de maior quantidade de partículas de desgaste que irão atuar como agentes abrasivos, aumentando o volume de material removido em comparação com as amostras boretadas pela mesma técnica, porém sem a realização de têmpera e revenimento. Ainda assim, esta condição apresentou o segundo melhor desempenho dentre as ensaiadas. Na Figura 59a e 59b é mostrado em detalhe a presença de duas partículas de desgaste na forma de placas, possivelmente provenientes da delaminação da camada na região da pista de desgaste que podem atuar como agentes abrasivos.

80 80 Figura 59 Detalhe das partículas de desgaste sobre a pista para a condição de boretação com pó Ekabor seguida de têmpera e revenimento. (a) (b) Fonte: produção do próprio autor Na Figura 59-b percebe-se que, abaixo da partícula de desgaste a superfície apresentase lisa, diferente das amostras boretadas com a mistura. Esse fenômeno, possivelmente, se dá pelo fato da camada de boretos ser duas vezes mais espessa para as amostras boretadas com pó Ekabor, apresentando uma estrutura mais coesa e mais livre de defeitos. O tratamento termoquímico de boretação mostrou-se eficaz no aumento da resistência ao desgaste para o aço AISI H13. Houve grande redução do volume de material removido em comparação com as amostras apenas temperadas e revenidas. Além disso, o coeficiente de atrito também apresentou redução, provavelmente devido à diminuição dos mecanismos de adesão durante os ensaios de desgaste.