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UNIVERSIDADE DE SÃO PAULO

ESCOLA DE ENGENHARIA DE SÃO CARLOS

GUSTAVO TOSI PELOSI

Curvas de revenimento dos aços rápidos AISI M2 e M50

São Carlos

2018

GUSTAVO TOSI PELOSI

Curvas de revenimento dos aços rápidos AISI M2 e M50

Monografia apresentada ao Curso de

Engenharia de Materiais e Manufarura, da

Escola de Engenharia de São Carlos da

Universidade de São Paulo, como parte dos

requisitos para obtenção do título de

Engenheiro de Materiais e Manufatura.

Orientador: Prof. Dr. José Benedito Marcomini

São Carlos

2018

AUTORIZO A REPRODUÇÃO TOTAL OU PARCIAL DESTE TRABALHO, POR

QUALQUER MEIO CONVENCIONAL OU ELETRÔNICO, PARA FINS DE

ESTUDO E PESQUISA, DESDE QUE CITADA A FONTE.

DEDICATÓRIA

A Deus, à minha família, aos meus

colegas e todos os envolvidos que de

alguma forma contribuíram para a

conclusão deste trabalho.

AGRADECIMENTOS

Aos meus familiares e a Deus por me darem todo o suporte e terem me guiado durante

todos esses cinco anos de graduação.

Ao Prof. Dr. José Benedito Marcomini por aceitar ser meu orientador e ter contribuído

para meu crescimento técnico durante minha graduação.

À Villares Metals S.A, nas pessoas do Engº Rômulo Moreno e Thaís Dutra por

permitirem a realização deste trabalho durante meu período de estágio na empresa.

Ao Centro de Pesquisa e Desenvolvimento Villares Metals S.A, principalmente ao José

Carlos e ao auxiliar técnico do laboratório Paulo Henrique por conceder total liberdade

para desfrutar dos recursos oferecidos pelo laboratório, além de dispensarem tempo me

auxiliando nas análises realizadas para esse trabalho.

A todos os meus colegas de estágio e técnicos dos laboratórios que, no dia a dia,

tornaram este trabalho mais descontraído através das conversas e cafés nos intervalos

durante o trabalho.

EPÍGRAFE

“Não é a força do cavalo que lhe

agrada, nem se deleita com os

músculos do homem, mas agradam

ao Senhor os que o respeitam, os que

confiam, esperando em seu amor! ”

(Salmo 147, 10-11)

RESUMO

PELOSI, G. T. Curvas de revenimento dos aços rápidos AISI M2 e M50. 2018. 73 f.

Monografia (Trabalho de Conclusão de Curso) – Escola de Engenharia de São Carlos,

Universidade de São Paulo, São Carlos, 2018.

Devido à elevada resistência mecânica, mesmo em temperaturas mais altas e, resistência

à abrasão, os aços rápidos são utilizados na fabricação de ferramentas de corte e usinagem.

Apresentando diversas composições químicas, os aços rápidos de maneira geral apresentam

teores de carbono em torno de 1%, com razoáveis teores de elementos de liga formadores de

carbonetos. A elevada dureza destes carbonetos é o que possibilita grande resistência ao

desgaste abrasivo. Uma boa distribuição e dispersão dos carbonetos na matriz são primordiais

para o desempenho satisfatório em serviço. Visando a obtenção das propriedades, os aços

rápidos são empregados no estado temperado e revenido, obtendo-se uma matriz

majoritariamente constituída de martensita revenida com carbonetos dispersos. A temperatura

de austenitização durante o tratamento de têmpera desempenha papel fundamental no processo,

influenciando o tamanho de grão austenítico e na distribuição dos carbonetos precipitados. A

temperatura e tempo de revenimento também influenciam a quantidade, forma e distribuição

dos precipitados, afetando a dureza final do material. Este trabalho buscou investigar a

influência da temperatura de austenitização e da temperatura de revenimento na dureza e

microestrutura dos dois aços rápidos, AISI M2 e M50. Amostras foram austenitizadas em

temperaturas de 1100 e 1180 ºC, realizando-se a têmpera em óleo, seguido de revenimento

duplo em diferentes temperaturas. Através da análise do tamanho de grão observou-se no aço

AISI M50 crescimento intenso de grão quando da mudança de temperatura de austenitização

de 1100 para 1180 ºC. As analises microestruturais revelaram matriz martensítica revenida com

carbonetos precipitados dispersos, variando-se a quantidade de acordo com o aço e temperatura

utilizada. De modo geral, para ambos os materiais, a maior temperatura de austenitização

resultou em maior dureza após o revenimento.

Palavras-chave: Aço rápido. AISI M2. AISI M50. Carbonetos. Austenitização. Revenimento

ABSTRACT

PELOSI, G. T. Tempering curves for AISI M2 and M50 High-Speed Steels. 2018. 73 f.

Monografia (Trabalho de Conclusão de Curso) – Escola de Engenharia de São Carlos,

Universidade de São Paulo, São Carlos, 2018.

Due to the high mechanical strength, even at higher temperatures, and abrasion

resistance, high speed steels are used in the manufacture of cutting and machining tools. With

the presence of several chemical compositions, the high speed steels have, in general, carbon

concentration around 1%, with reasonable contents of alloying elements of carbides. The high

hardness of these carbides is what allows a great resistance to abrasive wear. Good distribution

and dispersion of the carbides in the matrix are necessary for satisfactory performance in

service. In order to obtain the properties, the high speed steels are used in quench and tempered

condition, with a matrix composed mainly of martensite with dispersed carbides. The

temperature of austenitization during the tempering treatment plays a fundamental role in the

process, influencing the austenitic grain size and the distribution of the precipitated carbides.

The temperature and time of tempering also influence the amount, shape and distribution of the

precipitates, affecting the final hardness of the material. This work aimed to investigate the

influence of austenitizing and tempering temperatures on the hardness and microstructure of

two high speed steels, AISI M2 and M50. Samples were austenitized at temperatures of 1100

and 1180°C, with oil quenching followed by double tempering at different temperatures.

Through the grain size analysis, intense grain growth was observed in AISI M50 steel when the

austenitization temperature changed from 1100 to 1180ºC. The microstructural analyzes

revealed a martensitic matrix with precipitated carbides, varying the amount according to the

steel and temperature used. In general, for both materials, the higher austenitization temperature

resulted in higher hardness after tempering.

Keywords: High-Speed Steels. AISI M2. AISI M50. Carbides. Austenitization. Tempering.

LISTA DE ILUSTRAÇÕES

Figura 1 – Variedade de ferramentas de corte e suas velocidades de trabalho ideais ............. 26

Figura 2 - Diagrama de fase para o aço rápido AISI M2 ...................................................... 29

Figura 3 – Comparação de dureza entre diversos carbonetos encontrados nos aços rápidos,

cementita e martensita .......................................................................................................... 31

Figura 4 - Microestrutura de um aço rápido submetido a quantidades distintas de redução

durante laminação. a) redução moderada; b) redução severa ................................................. 32

Figura 5 – Microestrutura de um aço rápido AISI M2 recozido. Ampliação: 2000x .............. 34

Figura 6 – Porcentagem em volume dos carbonetos MC e M6C, e os carbonetos totais em função

da temperatura para diversos aços rápidos comerciais .......................................................... 36

Figura 7 – Microestruturas do aço AISI M2, austenitizados em a) 1165°C; tamanho de grão

ASTM 17; b) 1210°C; tamanho de grão ASTM 12; c) 1240°C; tamanho de grão ASTM 8. Nital

10%, 1000x .......................................................................................................................... 38

Figura 8 – Aço rápido AISI M42 com crescimento anormal de grão durante austenitização.

Nital 4%. 500x ..................................................................................................................... 39

Figura 9 – Formação da bainita no aço rápido AISI T1 em função do tempo, a 315°C .......... 40

Figura 10 – Diagrama CCT para um aço carbono e um aço ferramenta alta liga ................... 41

Figura 11 – Efeito do tempo de austenitização e temperatura na dureza obtida para o aço rápido

AISI T1 ................................................................................................................................ 42

Figura 12 – A esquerda: efeito da temperatura de austentização nas temperaturas Ms e Mf da

transformação martensítica – linha tracejada: % austenita retida; a direita: efeito do tempo da

temperatura Ms .................................................................................................................... 43

Figura 13 – Durezas em função da temperatura de revenimento para os aços rápidos AISI M1

e T15 ................................................................................................................................... 45

Figura 14 – Curvas de revenimento para o aço rápido AISI M2 austenitizado em diferentes

temperaturas ........................................................................................................................ 46

Figura 15 – Amostras utilizados (identificação: A - AISI M2; B - AISI M50) ...................... 51

Figura 16 – Forno utilizado no tratamento de têmpera .......................................................... 53

Figura 17 – a) Amostra logo após sair do forno de têmpera; b) óleo utilizado como meio de

resfriamento ......................................................................................................................... 54

Figura 18 - Durômetro utilizado na medição das durezas...................................................... 56

Figura 19 - Micrografias ilustrando as inclusões detectadas. a) aço AISI M2; b) aço AISI M50.

Aços no estado recozido. 100x, sem ataque ......................................................................... 57

Figura 20 – Resultados obtidos de tamanho de grão a 1100 e 1180°C para os aços AISI M2 e

M50 ..................................................................................................................................... 58

Figura 21 – Micrografias utilizadas para análise de tamanho de grão. a) e b) aço AISI M2,

austenitizados a 1100 e 1180°C, respectivamente; c) e d) aço AISI M50 austenitizados a 1100

e 1180°C, respectivamente. Ataques: Nital 4%. Ampliação: 500x ........................................ 59

Figura 22 – Curvas de revenimento obtidas para o aço AISI M2 austenitizado a 1100 e 1180°C.

Revenimento: 2 x 60 min ..................................................................................................... 61

Figura 23 – Curvas de revenimento obtidas para o aço AISI M50 austenitizado a 1100 e 1180°C.

Revenimento: 2 x 60 min ..................................................................................................... 61

Figura 24 – Curvas de revenimento para os aços AISI M2 e M50, austenitizados a 1100 e

1180°C. Revenimento: 2 x 60 min ....................................................................................... 63

Figura 25 - Micrografias obtidas para os aços rápidos AISI M2 e M50, austenitizados a 1100°C,

temperados em óleo e revenidos a 500°C. a) AISI M2; b) AISI M50. ................................... 64











LISTA DE TABELAS

Tabela 1 – Composição química para os aços rápidos mais comuns ...................................................27

Tabela 2 – Temperaturas de austenitização e quantidade de carbonetos existentes em diversos aços

rápidos ..............................................................................................................................................37

Tabela 3 – Composições dos carbonetos e da matriz de diferentes aços rápidos nas condições recozidos

e temperados .....................................................................................................................................38

Tabela 4 – Composição química nominal do aço AISI M2 ................................................................47

Tabela 5 – Diferentes designações dadas ao aço AISI M2 segundo as principais normas....................48

Tabela 6 – Composição química nominal do aço AISI M50...............................................................49

Tabela 7 - Sequência de passos no preparo das amostras ...................................................................52

Tabela 8 – Resultados da análise de inclusões ...................................................................................57

LISTA DE ABREVIATURAS E SIGLAS

HRC – Hardness Rockwell C

AISI – American Iron and Steel Institute

S.A – Sociedade Anônima

CFC – Cúbico de Face Centrada

HC – Hexagonal Compacta

CCT – Continuous Cooling Transformation

Mi – Martensita: início

Mf – Martensita: final

SG – Snyder&Graff

VOD – Vacuum Oxygen Decarburization

LISTA DE SÍMBOLOS

ºC Graus Celsius

m Metro

min Minuto

% Porcentagem

mm Milímetro

µm Micrometro

º Graus

kgf Quilograma-força

SUMÁRIO

1 INTRODUÇÃO ............................................................................................................................23

1.1 Objetivo ...............................................................................................................................24

2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA ....................................................................................................25

2.1 Aços rápidos ..............................................................................................................................25

2.2 Microestrutura ..........................................................................................................................28

2.2.1 Formação de carbonetos ...........................................................................................................29

2.2.2 Conformação mecânica a quente...............................................................................................31

2.3 Tratamentos Térmicos ..............................................................................................................33

2.3.1 Recozimento ............................................................................................................................33

2.3.2 Alívio de tensões ......................................................................................................................35

2.3.3 Têmpera ...................................................................................................................................35

2.3.3.1 Austenitização .......................................................................................................................36

2.3.4 Revenimento ............................................................................................................................43

2.4 Aço AISI M2 ..............................................................................................................................46

2.5 Aço AISI M50 ............................................................................................................................48

3. METODOLOGIA EXPERIMENTAL .......................................................................................51

3.1 Análise de micro-inclusão .........................................................................................................51

3.2 Tratamentos térmicos: têmpera e revenimento ........................................................................53

3.3 Análise de tamanho de grão ......................................................................................................54

3.4 Ensaio de dureza .......................................................................................................................55

3.5 Análise microestrutural ............................................................................................................56

4 RESULTADOS E DISCUSSÃO ..................................................................................................57

4.1 Análise de micro-inclusão .........................................................................................................57

4.2 Análise de tamanho de grão ......................................................................................................58

4.3 Ensaio de dureza .......................................................................................................................60

4.4 Análise microestrutural ............................................................................................................64

5. CONCLUSÕES E TRABALHOS FUTUROS ...........................................................................71

REFERÊNCIAS ...............................................................................................................................73

Apêndice A – Composições químicas para diversos aços rápidos segundo a classificação da AISI ....75

23

1 INTRODUÇÃO

Muito empregado na fabricação de ferramentas de corte e usinagem tais como brocas e

pentes laminadores de roscas, os aços rápidos são largamente utilizados devido às suas

propriedades que conferem elevada dureza e boa tenacidade, ideias para a sua aplicação.

O aço rápido é, basicamente, um aço com elevada concentração de elementos de liga

formadores de carbonetos, principalmente molibdênio, tungstênio, vanádio e cromo, entre

outros, estando a concentração de carbono próximo à 1%.

As propriedades conseguidas pelos aços rápidos se devem à sua microestrutura,

basicamente constituída por carbonetos primários dispersos, responsáveis por conferir

resistência a abrasão, em uma matriz de martensita revenida com carbonetos secundários

finamente dispersos, estando presente também alguma porcentagem de austenita retida,

dependendo da composição química e do processamento empregado em sua fabricação.

Podendo ser obtido via lingotamento contínuo ou convencional, os parâmetros de

solidificação influenciam fortemente na quantidade, morfologia e distribuição dos carbonetos

formados, sendo esses determinantes nas propriedades finais do material. A fim de proporcionar

ao material condição favorável para prosseguir as diversas etapas em seu processamento,

tratamentos térmicos intermediários são empregados, tais como alívio de tensão e recozimento.

As propriedades finais que permitem ao material executar sua atividade de maneira

satisfatória são conseguidas através da têmpera e revenimento. Devido à grande quantidade de

elementos de liga presente, elevadas temperaturas de austenitização são empregadas a fim de

dissolvê-los na austenita, tomando-se os devidos cuidados com o tempo para que não haja

crescimento de grão acentuado.

Durante o resfriamento, a matriz martensítica é obtida. Durante o revenimento do

material, observa-se o fenômeno do endurecimento secundário proveniente da formação de

carbonetos secundários dos elementos de liga, conferindo elevada dureza (em alguns casos

superiores a 68 HRC), em faixas de temperaturas entre 500ºC e 530ºC.

A fim de ilustrar a dureza do material em função da temperatura, curvas de revenimento

são disponibilizadas pelos fornecedores de aço rápido para que o cliente saiba qual temperatura

tratar seu material, sempre visando a aplicação final do produto. Diferentes durezas são

conseguidas em função das diversas composições químicas e temperaturas empregadas na

24

austenitização, sendo utilizados no estado temperado e revenido para conferir as propriedades

necessárias ao material.

No momento da compra desses aços pelos fabricantes de ferramental, informações

quanto à dureza obtida após realização do tratamento de revenimento em diferentes

temperaturas são importantes, dado a variedade de ambientes que esses materiais são utilizados

em serviço. A fim de deixar claro para os fabricantes essas durezas obtidas, são traçadas

diferentes curvas de revenimento evidenciando a dureza em função da temperatura, fazendo-se

isso para diferentes temperaturas de austenitização. Com essas informações em mãos, cabe ao

fabricante decidir qual temperatura tratar seu material a fim de conseguir a dureza correta,

sempre visando o melhor desempenho na aplicação de seu ferramental.

1.1 Objetivo

O presente trabalho tem como objetivo principal realizar o levantamento de curvas de

revenimento para duas ligas de aço rápido, AISI M2 e AISI M50, fornecidas pela empresa

Villares Metals S.A, comercializadas principalmente com fabricantes de ferramentas de cortes

para operações de usinagem de metais. Mediante as curvas, pretende-se correlacionar a

influência tanto das temperaturas de austenitização utilizadas quanto das temperaturas de

revenimento, somadas à diferença entre as composições químicas, buscando entender os efeitos

destas na dureza final do material. Todas os ensaios e análises presentes nesse Trabalho de

Conclusão de Curso foram executados utilizando-se as estruturas e equipamentos oferecidos

pela própria Villares Metals S.A, localizada na cidade de Sumaré/SP.

Como objetivo secundário pode-se citar a análise da influência da temperatura de

austenitização no tamanho de grão austenítico obtido pelos aços rápidos. A fim de

complementar as análises, nível de inclusões em ambos os materiais são medidos através de

microscopia óptica buscando-se revelar o nível de limpidez dos materiais fornecidos, além da

obtenção das microestruturas após têmpera e revenimento das amostras, de modo a elucidar o

resultado obtido no material após os tratamentos térmicos.

25

2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA

2.1 Aços rápidos

Os aços rápidos correspondem a uma categoria de aços dentro do grupo dos aços

ferramentas. [ROBERT; KENNEDY; KRAUSS, 1998]. Os aços ferramentas tiveram sua

origem por volta de 1868 e são basicamente aços de alto teor de carbono com adições de

elementos de liga adicionados a fim de proporcionar resistência ao desgaste e tenacidade,

aliados com alta resistência mecânica. [JESUS, 2004].

Criados a partir dos trabalhos pioneiros de Fred W. Taylor no início do século XX

(1903), o aço rápido, do inglês “High-Speed steel” (HSS) é muito empregado na obtenção de

ferramentas de usinagem devido as suas propriedades. [FERRARESI, 1970].

A literatura como um todo caracteriza os aços rápidos como sendo aqueles capazes de

manter sua dureza em temperaturas elevadas, superiores a 600 ˚C, sendo muito empregados

como ferramental em operações de usinagem, principalmente no corte de aços e outros

materiais onde, durante a operação de corte, há a geração de excessivo calor, aquecendo a

ferramenta de corte. Essa resistência ao amolecimento, também conhecida como resistência ao

revenido, é referenciada em muitos textos como “red hardness”, fazendo-se referência à

coloração avermelhada que pode ser gerada na ferramenta devido ao calor concentrado durante

a operação de corte. Além disso, os aços rápidos possuem elevada resistência ao desgaste

abrasivo. [ROBERT; KENNEDY; KRAUSS, 1998]

Os aços rápidos podem ser empregados em velocidades de corte próximos de 35 m/min,

podendo chegar a velocidades de até 50m/min utilizando-se aços rápidos com adição de cobalto.

Em operações onde há a necessidade de velocidades de corte superiores, utilizam-se outros

materiais, tais como metais com revestimentos, materiais cerâmicos e compósitos. A

diversidade de ferramentas de corte, em função da velocidade de corte requerida, é mostrada na

Figura 1. [STEPHENSON; AGAPIOU, 2016]

26

Figura 1 – Variedade de ferramentas de corte e suas velocidades de trabalho ideais

Fonte: Adaptado de STEPHENSON; AGAPIOU, 2016

Quando comparado a outras ferramentas de corte, os aços rápidos são de baixo custo e

possuem excelente tenacidade à fratura e resistência ao choque e à fadiga térmica.

[STEPHENSON; AGAPIOU, 2016]

Estimativas realizadas no início da década de 1990 mostram que cerca de 46% das

ferramentas utilizadas em operações de corte eram de aço rápido [ABRÃO; ASPINWALL;

27

WISE*, 1993 apud JESUS, 2004, p22], com produção mundial em torno de 140.000 ton/ano

[BACHNER, HRIBERNIK, KUHNELT**, 1990 apud JESUS, 2004, p22].

Todas essas propriedades citadas são conseguidas devido aos elementos presentes

nesses aços. Todos eles, de maneira geral, são constituídos de quantidades suficientes de

carbono e elementos de liga capazes de formar carbonetos durante seu processamento. Os três

elementos de liga mais utilizados ao realizar a composição de um aço ferramenta são

molibdênio, tungstênio e vanádio. Além disso, quantidades consideráveis de cromo e cobalto

também são encontradas em alguns aços. [DURAND-CHARRE, 2013]

Dado a elevada quantidade de elementos de liga presentes nesses aços, há uma

enormidade de possibilidades de combinações para os mesmos, conforme observa-se na Tabela

1, o que justifica o elevado número de aços rápidos empregados na indústria. [MESQUITA,

2017].

Tabela 1 – Composição química para os aços rápidos mais comuns

Fonte: Adaptado de MESQUITA, 2017

* ABRAO, A. M.; ASPINWALL, D. K.; WISE, M. L. H. A review of polycrystalline cubic

boron nitride cutting tool developments and application. In: Proceedings of the Thirtieth

International MATADOR Conference. Palgrave, London, 1993. p. 169-180.

** BACHNER, E; HRIBERNIK, B. AND KUHNELT, G. Developmentes in the sector of

high speed steels. In: First International High Speed Steel Conference, Leoben, 26th to 28th,

March 1990. Proceedings... Leoben: 1990, p. 11-32

28

Segundo a classificação proposta pela AISI (American Iron and Steel Institute), os aços

rápidos são classificados em dois grandes grupos, de acordo com o principal elemento de liga

presente na composição química. Os grupos são designados pelas letras M e T correspondendo,

respectivamente, aos aços baseados no elemento molibdênio e tungstênio. De maneira geral, os

integrantes dos dois grupos possuem desempenhos similares, muito embora os aços

correspondentes ao grupo M serem mais empregados devido a vantagem econômica propiciada

pelo molibdênio, uma vez que este possui peso atômico aproximadamente à metade do

tungstênio, podendo ser empregado em menor quantidade sem perder desempenho. Esse fato é

conseguido pois molibdênio e tungstênio possuem raios atômicos próximos e formam

carbonetos similares. [ROBERT; KENNEDY; KRAUSS, 1998]. A classificação é mostrada no

apêndice A.

Dentre os aços rápido, o tipo mais ligado é capaz de atingir durezas de 69 a 70 HRC

após têmpera e revenimento. Devido a elevada quantidade de elementos de liga presentes nas

composições químicas, os aços rápidos possuem elevada temperabilidade, sendo possível

temperá-los em secções profundas somente com resfriamento ao ar. Além disso, durante o

tratamento de revenimento, esses aços apresentam o fenômeno do endurecimento secundário.

[ROBERT; KENNEDY; KRAUSS, 1998]

2.2 Microestrutura

De maneira geral, os aços rápidos apresentam microestrutura composta de finos

carbonetos primários, de elevada dureza e estabilidade, capazes de conferir resistência ao

desgaste abrasivo, imersos em uma matriz resistente e tenaz composta por martensita revenida

reforçada por carbonetos finamente dispersos precipitados durante o revenimento, ocorrendo

endurecimento secundário. Tais carbonetos exercem a função de reter os carbonetos primários,

mesmo em altas temperaturas e a presença de tensões cisalhantes criadas na interface entre a

aresta de corte das ferramentas e o material sendo trabalhado na usinagem. [JESUS, 2004]

29

2.2.1 Formação de carbonetos

Conforme já mencionado, a composição química dos aços rápidos é composta de grande

quantidade de elementos de liga, o que dificulta o processo de solidificação e aumenta a

possibilidade de diferentes microestruturas serem formadas. A microestrutura obtida é muito

dependente da cinética de solidificação e das reações do estado-sólido [ROBERT; KENNEDY;

KRAUSS, 1998]. Dada a complexidade de se prever as microestruturas, propõe-se a utilização

de seções verticais dos sistemas de multicomponentes da liga estudada [HOYLE*, 1988 apud

ROBERT; KENNEDY; KRAUSS, 1998, p.253 ]. Na Figura 2 tem-se um exemplo de diagrama

de fase para o aço AISI M2. Salienta-se que esses diagramas somente informam as fases

presentes em função da temperatura e da concentração de carbono, não sendo possível

determinar a composição química das fases. [ROBERT; KENNEDY; KRAUSS, 1998]

Figura 2 - Diagrama de fase para o aço rápido AISI M2

Fonte: Adaptado de HOYLE, 1988

* HOYLE, G. High speed steels'; 1988.

30

Dado o processo de solidificação, parte-se do material totalmente no estado líquido e, à

medida que a solidificação se inicia, há a formação de dentritas de ferrita, rica em ferro, ao

passo que há a rejeição de soluto (elementos de liga) no líquido interdendrítico remanescente.

Esse líquido interdendrítico, devido à elevada concentração de elementos de liga, solidifica-se

como estruturas eutéticas, formando-se carbonetos [ROBERT; KENNEDY; KRAUSS, 1998].

Os carbonetos formados nos aços rápidos são principalmente compostos pelos tipos MC, M6C

e M2C, onde M representa a soma dos átomos de metal (tungstênio, molibdênio, cromo, vanádio

e ferro) sendo todos de elevada dureza e muito estáveis [MADELEINE]

Segundo KAYSER* et. al. (1952 apud ROBERT; KENNEDY; KRAUSS, 1998, p.258

), os possíveis carbonetos presentes nos aços rápidos podem ser dos tipos:

- M6C: carboneto rico em tungstênio ou molibdênio, com estrutura CFC de

composições Fe3W3C e Fe4W2C nos aços ao tungstênio, ou Fe3Mo3C e

Fe4Mo2C nos aços ao molibdênio; tais carbonetos conseguem dissolver

elementos como cromo, vanádio e cobalto.

- M23C6: carboneto rico em cromo, correspondendo ao Cr23C6 de estrutura

CFC, capaz de dissolver ferro, tungstênio, molibdênio e vanádio.

- MC: carboneto rico em vanádio, de composições VC e V4C3, capazes de

dissolver tungstênio, molibdênio, cromo e ferro.

- M2C: carboneto rico em molibdênio (Mo2C) ou tungstênio (W2C), com

estruturas HC

* F. Kayser and M. Cohen, Carbide in High Speed Steel – Their nature and quantity,

Met.Prog, Vol 61 (No. 6), 1952, p79

* BLICKWEDE, Donald J.; COHEN, Morris; ROBERTS, George A. Effect of vanadium

and carbon on the constitution of high speed steel. 1948. Tese de Doutorado.

Massachusetts Institute of Technology, Dept. of Metallurgy

* KUO, Kehsin. Carbides in chromium, molybdenum and tungsten steels. J. Iron Steel

Inst, v. 173, n. pt 4, p. 363-375, 1953.

* KUO, Kehsin. Carbide Precipitation, Secondary Hardening and Red Hardness of High

Speed Steel. Journal of the Iron and Steel Institute, Vol 174, 1953, p 223-228.

* A. P. Gulyaev, Study of the Phase Composition of High Speed Steels, Stal, Vol 6, 1946, p

181

* GOLDSCHMIDT, H. J. The structure of carbides in alloy steels. 1. general steel. Journal

of the Iron and Steel Institute, v. 160, n. 4, p. 345-362, 1948.

* MALKIEWICZ, T.; BOJARSKI, Z.; FORYST, J. Carbides in Annealed and Quenched

High Speed Steels. J. Iron Steel Inst, v. 193, p. 25, 1959.

31

Vale ressaltar que o carboneto M2C somente foi observado como uma fase de transição

durante o revenimento dos aços rápidos. O carboneto MC, mais especificamente VC, é o mais

estável dentre eles. [DURAND-CHARRE, 2013]. Através da Figura 3 observa-se que os

carbonetos apresentam dureza muito superior à martensita, estrutura base da matriz dos aços

rápidos.

Figura 3 – Comparação de dureza entre diversos carbonetos encontrados nos aços rápidos, cementita e martensita

Fonte: Adaptado de KRAUSS, 2015

A elevada dureza dos carbonetos justifica a elevada resistência ao desgaste abrasivo dos

aços rápidos. A adição de elementos de liga tem como propósito a formação de grande volume

de carbonetos, podendo chegar até a 30% em volume se somados os carbonetos tipo MC, M23C6

e M6C nos aços rápidos. [ROBERTS*; CARY, 1980 apud KRAUSS, 2015].

2.2.2 Conformação mecânica a quente

Através dos processos convencionais de produção dos aços, mais especificamente o

lingotamento convencional, as taxas de solidificação são muito baixas, levando ao crescimento

de dendritas e das regiões interdendríticas, estas produzindo carbonetos eutetóides

concentrados, sem uniformidade, prejudicial ao endurecimento posterior via têmpera. Visando

* ROBERTS, G. A.; CARY, R. A. Tool steels', 4th edn; 1980. Metals Park, OH, ASM.

32

conferir uniformidade à estrutura do material aplica-se a conformação mecânica a quente

(forjamento e/ou laminação) [ROBERT; KENNEDY; KRAUSS, 1998]

O resultado microestrutural obtido através do trabalho a quente pode ser observado na

Figura 4. Em a) empregou-se reduções moderadas na laminação gerando carbonetos

interconectados e alongados na direção de laminação. Aumentando-se a severidade da redução

(b), percebe-se que os carbonetos foram esferoidizados e alinhados, melhorando a condição do

material. Ainda assim, tal estrutura pode ainda resultar em bandas de carbonetos. A fim de

garantir a total eliminação dessas bandas, recomenda-se aplicar reduções superiores a 97%.

[KIRK et. al*., 1971 apud ROBERT; KENNEDY; KRAUSS, 1998]

Figura 4 - Microestrutura de um aço rápido submetido a quantidades distintas de redução durante laminação. a) redução moderada; b) redução severa

Fonte: [ROBERT; KENNEDY; KRAUSS, 1998]

* KIRK, F. A. et al. High-speed steel technology--The manufacturers viewpoint, J. Iron Steel

Inst., Vol 209 (No. 8), 1971, p 606-619

33

2.3 Tratamentos Térmicos

2.3.1 Recozimento

Recomenda-se que, previamente as etapas de usinagem e têmpera, os aços rápidos

encontrem-se no estado recozido visando a obtenção de uma estrutura menos dura, composta

de carbonetos esferoidizados bem dispersos em matriz de ferrita [ROBERT; KENNEDY;

KRAUSS, 1998]

A matriz ferrítica é atingida aquecendo-se o aço em faixas de temperaturas nas quais há

transformação austenítica, seguindo de resfriamento lento no próprio forno, garantindo a

transformação austenita-ferrita [HOYLE, 1988; OMSEN, 1969]. Além dos carbonetos

primários esferoidizados (obtidos durante a solidificação e posterior trabalho a quente) dos tipos

M6C e MC, os aços rápidos recozidos apresentará carbonetos secundários do tipo M23C6, estes

muito estáveis e formados especificamente durante o recozimento. [ROBERT; KENNEDY;

KRAUSS, 1998]

A Figura 5 mostra uma microestrutura de um aço AISI M2 recozido. Nela, estão

destacados os carbonetos formados, sendo as partículas mais grosseiras de M6C e MC, com

partículas finas de M23C6.

34

Figura 5 – Microestrutura de um aço rápido AISI M2 recozido. Ampliação: 2000x

Fonte: ROBERT; KENNEDY; KRAUSS, 1998

A respeito do volume de carbonetos presentes durante o recozimento sabe-se que este é

diminuído durante a austenitização do material, dissolvendo por completo o carboneto do tipo

M23C6, por exemplo. [KAYSER; COHEN*, 1952 apud ROBERT; KENNEDY; KRAUSS,

1998, p.259].

* F. Kayser and M. Cohen, Carbide in High Speed Steel – Their nature and quantity,

Met.Prog, Vol 61 (No. 6), 1952, p79

35

2.3.2 Alívio de tensões

Considerando-se todas as etapas que o aço rápido venha a sofrer durante seu

processamento, sabe-se que tensões residuais são introduzidas no material, principalmente

devido as deformações plásticas impostas, além de todo o processo de usinagem empregado na

manufatura das ferramentas de corte, por exemplo. Toda a tensão acumulada pode gerar

distorções nos tratamentos térmicos seguintes, principalmente a têmpera e o revenimento.

Portanto, deve-se realizar o alívio de tensões para que estas sejam eliminadas ou aliviadas.

[KRAUSS, 2015].

O alívio de tensões é realizado comumente em temperaturas onde a ferrita e os

carbonetos são estáveis, geralmente em 650 ˚C. Na maior parte dos casos, os carbonetos não

são afetados pelo tratamento, porém consegue-se reduzir, recuperar e até mesmo eliminar as

elevadas zonas de discordâncias geradas no material devido à usinagem recristalizando-se a

ferrita [KRAUSS, 2015].

Ao se trabalhar com seções grandes de material, recomenda-se realizar o resfriamento

de 650 ˚C até pelo menos 300 ˚C, a fim de reduzir gradientes de temperatura entre a superfície

e o centro desses materiais. [THELNING**, 1984 apud KRAUSS, 2015, p.633]

2.3.3 Têmpera

A maneira mais tradicional de se conferir resistência mecânica ao aço é através do

tratamento de têmpera, visando a formação da martensita e, em seguida, a realização do

revenimento para aumentar a tenacidade do material sem grandes perdas de dureza

[HONEYCOMBE, 1995].

Os aços rápidos seguem essa mesma rota. Muitos parâmetros devem ser controlados

para que o resultado final do processo seja satisfatório. Os principais são temperatura e tempo

e, dado o processo de têmpera, o aquecimento prévio para austenitizar o material mostra-se

muito crítico, como pode ser visto a seguir.

** THELNING, Karl-Erik. Steel and its heat treatment. Butterworth-heinemann, 2013.

36

2.3.3.1 Austenitização

As elevadas temperaturas empregadas visam a atingir o campo austenítico + carbonetos.

A etapa de aquecimento no forno desses materiais é realizada em dois patamares para que assim

o risco de choque térmico seja mínimo. [ROBERT; KENNEDY; KRAUSS, 1998].

A austenitização visa, principalmente, dois objetivos: ajustar o volume de carbonetos e

ajustar a composição química da matriz para que esta responda de maneira satisfatória os

tratamentos de têmpera e revenimento. [ROBERT; KENNEDY; KRAUSS, 1998]

Com relação ao primeiro objetivo, o processamento dos aços rápidos proporciona a

formação de carbonetos muito estáveis. Muito embora o carboneto do tipo M23C6 se dissolva

em temperatura relativamente baixas de austenitização (1095 ºC), os carbonetos primários tipo

M6C e MC, mesmo sob elevadas temperaturas de austenitização, se mantém muito estáveis e

quase sempre não se dissolvem completamente. [ROBERT; KENNEDY; KRAUSS, 1998].

Através da Figura 6, percebe-se que o volume de carbonetos presente diminui à medida

que a austenitização é realizada em temperaturas mais elevadas, reduzindo sua porcentagem em

volume, muito embora não sendo dissolvidos completamente. [ROBERT; KENNEDY;

KRAUSS, 1998]

Figura 6 – Porcentagem em volume dos carbonetos MC e M6C, e os carbonetos totais em função da temperatura para diversos aços rápidos comerciais

Fonte: Adaptado de ROBERT; KENNEDY; KRAUSS, 1998

Da Tabela 2, observa-se que dependendo da composição química de cada aço rápido,

diversas temperaturas de austenitização são utilizadas com variações na proporção dos

carbonetos não-dissolvidos.

37

Tabela 2 – Temperaturas de austenitização e quantidade de carbonetos existentes em diversos aços rápidos


De modo geral, as temperaturas de austenitização são elevadas, muitas vezes próximas

ao ponto de fusão desses materiais. Devido a isso, cuidado deve ser tomado para que tais

temperaturas não sejam responsáveis por gerar crescimento excessivo de grão. [MESQUITA,

2017]

Na Figura 7 abaixo tem-se um aço AISI M2 temperado em diferentes temperaturas de

austentização, desde 1165 °C até 1240 °C, resultando em tamanho de grão ASTM 17 até ASTM

8, respectivamente [CHANDLER*, 1994 apud DEVITTE, 2014, p.55]. A fim de evitar

excessivo crescimento de grão, impactando negativamente na tenacidade do aço rápido,

recomenda-se tempos curtos, de dois a cinco minutos, na temperatura de austenitização.

[MESQUITA, 2017]

* DEVITTE, Cristiano. Estudo da utilização de aço rápido com composição química

modificada para a fabricação de brocas helicoidais DIN 338. 2014.

38

Figura 7 – Microestruturas do aço AISI M2, austenitizados em a) 1165°C; tamanho de grão ASTM 17; b) 1210°C; tamanho de grão ASTM 12; c) 1240°C; tamanho de grão ASTM 8. Nital 10%, 1000x

Fonte: Adaptado de CHANDLER, 1994

Explorando o segundo objetivo da austenitização nos aços ferramentas – ajustar a

composição química da matriz a ser temperarada – a Tabela 3 traz um comparativo entre a

composição de diferentes aços rápidos nas condições recozidas e temperadas.

Tabela 3 – Composições dos carbonetos e da matriz de diferentes aços rápidos nas condições recozidos e temperados


Verifica-se a importância da austenitização no ajuste da composição química da matriz

através do aumento da concentração de carbono, permitindo a supersaturação da martensita e a

posterior formação de carbonetos em quantidades adequadas e suficientes durante o processo

de endurecimento secundário observado no revenimento, discutido posteriormente nesse

trabalho.

Outro aspecto muito diz respeito ao tamanho de grão. De maneira geral, os aços rápidos

possuem grãos austeníticos pequenos devido ao efeito produzido pelos carbonetos primários

39

não dissolvidos, retidos na austenita, capazes de fixar os contornos de grãos, não permitindo

seu crescimento.

Sabe-se que a uniformidade dos tamanhos de grão é intimamente relacionada à ideal

distribuição e dispersão dos carbonetos na matriz: aços rápidos que apresentam áreas com má

dispersão de seus carbonetos apresentará crescimento de grão localizado nessas áreas, ao passo

que com carbonetos bem distribuídos, o grão se apresentará fino e uniforme. A consequência

da falta de dispersão dos carbonetos pode ser observada no crescimento anormal de grão na

Figura 8.

Figura 8 – Aço rápido AISI M42 com crescimento anormal de grão durante austenitização. Nital 4%. 500x

1

Fonte: VILLARES METALS, 2016

DURAND-CHARRE, 2013

40

Figura 9 – Formação da bainita no aço rápido AISI T1 em função do tempo, a 315°C

ROBERT; KENNEDY; KRAUSS, 1998

41

Figura 10 – Diagrama CCT para um aço carbono e um aço ferramenta alta liga


42

Figura 11 – Efeito do tempo de austenitização e temperatura na dureza obtida para o aço rápido AISI T1



ROBERT; KENNEDY;

KRAUSS, 1998

43

Figura 12 – A esquerda: efeito da temperatura de austentização nas temperaturas Ms e Mf da

transformação martensítica – linha tracejada: % austenita retida; a direita: efeito do tempo da temperatura Ms



2.3.4 Revenimento

O revenimento dos aços rápidos é tratamento térmico final dos aços rápidos, etapa essa

muito crítica [ROBERT; KENNEDY; KRAUSS, 1998]. O tratamento térmico de revenimento

é necessário visto que o material apresenta elevado nível de tensões internas e baixa tenacidade

[MESQUITA, 2017] resultante das etapas de manufatura. Portanto, através do revenimento dos

aços rápidos, busca-se ajustar a dureza do material e, principalmente, aumentar sua tenacidade

por meio do aquecimento até determinada temperatura, seguido de resfriamento ao ar.

[KRAUSS, 2015; MESQUITA, 2017].

Previamente ao início do revenimento, os aços rápidos de maneira geral apresentam-se

com microestrutura constituída de martensita revenida, austenita retida e carbonetos primários,

na proporção de aproximadamente 70%, 20% e 10%, respectivamente. Tais proporções são

44

dependentes da composição química do material e as etapas de processamento pelas quais o

mesmo passou até o final da têmpera. [ROBERT; KENNEDY; KRAUSS, 1998]

Devido à elevada concentração de elementos de liga nos aços rápidos, tais como V, Mo

e W, aliado à alta concentração de carbono, durante o revenimento há a presença do fenômeno

de endurecimento secundário causado pela precipitação de carbonetos dos elementos de liga,

possibilitando a esses materiais a obtenção de durezas acima de 68 HRC [MESQUITA, 2017].

Uma vez que durante o processo de revenimento a difusão é, de certa maneira permitida

e, sabendo-se que a martensita e a austenita retida apresentam-se com a mesma composição

química supersaturada com carbono e elementos de liga, ocorrerá, durante o tratamento térmico,

a precipitação de carbonetos dos elementos de liga. [ROBERT; KENNEDY; KRAUSS, 1998]

Na Figura 13 abaixo observa-se duas curvas de revenimento para dois diferentes aços

rápidos, AISI M1 e T15. Durante os primeiros estágios do tratamento há a precipitação de

carbonetos de ferro, resultando no decaimento na dureza. A partir de 315 °C há o início da

precipitação dos carbonetos dos elementos de liga, muito finos e estáveis, evidenciando o

endurecimento secundário que atinge pico entre 510 e 565°C. Tais carbonetos variam em

função da composição química de cada aço rápido, porém foram identificados como sendo dos

tipos M2C e MC, tipicamente carbonetos Mo2C e W2C e carbonetos VC. A partir de 565 °C,

devido à elevada temperatura de revenimento e a consequente substituição dos carbonetos M3C

e MC por carbonetos tipo M23C6 e M6C que se aglomeram e tornarem-se grosseiros, há a queda

acentuada na dureza. [ROBERT; KENNEDY; KRAUSS, 1998]

45

Figura 13 – Durezas em função da temperatura de revenimento para os aços rápidos AISI M1 e T15


A dureza atingida no pico do endurecimento secundário é dependente da composição

química conter suficiente carbono de modo a possibilitar que este elemento se combine de

maneira estequiométrica com os elementos de liga para produzir o maior volume de carbonetos

precipitados possível [PICKERING*, 1978 apud ROBERT; KENNEDY; KRAUSS, 1998,

p;270]

A dureza resultante do processo de revenimento é muito dependente da temperatura de

austenitização empregada. A influência da temperatura, exemplificada na Figura 14 para o aço

AISI M2, é observada: à medida que a temperatura de austenitização é aumentada, há um

aumento de dureza conseguido no revenimento, independentemente da temperatura de

revenimento utilizada. Esse comportamento é explicado pois etapas de austenitização realizada

em temperatuaras superiores leva a uma maior dissolução de carbonetos, os quais precipitam

de maneira mais intensa durante o revenimento promovendo um maior endurecimento

secundário. [MESQUITA, 2017]

* PICKERING, F. Brian. Physical metallurgy and the design of steels. Applied Science

Publishers, 1978.

46

Figura 14 – Curvas de revenimento para o aço rápido AISI M2 austenitizado em diferentes temperaturas

Fonte: Adaptado de MESQUITA, 2017

Em função da presença ao final do processo de têmpera e revenimento de austenita

retida, há a necessidade da realização de múltiplos reveniementos. Durante a precipitação de

carbonetos no primeiro revenimento, há a transformação da austenita retida em martensita uma

vez que as temperaturas Mi e Mf dessa austenita é aumentada. Portanto, após o primeiro

revenimento, há a presença de martensita e martensita revenida, sendo a primeira mais frágil,

comprometendo a tenacidade do material. Para tanto, recomenda-se a realização de um segundo

revenimento, podendo chegar até três para os aços rápidos mais ligados, conseguindo-se assim

uma estrutura totalmente composta de martensita revenida. [MESQUITA, 2017]

2.4 Aço AISI M2

Segundo a classificação proposta pela AISI / SAE, o aço rápido AISI M2 é incluso no

grupo dos aços da série M (ao molibdênio) onde os principais elementos de liga, além do

molibdênio, são cromo, vanádio, cobalto e tungstênio. [JESUS, 2004]. Além de apresentar

tenacidade superior aos aços da série T após têmpera, os aços rápidos da série M apresentam

47

menor custo inicial (aproximadamente 40% menor) devido ao peso atômico do molibdênio ser

praticamente a metade do peso atômico do tungstênio. Disso, 1% em peso de molibdênio tem

o mesmo efeito a aproximadamente 1,8% de tungstênio. [JESUS, 2004]. A composição química

do AISI M2 é mostrada na Tabela 4.

Tabela 4 – Composição química nominal do aço AISI M2

Fonte: Autor

Em estimativa realizada por um fabricante de aços especiais, tem-se que os aços rápidos

à base de tungstênio-molibdênio representavam cerca de 85% da produção na unidade industrial

localizada na Áustria na qual, cerca de 67% desse montante, era liga tipo AISI M2.

[BACHNER, HRIBERNIK, KUHNELT* , 1990 apud JESUS, 2004, p.24]

Distintas normas abrangem o aço rápido AISI M2, com distintas designações, conforme

Tabela 5.

* BACHNER, E; HRIBERNIK, B. AND KUHNELT, G. Developmentes in the sector of

high speed steels. In: First International High Speed Steel Conference, Leoben, 26th to 28th,

March 1990. Proceedings... Leoben: 1990, p. 11-32

48

Tabela 5 – Diferentes designações dadas ao aço AISI M2 segundo as principais normas

Fonte: Adaptado de JESUS, 2004

Atualmente é bastante difundido a ideia que ao elencar um aço rápido considerado

universal, quase sempre o nomeado seria o AISI M2 dado sua versatilidade, sendo um material

que desempenha de forma satisfatória as atividades consideradas de rotina, sendo desnecessário

a utilização de aços mais sofisticados para as mesmas dado a maior complexidade e cuidados

extras na obtenção dos mesmos, encarecendo o produto. [HOYLE**, 1988 apud JESUS, 2004,

p.24]

2.5 Aço AISI M50

Segundo a classificação proposta pela AISI / SAE, o aço rápido AISI M50 é classificado

como um aço rápido intermediário juntamente com o aço rápido AISI M52 uma vez que estes

** HOYLE, G. High speed steels'; 1988.

49

não apresentam todas as características presentes nos aços rápidos. [ROBERT; KENNEDY;

KRAUSS, 1998]

De maneira geral, o aço AISI M50 apresenta temperaturas de austenitização inferiores,

com tendência de apresentar grãos grosseiros quando comparados com os outros aços rápidos.

[ROBERT; KENNEDY; KRAUSS, 1998]. Devido à composição química com baixas

concentrações de elementos de liga esse material atinge durezas máximas de 63 HRC, essa

também conseguida austenitizando os aços rápidos tradicionais como o AISI M2 em

temperaturas inferiores levando à poucos elementos em solução sólida durante o processo,

resultado num material em condição similar aos aços rápidos intermediários [MESQUITA,

2017]

Abaixo, na Tabela 6, tem-se a composição química típica do aço AISI M50.

Tabela 6 – Composição química nominal do aço AISI M50

Fonte: Autor

A composição química do aço AISI M50 justifica sua aplicação, comercialmente sendo

indicado para fabricação de brocas e serras para uso comum, menos severos, muito utilizado

em ferramenta onde é requerida elevada tenacidade com dureza mais baixa aceitável.

[VILLARES, 2009].

51

3. METODOLOGIA EXPERIMENTAL

Utilizou-se para as análises deste presente trabalho amostras dos aços rápidos AISI M2

e AISI M50, em bitolas redondas de diâmetro de 11,50 mm. As amostras foram obtidas de

barras laminadas, obtidas através do processo de aciaria convencional por lingotamento

convencional, em lingoteiras de 314 mm. Ambos os materiais, no momento do corte das

amostras encontravam-se no estado recozido, com superfícies retificadas.

As amostras foram cortadas em comprimentos de 20 mm em serra cut-off a disco.

A fim de facilitar a identificação das amostras, realizou-se a marcação dos mesmos,

representada por uma letra e um número. Empregou-se as letras A e B, representando o aço

AISI M2 e M50, respectivamente, conforme mostrado na Figura 15 abaixo.

Figura 15 – Amostras utilizados (identificação: A - AISI M2; B - AISI M50)

Fonte: Autor

3.1 Análise de micro-inclusão

Realizou-se a análise de micro-inclusão nas amostras a fim de constatar o nível de limpidez

do material.

Sabe-se que as inclusões são partículas não-metálicas presentes na matriz, sendo resultantes

do processo de fabricação do aço. Sua presença é muito impactante no material, uma vez que

estas afetam negativamente as propriedades mecânicas tais como a tenacidade à fratura,

resistência a fadiga e ao impacto, resistência à corrosão, entre outras. [GHOSH*, 2000 apud

MORAES, 2009, p.16]

* GHOSH, A. Secondary steelmaking: principles and applications. CRC Press, 2000.

52

Uma vez que não é possível obter um aço totalmente livre de inclusões, tem-se estimativas

quanto à sua presença, estando presentes em quantidades entre 1010 e 1015 inclusões por

tonelada de aço [GHOSH*, 2000 apud MORAES, 2009, p.16], sendo geralmente óxidos e

sulfetos, possuindo tamanho sub-microscópico. [MORAES, 2009]

Em termos práticos, as inclusões dividem-se por tamanho, existindo as macro e micro

inclusões. As macro-inclusões devem ser eliminadas. No entanto, em alguns casos, as micro-

inclusões podem ser toleradas e exploradas para gerar efeitos benéficos citando, por exemplo,

a restrição ao crescimento de grão e a possibilidade de se tornar núcleos de precipitação de

nitretos e carbonetos. [GHOSH*, 2000 apud MORAES, 2009, p.16]

A análise de micro-inclusões foi realizada em uma amostra de cada material. Para tal,

realizou-se o embutimento em baquelite das amostras.

Em seguida, partiu-se para o lixamento das mesmas, utilizando-se a sequência de lixas

mostrada pela Tabela 7.

Tabela 7 - Sequência de passos no preparo das amostras

Fonte: Autor

Finalizado a etapa de lixamento, realizou-se a análise em microscópio óptico.

A classificação das micro-inclusões baseou-se na norma ASTM E45 que utiliza o

método da comparação entre a imagem da amostra em ampliação de 100x e o quadro

classificatório composto por quatro diferentes tipos de inclusão - sulfeto, alumina, silicato e

óxido – na qual é avaliada segundo sua dimensão (série fina ou grossa) e volume na amostra.

* GHOSH, Ahindra. Secondary steelmaking: principles and applications. CRC Press, 2000

53

3.2 Tratamentos térmicos: têmpera e revenimento

Para o tratamento de têmpera das amostras, empregou-se duas temperaturas de

austenitização, 1100ºC e 1180ºC, comumente utilizadas no tratamento dos aços rápidos. Para o

tempo de austenitização, definiu-se 8 minutos (valor suficiente e empregado nas usinas para

amostras de diâmetros 11,50 x 20,00).

O forno utilizado, sem controle de atmosfera, é mostrado na Figura 16.

Figura 16 – Forno utilizado no tratamento de têmpera

Fonte: Autor

Transcorridos 8 minutos em temperatura, as amostras foram retiradas do forno com o

auxílio de uma pinça, transferidos para o recipiente contendo óleo para atingir o estado de

resfriamento acelerado, conforme mostrado na Figura 17.

54

Figura 17 – a) Amostra logo após sair do forno de têmpera; b) óleo utilizado como meio de resfriamento

Fonte: Autor

Após o resfriamento completo da amostra, passou-se para a etapa de revenimento. O

revenimento foi realizado logo após a têmpera pois para evitar a estabilização da austenita retida

presente na amostra proveniente da têmpera.

No revenimento foram empregadas seis temperaturas de modo a conseguir abranger o

fenômeno do endurecimento secundário que os aços rápidos apresentam. Disso, empregou-se

as temperaturas de 500, 520, 540, 560, 580 e 600 ºC. A fim de minimizar a presença de austenita

retira, realizou-se duplo revenimento de uma hora, com resfriamento entre eles realizado ao ar.

3.3 Análise de tamanho de grão

A verificação do tamanho de grão foi realizada para as amostras brutas de têmpera, para

os dois aços, austenitizados em 1100 ºC e 1180 ºC. Para a revelação dos contornos de grão

realizou ataque em solução de Nital 4% (4% ácido nítrico em etanol), durante aproximadamente

15 segundos, de acordo com o grau de revelação desejado.

Na quantificação do valor de tamanho de grão, empregou-se o método de Snyder and

Graff."

O método de quantificação de tamanho de grão “Snyder&Graff”, segundo a norma

ASTM E112, consiste em verificar o número de vezes que um traçado na horizontal, de 127

a)

b)

55

µm de comprimento, é interceptada pelos contornos de grão, numa ampliação de 500x no

microscópio óptico, numa secção transversal da amostra. (SUSSAI*, 2018)

Após a contagem, o número de interceptos é registrado. A fim de garantir que o número

de interceptos é estatisticamente confiável, realiza-se a contagem em dez traçados, cada um em

uma diferente região da amostra. Após a contagem, o maior e menor valor são descartados,

retirando-se a média dos restantes. O número obtido é o tamanho de grão, utilizando-se a

unidade de medida “SG”. Desse método de aferição de tamanho de grão, compreende-se que

quanto maior o valor obtido, menor é o tamanho de grão, e vice-versa.

3.4 Ensaio de dureza

A medição de dureza foi realizada após o tratamento de têmpera e revenimento nas

diferentes amostras, em suas secções transversais. Antes de realizar as medidas, foi realizado o

lixamento da superfície de cada amostra buscando eliminar a camada descarbonetada do

material resultante da atmosfera reativa nos fornos durante os tratamentos térmicos. Sendo

conservador na remoção de material durante o lixamento, removeu-se aproximadamente um

milímetro de material, revelando uma superfície livre de descarbonetação, apropriada para a

real medição de dureza da superfície.

A fim de garantir representatividade estatística, realizou-se a medição em seis pontos

distintos, sendo uma medida no centro da amostra e outras cinco no meio raio da mesma.

Para medição, utilizou-se o durômetro Wilson Rockwell SERIES B2000, mostrado na

Figura 18, com penetrador tipo cônico (penetrador-Brale), de 120º de conicidade, de pré-carga

aplicada de 10 kgf e carga maior de 150 kgf.

* Informação fornecida pelo engenheiro Willian Rogério Sussai, em Sumaré-SP, em 2018.

56

Figura 18 - Durômetro utilizado na medição das durezas

Fonte: Autor

Para o valor final de dureza, descartou-se o maior e menor valores, realizando-se a média

aritmética das quatro medidas restantes.

As medidas foram realizadas nas amostras tratadas, em ambas as temperaturas de

austenitização (1100 e 1180 ºC), nas seis temperaturas de revenimento: 500, 520, 540, 560, 580

e 600 ºC.

3.5 Análise microestrutural

Nesta análise, buscou-se evidenciar a microestrutura obtida após o tratamento de

têmpera e revenimento, evidenciando-se as características dos aços rápidos AISI M2 e M50,

em três diferentes temperaturas de revenimento - 500, 540 e 580 ºC – correspondentes ao início,

pico e decaimento do endurecimento secundário.

Para a análise, realizou-se a preparação das amostras em processo semelhante ao

descrito no item 3.1 desta seção. A fim de revelar a microestrutura, utilizou-se Nital 4% como

reagente durante, aproximadamente, 50 segundos, na face correspondente à seção transversal

das amostras.

57

4 RESULTADOS E DISCUSSÃO

4.1 Análise de micro-inclusão

As micrografias utilizadas na classificação das inclusões de ambos os materiais podem

ser visualizadas na Figura 19 com a classificação mostrados na Tabela 8.

Figura 19 - Micrografias ilustrando as inclusões detectadas. a) aço AISI M2; b) aço AISI M50. Aços no estado recozido. 100x, sem ataque

Fonte: Autor

Tabela 8 – Resultados da análise de inclusões

Fonte: Autor

Segundo a norma ASTM E45, as inclusões mostradas foram óxidos globulares nível 1

em ambos os aços. A partir da classificação obtida, ambos os aços rápidos, AISI M2 e M50,

apresentam alto grau de limpeza proveniente dos processos de fabricação empregados em suas

obtenções apesar desses materiais terem sido obtidos através da rota convencional de produção,

ou seja, passando pelos processos de forno elétrico, forno panela e VOD (Vacuum Oxygen

Decarburization).

58

4.2 Análise de tamanho de grão

Os resultados de tamanho de grão obtidos são mostrados na Figura 20. O tamanho de

grão foi obtido por meio da técnica de contagem de interceptos, seguindo a norma ASTM E112.

A contagem foi executada nas amostras no estado bruto de têmpera em óleo, após austenitização

em 1100 e 1180 ˚C, com tempo de encharque de 8 minutos.

Figura 20 – Resultados obtidos de tamanho de grão a 1100 e 1180°C para os aços AISI M2 e M50

Fonte: Autor

59

Figura 21 – Micrografias utilizadas para análise de tamanho de grão. a) e b) aço AISI M2,

austenitizados a 1100 e 1180°C, respectivamente; c) e d) aço AISI M50 austenitizados a 1100 e 1180°C, respectivamente. Ataques: Nital 4%. Ampliação: 500x

Fonte: Autor

Através da Figura 20, observa-se que os materiais apresentaram comportamentos

distintos quando a temperatura de austenitização foi aumentada de 1100 para 1180ºC.

Analisando o comportamento do aço AISI M2 é possível verificar que este, austenitizado a

1100 ºC, apresentou tamanho de grão próximo a 14 S&G e, quando austenitizado a 1180ºC, o

tamanho de grão resultou em 13 S&G. Considerando-se os desvios padrão das medidas,

assume-se que não houve variação de tamanho de grão dado a elevação na temperatura de

austenitização. As micrografias revelando os contornos dos grãos podem ser observadas na

Figura 21, a) e b).

Para o aço AISI M50, o comportamento referente ao tamanho de grão mostrou-se

afetado pelo aumento da temperatura de austenitização. Através da Figura 20, é possível

verificar que a 1100 ºC, as amostras temperadas resultaram em tamanho de grão de,

aproximadamente, 9S&G e, a 1180 ºC, de 3 S&G. Ou seja, o aumento na temperatura de

austenitização resultou em um aumento no tamanho de grão, mesmo considerando o desvio

padrão das medidas. Esse aumento pode ser verificado nas micrografias c) e d) da Figura 21.

60

As diferenças apresentadas pelos dois tipos de aços rápido são justificadas,

principalmente, pelos carbonetos (primários e secundários) que não dissolvidos durante o

processo de austenitização. Esses carbonetos, que são mantidos precipitados durante toda a

etapa de aquecimento que o processo requer, funcionam como pontos de nucleação de novos

grãos. Além desse efeito, os carbonetos não dissolvidos exercem um importante papel de

fixadores (do inglês “pinning effect”), ou seja, tais carbonetos atuam como estacas capazes de

inibir o crescimento dos grãos, mantendo-os praticamente inalterados.

A partir das composições químicas de ambos os aços rápidos, percebe-se a presença

desses efeitos discutidos acima: o aço AISI M50, pela composição menos rica em elementos de

liga, apresenta menor quantidade de carbonetos precipitados. Desta maneira há poucos pontos

de nucleação durante o aquecimento e, principalmente, não existe o efeito fixador em

quantidade adequada resultando, assim, no aumento significativo do tamanho de grão. Por outro

lado, o aço AISI M2, muito mais carregado em composição química, apresenta elevada

concentração de carbonetos precipitados, capazes de inibir o crescimento de grão, mantendo-

os inalterados. Mais especificamente, o efeito fixador é resultante, principalmente, da grande

quantidade de tungstênio presente neste material, ao passo que este elemento é ausente no aço

AISI M50.

4.3 Ensaio de dureza

Foram realizadas medidas de dureza nas amostras no estado temperado e revenido. A

obtenção das durezas justifica-se para a obtenção das curvas de revenimento para os dois aços

rápidos, AISI M2 e M50. As Figuras 22 e 23 mostram as curvas obtidas para os dois materiais,

nas duas diferentes temperaturas de austenitização, 1100 e 1180 ºC.

61

Figura 22 – Curvas de revenimento obtidas para o aço AISI M2 austenitizado a 1100 e 1180°C. Revenimento: 2 x 60 min

Fonte: Autor

Figura 23 – Curvas de revenimento obtidas para o aço AISI M50 austenitizado a 1100 e 1180°C. Revenimento: 2 x 60 min

Fonte: Autor

62

Das curvas obtidas, primeiramente verifica-se o aparecimento de um pico de dureza,

independentemente do material e da temperatura de austenitização empregada. Tal

comportamento é esperado nos aços rápidos, conhecido como endurecimento secundário. Para

o aço AISI M2, o endurecimento máximo obtido deu-se em temperatura de revenimento de 540

ºC, atingindo aproximadamente 63,5 e 66 HRC quando austenitizados a 1100 e 1180 ºC,

respectivamente. Para o aço AISI M50, os valores máximos de dureza foram praticamente os

mesmos. Entretanto, tais valores foram atingidos em temperaturas entre 540 e 560 ºC no

reveniemento. Após os picos de dureza, segue o decaimento da dureza em ambos os materiais,

correspondente ao coalescimento dos carbonetos precipitados, mudando seu estado de

finamente dispersos na matriz martensítica revenida para carbonetos grosseiros, concentrados.

Além do endurecimento secundário, é possível observar o aumento de dureza

conseguido através do aumento na temperatura de austenitização de 1100 para 1180 ºC, em

ambos os aços rápidos, independentemente da temperatura utilizada no revenimento. Tal fato é

esperado uma vez que a maior temperatura de austenitização é responsável por fornecer maior

energia ao material aumentando-se, assim, a mobilidade dos elementos de liga, possibilitando-

os se dissolverem na austenita em maior quantidade, apresentando-se em solução sólida ao final

do processo de austenitização. Esse aumento na dissolução dos elementos de liga é refletido na

etapa posterior de revenimento através do aumento na quantidade de carbonetos precipitados

nas amostras austenitizadas em temperatura superior, resultando na maior dureza obtida após

têmpera e revenimento.

Na Figura 24 abaixo é comparado os resultados de dureza após revenimento para ambos

os materiais, nas duas temperaturas de austenitização empregadas.

63

Figura 24 – Curvas de revenimento para os aços AISI M2 e M50, austenitizados a 1100 e 1180°C. Revenimento: 2 x 60 min

Fonte: Autor

Analisando-se os resultados na temperatura de 1100 ºC, observa-se que o aço rápido

AISI M50 apresentou durezas mais elevadas a partir das amostras revenidas em temperaturas

superiores a 520 °C. As menores durezas apresentadas pelo aço AISI M2 podem ser justificadas

pelo fato da temperatura de 1100 ºC utilizada ser relativamente baixa para conseguir dissolver

elementos de liga suficientes que reflitam em durezas superiores pela precipitação de seus

respectivos carbonetos. Por outro lado, essa temperatura foi suficiente para o aço AISI M50,

muito menos ligado, dissolver quantidade suficiente de seus elementos de liga durante a

austenitização, de modo a ficar com durezas superiores após o revenimento.

Para a temperatura de 1180 ºC, observa-se para ambos os materiais aumento de dureza

com relação à têmpera realizada à 1100 ºC. Entretanto, essa maior temperatura de austenitização

foi capaz de resultar em durezas superiores para o aço AISI M2, para temperaturas de

revenimento até aproximadamente 550 ºC, quando a dureza do AISI M50 passa a ser superior,

muito devido ao maior coalescimento de carbonetos no aço AISI M2 a partir desta temperatura.

64

4.4 Análise microestrutural

As microestruturas obtidas são mostradas nas Figuras 25 a 30 mostradas abaixo e

discutidas em seguida.


temperados em óleo e revenidos a 500°C. a) AISI M2; b) AISI M50.

Fonte: Autor

a)

b)

65



Fonte: Autor

a)

b)

a)

66



Fonte: Autor

b)

a)

a)

67



Fonte: Autor

b)

a)

a)

68



Fonte: Autor

b)

a)

a)

69



Fonte: Autor

Através da observação das microestruturas de ambos os materiais é notório, para todas

as temperaturas analisadas, a matriz referente à martensita revenida, conforme esperava-se dado

a elevada temperabilidade dos aços rápidos, já discutidos no presente trabalho. Contribui-se

para essa constatação o fato de ambos os aços terem sidos submetidos à duplo tratamento de

revenimento. Em relação à existência de outras fases presentes na matriz como, por exemplo,

austenita retida, esperada para esses aços, não é possível constatar sua presença dado o ataque

b)

a)

70

realizado com Nital 4%. Não é o escopo deste trabalho abranger a presença específica de outras

fases.

Em termos de diferenças reveladas pelas microestruturas, é evidente a discrepância entre

ambos os aços com relação à quantidade de carbonetos precipitados na matriz.

Independentemente da temperatura de austenitização e revenimento empregadas, o aço AISI

M2 apresenta quantidade de carbonetos muito superior ao aço AISI M50. Tal característica é

esperada quando a composição química desses aços rápidos é analisada, sendo muito mais

presentes elementos de liga formadores de carbonetos para o aço rápido M2.

Comparando-se um mesmo aço, como por exemplo o AISI M2, percebe-se que dada

uma temperatura de austenitização, tanto a 1100 °C e 1180 °C, à medida que a temperatura de

revenimento é aumentada o volume dos carbonetos é crescente. Além disso, uma mudança é

observada em termos geométricos: na temperatura de revenimento correspondente a 580°C os

carbonetos presentes se mostram de maneira muito mais esferoidizados e coalescidos, o que

justifica a queda de dureza desse material para essa temperatura.

Quando a observação microestrutural é realizada fixando-se uma temperatura de

revenimento e comparando-se a influência da temperatura de austenitização empregada,

percebe-se que a 1180 °C a quantidade de carbonetos presentes é maior uma vez que a maior

dissolução dos elementos de liga durante a austenitização nesta temperatura proporcionou

maior precipitação de carbonetos durante o revenimento enquanto que a 1100 °C a dissolução

é comprometida, refletindo na menor quantidade de carbonetos precipitados ao final do

tratamento térmico.

Para o aço AISI M50, a comparação em termos de quantidade e volume de carbonetos

precipitados em função das temperaturas empregadas é dificultada uma vez que esse aço

apresenta escassez de carbonetos justificadas por sua composição química. Entretanto, a mesma

análise empregada na descrição do aço AISI M2 apresentada acima pode ser utilizada para este

material: à medida que a temperatura de revenimento é aumentada para uma dada temperatura

de austenitização, espera-se um aumento no volume e a coalescência de alguns carbonetos

enquanto que para a temperatura de austenitização variando de 1100 para 1180 °C, maior

quantidade de carbonetos é esperado, muito embora esse fato seja de difícil observação

utilizando-se apenas uma microestrutura.

71

5. CONCLUSÕES E TRABALHOS FUTUROS

A partir dos resultados apresentados neste trabalho foi mostrado o efeito da temperatura

de austenitização e revenimento para dois aços rápidos, AISI M2 e M50.

Partindo-se de amostras com o mesmo nível de inclusões, a temperatura de

austentização influenciou de maneira distinta os aços de modo a apresentarem tamanhos de

grão discrepantes após serem submetidos ao mesmo tratamento térmico. De modo mais

expressivo, a variação na temperatura de austenitização de 1100 para 1180 °C teve forte

influência para o aço AISI M50, apresentando grande crescimento de grão, enquanto que o aço

AISI M2 não apresentou grandes variações dada esta variação.

Em termos de dureza obtida após revenimento, ambos os aços apresentaram

endurecimento secundário. Em ambas as temperaturas de austenitização, os aços apresentaram

diferentes durezas como era esperado dado a diferença de composição química entre esses dois

aços rápidos.

Sob o aspecto microestrutural, ambos os aços rápidos apresentaram matriz caracterizada

pela presença de martensita revenida com carbonetos dispersos, estes em quantidades muito

superiores para o aço AISI M2. O aumento na temperatura de revenimento resultou em

carbonetos de maior volume, coalescidos. As diferenças microestruturais ficaram mais nítidas

para o aço AISI M2, embora diferenças também sendo perceptíveis para o aço AISI M50.

Para trabalhos futuros, recomenda-se a realização de uma análise detalhada dos

carbonetos precipitados em ambos os materiais de modo a obter quantitativamente a variação

dos carbonetos em função das temperaturas de austenitização e de revenimento empregadas.

Além disso é possível, através de ataques químicos específicos, revelar a presença de outras

fases nas microestruturas obtidas tais como austenita retida bem como a revelação de

carbonetos específicos de modo a propiciar o conhecimento de como os diversos tipos de

carbonetos se fazem presente na estrutura desses aços rápidos. Posteriormente, realizar a

avaliação, para ambos os materiais, de outras propriedades tais como resistência à abrasão,

tenacidade à fratura, resistência ao impacto, etc, possibilitando um completo estudo sobre as

propriedades dos aços rápidos AISI M2 e M50.

73

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Apêndice A – Composições químicas para diversos aços rápidos segundo a

classificação da AISI

Fonte: ROBERT; KENNEDY; KRAUSS, 1998

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