Biomaterial é uma classe de materiais utilizados especificamente para reparar, tratar ou substituir tecidos, órgãos ou partes do corpo humano[1]. Os biomateriais metálicos são preferencialmente utilizados na substituição de tecidos duros, como ossos e cartilagens, devido à superior combinação de propriedades mecânicas, químicas e biológicas quando comparados com os biomateriais cerâmicos e poliméricos[2]. As principais aplicações destes biomateriais ocorrem na área ortopédica, odontológica e cardiovascular, podendo-se citar os dispositivos de fixação óssea (placas, pinos, parafusos e arames), implantes totais de quadril e joelho, fios ortodônticos, amálgamas, bráquetes, órgãos artificiais, marca-passos e válvulas cardíacas, entre outros[1,3]. O mercado de biomateriais metálicos tem sofrido uma considerável expansão nos últimos anos, devido ao aumento da expectativa de vida e envelhecimento da população mundial, incluindo o Brasil. Como resultado, está ocorrendo um crescimento de casos de doenças degenerativas, como artrite e osteoporose, que requerem muitas vezes a utilização de implantes biomédicos[4,5]. Portanto, a pesquisa e desenvolvimento de biomateriais metálicos têm-se fixado como um fator crucial para a melhora da qualidade de vida da população.

Uma vez implantado no corpo humano, o biomaterial permanece sujeito a diferentes tipos de esforços biomecânicos, em contato com fluídos corpóreos, ou da corrente sanguínea, e interagindo com diferentes formas de tecidos e células[1]. Portanto, em termos de propriedades mecânicas, o implante deve apresentar uma combinação de elevada resistência mecânica e à fadiga, além de baixo módulo de elasticidade, para evitar a perda de densidade óssea pelo efeito de blindagem (stress shielding)[6]. Devido à constituição agressiva dos fluídos corpóreos, o biomaterial deve apresentar uma adequada resistência à corrosão, para evitar a liberação de íons, que podem conduzir a problemas de alergia e metalose[1,7]. Uma vez que o implante está em constante contato com tecidos ósseos, o biomaterial deve apresentar também uma elevada resistência ao desgaste, evitando assim a degradação da superfície por atrito e a liberação de partículas[7]. E por fim, o biomaterial não deve produzir nenhum efeito adverso na viabilidade celular, não interferindo de forma negativa nos processos de diferenciação e proliferação, ou seja, o biomaterial deve apresentar biocompatibilidade com as células ósseas[8].

Atualmente, os biomateriais metálicos são constituídos pelos aços inoxidáveis, ligas de Co-Cr-Mo (cobalto-cromo-molibdênio), Ti (titânio) e suas ligas, metais preciosos (Au (ouro), Pd (paládio), Ag (prata), Pt (platina) e etc.), e outras classes de ligas (Mg (magnésio), Zr (zircônio) e etc.)[1,2]. No caso de implantes ortopédicos e odontológicos, o titânio apresenta um melhor conjunto de propriedades que os biomateriais metálicos comerciais mais utilizados, como o aço inoxidável 316L e as ligas de Co-Cr-Mo[9]. Em sua forma metálica, o metal apresenta elevada resistência mecânica (200-600 MPa), baixa densidade (4,51 g/cm3), módulo de elasticidade relativamente baixo (~ 100 GPa), excelente resistência à corrosão (em diversos tipos de meios fisiológicos), biocompatibilidade e capacidade de osseointegração[10]. A liga Ti-6Al-4V (%p), desenvolvida pela indústria aeronáutica, têm sido a liga de titânio mais utilizada para implantes biomédicos desde a segunda metade do século XX, por conta de suas excelentes propriedades mecânicas e superior resistência à corrosão. Contudo, a possibilidade de ocorrência de casos de problemas neurológicos e reações adversas em tecidos causados pela liberação de íons de Al (alumínio) e V (vanádio) em longo prazo, tem requerido o desenvolvimento de materiais substitutos[10]. Desde então, novas ligas de titânio têm sido desenvolvidas com a adição de metais não tóxicos (Zr (zircônio), Mo (molibdênio), Nb (nióbio) e Ta (tântalo)) e que apresentem módulo de elasticidade mais próximo ao osso humano (~ 30 GPa)[5].

Além da composição da liga, processos de tratamentos térmicos têm sido utilizados para melhorar as propriedades de ligas de titânio para aplicação como implantes biomédicos[11]. Neste artigo, serão apresentados alguns processos de tratamentos térmicos comumente utilizados para alterar a microestrutura e superfície de ligas à base de titânio. Uma atenção especial será dada às pesquisas realizadas no Laboratório de Anelasticidade e Biomateriais da Faculdade de Ciências, UNESP (Campus de Bauru).

Modificação microestrutural de ligas de titânio por tratamentos térmicos

Em sua forma metálica, o titânio apresenta uma transformação alotrópica em torno de 883°C (β-transus), alterando sua estrutura cristalina de hexagonal compacta (HC, fase α) para cúbica de corpo centrado (CCC, fase β), durante o aquecimento[10]. A adição de elementos de liga permite a alteração da temperatura β-transus, tornando possível a estabilização da fase β à temperatura ambiente. Os elementos de liga são então classificados de acordo com seu efeito sobre a β-transus, como α-, β-estabilizadores, e neutros[9,10]. Os elementos α-estabilizadores tendem a aumentar a temperatura β-transus, sendo constituídos pelo Al, Ga (gálio), Ge (germânio), C (carbono), O (oxigênio) e N (nitrogênio). Os elementos β-estabilizadores tendem a diminuir a temperatura β-transus, sendo subdivididos em isomorfos ou eutetóides, dependendo da precipitação de fases intermetálicas[10]. Os β-estabilizadores isomorfos são Mo, V, Ta e Nb, enquanto os eutetóides são o Fe (ferro), Mn (manganês), Cr (crômio), Co (cobalto), Ni (níquel), Cu (cobre), Si (silício) e H (hidrogênio). Os elementos neutros são caracterizados por não interferir na temperatura β-transus, sendo definidos pelo Zr, Hf (háfnio) e Sn (estanho). A Fig. 1 apresenta um diagrama esquemático do efeito dos diferentes tipos de elementos de liga sobre a β-transus.

Dependendo das condições de processamento, as ligas de titânio podem apresentar precipitação de fases metaestáveis, como as fases martensíticas (α’ e α”) e a fase ω[9]. As fases martensíticas são formadas por uma falha na difusão atômica dos elementos metálicos, podendo ser formadas após resfriamento rápido ou deformação mecânica. A fase α” (ortorrômbica) forma-se preferencialmente com maior concentração de elementos de liga β-estabilizador que a fase α’ (HC distorcida)[9,10]. A fase metaestável ω é formada em tamanho nanométrico, resultando do colapso de planos atômicos durante a transformação de fase α → β. Sua estrutura cristalina e morfologia dependem basicamente da composição química da liga e do histórico de processamento, podendo ser classificada como atérmica (via resfriamento rápido) ou isotérmica (via envelhecimento), além de ser possível de ser obtida por deformação mecânica[9,12]. Um diagrama esquemático de formação de fases metaestáveis é apresentado na Fig. 2. A combinação tratamentos térmicos com a adição de elementos de liga torna possível formar diferentes proporções de fase α e β na microestrutura, o que permite classificar as ligas de titânio em tipo α, α+β, β metaestável e β[9].

Por meio de processos de tratamentos térmicos, é possível manipular a microestrutura das ligas de titânio, de forma a resultar em melhores propriedades mecânicas para aplicação biomédica[11]. Na Fig. 3 é apresentado um diagrama convencional de processamento de ligas de titânio. Primeiramente, os materiais são produzidos a partir de metais comercialmente puros, em atmosfera inerte de argônio ou em vácuo, para evitar a absorção excessiva de gases intersticiais (O, N, C e H), que podem fragilizar o material[13]. O método de fusão dos metais dependerá basicamente do ponto de fusão dos elementos de liga, sendo geralmente realizado por fornos de fusão a arco-voltaico ou por indução[10,13]. Posteriormente, tratamentos térmicos de homogeneização são realizados para uniformizar a microestrutura, sendo geralmente realizados em elevadas temperaturas (entre 900 e 1100°C), por longos períodos de tempo (de 6 a 24 horas), e com resfriamento lento (em torno de 1°C/min)[14]. O tratamento térmico de homogeneização tende a promover um aumento do tamanho de grão, diminuindo a dureza e resistência mecânica, e facilitando a conformação mecânica[15,16]. A conformação mecânica pode ser realizada a frio ou a quente (800-1000°C) por forjamento ou laminação, tendo como objetivo fornecer um formato regular ao lingote. Em seguida, tratamentos térmicos de solubilização são realizados de forma a aliviar as tensões internas e eliminar defeitos de discordâncias provenientes da deformação mecânica[15,16]. Este tipo de tratamento térmico é realizado em temperaturas próximas da β-transus (entre 800 a 900°C), por períodos de tempo de no máximo 6 horas, com resfriamento rápido com água (quenching)[14]. A temperatura e tempo de tratamento são estipulados de forma a promover a retenção de fase β na microestrutura com baixo tamanho de grão, para garantir uma combinação de elevada resistência mecânica com baixo módulo de elasticidade. Contudo, estes parâmetros de tratamento térmico podem ser variados de acordo com a composição da liga[16]. Dependendo da aplicação biomédica, tratamentos térmicos de envelhecimento podem ainda ser realizados com o intuito de aumentar a resistência mecânica e de fadiga por precipitação de fase secundária[17]. Tratamentos térmicos de envelhecimento podem promover a precipitação de fase ω isotérmica ou α ao longo da matriz de fase β[9,16]. O patamar de temperatura é mantido abaixo da β-transus (entre 200 e 600°C), com consecutivo resfriamento rápido com água[11]. O tempo de envelhecimento varia de acordo com a proporção de fase desejada na microestrutura, podendo variar de alguns minutos até horas[17].

As propriedades mecânicas das ligas de titânio podem também serem alteradas pela adição de elementos intersticiais, como o oxigênio. Além de ser um forte estabilizador da fase α, o elemento apresenta efeito de endurecimento por solução sólida, o que tem despertado grande interesse para a área biomédica. Processos de dopagens com oxigênio têm sido convencionalmente realizados por carga gasosa após tratamento térmico de solubilização. A dopagem consiste em aquecer a amostra a uma taxa de 10°C/min, em um vácuo da ordem de 10-5 Pa, até temperaturas entre 800°C e 1000°C, sendo então inserida uma pressão parcial de oxigênio no interior do sistema isolado. A partir deste momento, monitora-se durante 2 horas o decaimento da pressão de oxigênio dentro do tubo. Após a dopagem, a amostra é resfriada rapidamente em água com o intuito de reter o elemento intersticial na estrutura do material. Os parâmetros de tempo de temperatura para uma completa incorporação do oxigênio nos sítios intersticiais do material podem ser obtidos a partir das leis de difusão de Fick[19]. Como exemplo, em nossos estudos anteriores, verificamos que a introdução de oxigênio provocou um aumento na microdureza em ligas à base de Ti-Zr, com distinto efeito no módulo de elasticidade, o que resultou em propriedades interessantes para a área odontológica[20].

Modificação superficial de ligas de titânio por tratamentos térmicos

A superfície do implante é também um ponto importante a ser analisado, uma vez que é a primeira região de contato do material com o meio biológico do corpo humano[21]. Portanto, o acabamento da superfície do material por técnicas de recobrimento ou modificação de superfície é um fator crucial para o processamento de implantes biomédicos. Atualmente, as técnicas de modificação de superfície são realizadas com o objetivo de melhorar a resistência à corrosão e ao desgaste da superfície, promover a biocompatibilidade e capacidade de osseointegração, ou ainda incluir propriedades biofuncionais (ação bioativa e antibacteriana)[21,22]. Muitas técnicas de modificação de superfície têm focado na elevada afinidade do titânio com oxigênio, podendo-se citar os métodos de deposição de vapor físico e químico, sputtering, oxidação térmica, anodização, oxidação por micro-arco, ataque por solução alcalina, sol-gel, e etc.[22]. De forma geral, cada técnica apresenta um custo diferente, proporcionando a formação de filmes com propriedades peculiares para uma determinada aplicação.

O titânio é um metal de transição do grupo IVB, tendo a camada eletrônica 3d incompleta, o que faz com que o elemento tenha facilidade para formar ligações químicas com uma variedade de elementos químicos. A elevada afinidade do titânio com oxigênio faz com que seja formada naturalmente uma camada de óxido passiva e amorfa em sua superfície, da ordem de alguns nanômetros (10-9 m)[23]. Apesar de fornecer uma excelente resistência à corrosão em variados meios químicos, é possível que a sua remoção por meio de mecanismos de desgaste mecânico. O composto TiO2 é a forma estequiométrica mais comum do óxido de titânio, apesar de este poder apresentar formas menos comuns, como sejam o TiO e o Ti2O3. No TiO2, a forma rutilo (tetragonal) é mais estável, contudo as formas metaestáveis anatase (tetragonal), e mais raramente a brookita (ortorrômbico), podem ser obtidas de acordo com determinadas condições de processamento[23,24]. As fases anatase e rutilo são convencionalmente obtidos por técnicas convencionais de modificação de superfície do titânio, sendo que a transformação de anatase para rutilo estima-se ocorrer em torno de 600°C em condições normais de pressão[24]. Estas fases cristalinas apresentam elevados valores de dureza e resistência à corrosão e ao desgaste, podendo minimizar a degradação dos implantes por corrosão e a consecutiva liberação de íons tóxicos. Além disso, estudos indicaram que as fases anatase e rutilo possuem propriedades peculiares com relação à interação celular, podendo fornecer diferentes respostas quanto à adesão, diferenciação e proliferação de células osteoblásticas[25,26].

A oxidação térmica é uma técnica de modificação de superfície que procura acelerar a reação de oxidação da superfície metálica por intermédio do aumento da temperatura[22]. É uma técnica simples, versátil e barata, onde a amostra é aquecida em atmosfera ambiente ou em ambiente controlado de oxigênio, de forma a produzir uma espessa camada de TiO2 na superfície[27]. Durante a oxidação, o Ti metálico é oxidado de acordo com a reação O2(g) + Ti(s) → TiO2(s), sendo que o tempo de tratamento determinará a espessura da camada de óxido (podendo atingir alguns micrometros (10-6 m)). Além disso, o patamar de temperatura determinará também a estrutura cristalina da camada de óxido, podendo ser retida desde anatase e rutilo monofásico, quanto uma mistura das duas estruturas cristalinas[28]. Portanto, o controle da espessura e estrutura cristalina da camada de óxido obtido por esta técnica pode ser útil para melhorar a resistência à corrosão e ao desgaste do biomaterial, além de poder facilitar a ocorrência de determinados processos celulares, como adesão e proliferação celular[29, 30, 31]. A Fig. 4 apresenta um diagrama esquemático das etapas de crescimento de filmes óxidos por oxidação térmica. Primeiramente, ocorre adsorção física e química das moléculas de oxigênio, provenientes da atmosfera, na superfície do titânio. Em seguida, há a nucleação e crescimento de pequenos precipitados de TiO2 ao longo da superfície. Concomitantemente, há a dissolução de oxigênio ao longo do volume do titânio, na forma de intersticial. Finalmente, com a densa camada de óxido formada, há o crescimento efetivo do filme, além da oxidação interna pela difusão de oxigênio[10,32].

Por outro lado, tratamentos térmicos podem ser utilizados para promover a cristalização (nas fases anatase, rutilo, ou mistura de ambas) de filmes de óxidos de titânio obtidos por outras técnicas. Por exemplo, atualmente existe um grande interesse na modificação de superfícies de titânio por técnicas de anodização com a formação de estruturas nanotubulares. Essas estruturas são formadas por anodização em eletrólitos contendo íons de flúor e em diferentes condições de voltagem da célula eletroquímica e tempos de tratamento, que promovem simultaneamente o crescimento do óxido de titânio e a sua parcial dissolução, pela ação dos íons de F-[33]. O resultado final é um filme, que pode ter vários micrômetros de espessura, no formato de nanotubos bem alinhados, mas com estrutura amorfa, que não é a mais interessante do ponto de vista de interação com células[34]. Assim, tratamentos térmicos podem ser efetuados de forma a promover a cristalização desses filmes. Em geral, os tratamentos são realizados ao ar, a temperaturas entre os 300 e 800°C (dependendo do objetivo ser a obtenção de anatase, rutilo ou mistura de ambas as fases) e com um tempo de tratamento suficiente para promover a nucleação e crescimento das fases cristalinas (geralmente até 3h)[34].

Considerações finais

A utilização de processos de tratamentos térmicos é uma importante ferramenta para o processamento de ligas biomédicas de titânio, com propriedades volumétricas e superficiais adequadas para o contato com o corpo humano. A partir dos parâmetros de tratamentos térmicos, é possível manipular a microestrutura e propriedades destes materiais, fornecendo elevada resistência mecânica e à fadiga, com baixo módulo de elasticidade. Além disso, a utilização de tratamentos térmicos para modificação superficial tem tornado possível oxidar a superfície do titânio metálico, formando uma camada de óxido espessa, que pode melhorar a resistência à corrosão e ao desgaste, além de garantir uma superior biocompatibilidade. Em suma, a utilização de tratamentos térmicos constitui-se uma janela em aberto para a pesquisa e desenvolvimento de implantes biomédicos avançados, com propriedades otimizadas para a utilização no corpo humano.

Agradecimentos

Os autores agradecem ao Prof. Takao Hanawa do Institute of Biomaterials and Bioengineering, da Tokyo Medical and Dental University (Tóquio, Japão), pela colaboração científica. E também ao Laboratório de Materiais da Faculdade de Engenharia (UNESP, Campus de Bauru), Laboratório de Materiais Avançados da Faculdade de Ciências (UNESP, Campus de Bauru), e o Laboratório Nacional de Nanotecnologia (LNNano) do Centro Nacional de Pesquisa em Energia e Materiais (CNPEM, Campinas). Este trabalho foi financiado pela Fundação de Amparo à Pesquisa do Estado de São Paulo (FAPESP, Proc. 2015/00851-6), pelo Conselho Nacional de Desenvolvimento Científico e Tecnológico (CNPq, Proc. 207417/2015-6) e pela CAPES (CAPES, Proc. 99999.008666/2014-08).

O artigo apresentado foi vencedor do Prêmio Revista Industrial Heating Brasil, oferecido na VIII Conferência Brasileira sobre Temas de Tratamento Térmico – TTT 2017. E teve coautoria de Carlos Roberto Grandini e Luís Augusto Rocha – Braço Brasileiro do Inst. de Biomateriais, Tribocorrosão e Nanomedicina (IBTN/BR), Bauru (SP) e Universidade Estadual Paulista Júlio de Mesquita Filho (UNESP), Bauru (SP).

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A válvula e o inserto de assento de válvula são uns dos componentes responsáveis pela vedação da câmara de combustão interna dos motores automotivos (ver Fig. 1). Estes componentes operam em condições adversas de alta solicitação mecânica[1]. As etapas mais críticas ocorrem durante a admissão e exaustão dos gases. O pior caso está atrelado a etapa de exaustão dos gases, onde a temperatura no assento da válvula pode chegar a 700°C e no assento do inserto até 350°C[2].

O uso de aços rápidos e aços ferramentas é uma opção consolidada para a obtenção de peças sinterizadas devido à sua boa resistência mecânica, à corrosão, alta condutividade térmica e boa usinabilidade[3]. Do ponto de vista comercial e industrial, não basta somente utilizar um material excepcional. A fabricação, os requisitos técnicos e a legislação ambiental impõem uma série de critérios que muitas vezes tornam necessário escolher outro material não ideal para uma determinada aplicação. Este foi o caso que motivou a modificação da liga original dos insertos, substituindo-se o cobalto devido ao seu alto custo e o chumbo por razões ecológicas e de segurança[4]. Considerando este cenário, o uso de componentes obtidos através da rota de metalurgia do pó (M/P) melhorou o desempenho dos motores automotivos, além de reduzir o seu custo de fabricação[5-7]. Portanto, o uso da técnica de M/P está crescendo constantemente e permite a obtenção de peças metálicas a baixo custo, alta flexibilidade durante as etapas de fabricação e um controle microestrutural rígido[6, 7].

Os insertos estudados no presente trabalho foram previamente desenvolvidos por Santos et al.[8] e este trabalho foi baseado nos componentes apenas como sinterizados. Um dos principais objetivos do presente trabalho foi o de tratar termicamente e caracterizar tais insertos obtidos com a mistura de pós do aço ferramenta AISI D2, ferro e outros aditivos. O tratamento térmico consistiu em temperar ao ar e duplamente revenir todos os componentes. Como qualquer temperatura até a temperatura crítica inferior pode ser usada para revenir os materiais[9], todos os insertos temperados ao ar foram duplamente revenidos em sete temperaturas equidistantemente diferentes, variando de 100°C a 700°C.

Materiais e métodos

O inserto investigado ao longo deste trabalho foi obtido através da técnica de M/P. As misturas de pós constituiram-se de aço ferramenta tipo AISI D2, pó de ferro e outros aditivos como sulfeto de manganês, carboneto de nióbio, grafite e estearato de zinco para reduzir o atrito entre as partículas e a matriz. A determinação da distribuição do tamanho de partículas do aço ferramenta AISI D2 foi feita através da dispersão do pó em água e subsequente análise por difração a laser baseado na teoria de Fraunhofer e Mie[10]. A composição química nominal da mistura de pós estudada neste trabalho é mostrada na Tabela 1.

Todos os pós foram misturados em um misturador intensivo durante 300 s a 1.715 rpm, exceto o pó de cobre, pois este foi adicionado aos insertos por infiltração metálica, i.e., dois compactados a verdes com dimensões de 32,5 x 25,5 x 5,9 mm3 foram obtidos a partir da prensagem das misturas de pós presente na Tabela 1 (Fig. 2. a)) e de pó de cobre (Fig. 2. b)), e antes do início do processo de sinterização, o compactado de cobre foi sobreposto ao inserto. Compactados a verdes foram obtidos a partir da compactação da mistura de pós em uma prensa hidráulica de dupla ação instrumentada e a pressão de 700 MPa.

Os compactados a verdes foram pré-aquecidos até 600°C (com uma taxa de aquecimento de 16°C/min) durante 35 min. para eliminar o estearato de zinco. Dando continuidade ao processo, os insertos foram austenitizados à 1.150°C (aquecidos à 14°C/min) por 40 min. Por fim, os insertos foram resfriados, ainda dentro do forno, até a temperatura ambiente com a taxa de resfriamento de 20°C/min. A sinterização dos compactados a verdes foi realizada em um forno comercial de esteira contínua sob uma atmosfera redutora baseada em hidrogênio (90% H2 + 10% N2).

Para evitar a descarbonetação, antes do tratamento térmico ter início, os insertos foram embrulhados em papel sulfite e colocados dentro de uma caixa de aço ao carbono contendo uma mistura de 50% de C (grafite) + 50% de Al2O3 (óxido de alumínio). Esta caixa foi então colocada dentro de um forno mufla de laboratório. O tratamento térmico dos insertos sinterizados consistiu em austenitizá-los a 1.150°C (aquecido a uma taxa de 29°C/min) por 20 min. Os componentes austenitizados foram então temperados ao ar até a temperatura ambiente. Termopares tipo k foram afixados a amostra e a um sistema de aquisição de dados, permitindo assim a obtenção da taxa de resfriamento das amostras. Os insertos temperados ao ar foram submetidos a um tratamento térmico subcrítico, denominado revenimento, de uma maneira similar à utilizada para a têmpera ao ar. Todos os insertos temperados ao ar foram duplamente revenidos até a temperatura ambiente, durante uma hora cada em sete temperaturas equidistantes, variando de 100°C a 700°C.

As propriedades físicas e mecânicas dos componentes foram determinadas através de três ensaios. Primeiro, a dureza aparente dos insertos foi determinada de acordo com a norma ASTM E 10-01[11]. Este teste padronizado é utilizado para a determinação da dureza Brinell em materiais metálicos. Segundo, a densidade aparente dos componentes foi determinada imergindo-os em água, usando o método de Arquimedes, e medindo sua diferença de massa de acordo com o ensaio ASTM C 373-88[12]. Terceiro, o ensaio de resistência à ruptura radial foi realizado de acordo com o teste padrão MPIF 35[13]. Este ensaio consiste em comprimir radialmente o inserto até que a primeira queda de carga ocorra, pois isto ocorre devido a ruptura parcial do material.

A composição química dos insertos foi determinada através de duas técnicas, sendo elas a análise de gás e a espectrometria por energia dispersiva de fluorescência de raios X. A técnica de análise de gás foi utilizada para a quantificação dos elementos leves, tais como carbono e enxofre. Este equipamento utiliza um forno de indução e determina a quantidade de cada elemento por absorção de infravermelho[14-17].

As amostras foram preparadas para a caracterização microestrutural através de procedimentos convencionais de metalografia, incluindo embutimento, lixamento e polimento. As amostras foram atacadas com Nital 3%, constituído de 97% (vol.) de álcool etílico + 3% (vol.) de ácido nítrico (HNO3) concentrado, durante 5s[18] sendo posteriormente observadas em microscópio óptico (MO).

Resultados e discussão

A distribuição do tamanho de partículas do pó de aço ferramenta AISI D2 é mostrada na Tabela 2. E devido ao método de obtenção do pó de aço, por meio de atomização a gás[19], as partículas do aço ferramenta AISI D2 tinham formato esférico. O formato da partícula tem grande influência nas propriedades finais dos componentes. As partículas esféricas em específico, proporcionam o melhor fator de empacotamento, fluidez e como consequência, maiores velocidades de produção.

A variação da dureza Brinell (HB 2,5/187,5) para os insertos levando em consideração os sinterizados e os componentes tratados termicamente por uma hora em uma temperatura específica e depois resfriados ao ar, é mostrada na Tabela 3. É possível observar uma variação substancial da dureza dos componentes. De acordo com os requisitos exigidos para a aplicação comercial dos insertos, a dureza deve estar entre 370 HB e 410 HB. A mesma tabela mostra que o tratamento térmico que mais se aproximou dos valores de dureza estabelecidos, é a Mistura (AISI D2) duplamente revenida a 500°C. Então, é importante mencionar que todos os resultados e discussão seguintes no presente trabalho estão atrelados a este tratamento térmico em específico.

Apesar da dureza aparente ser uma propriedade mecânica muito importante, outras duas propriedades físicas são tão importantes quanto. Essas propriedades são a densidade aparente e a resistência à ruptura radial dos insertos. Um resumo dos resultados obtidos para tais propriedades nos componentes tratados termicamente pode ser observado na Tabela 4.

Em comparação ao trabalho desenvolvido anteriormente por Santos et al.[8,20,21], apenas com componentes sinterizados, a densidade aparente pode ser considerada a mesma, 7,3 g.cm-3. O valor de dureza aparente medido por Santos[8] foi inferior, 325 ± 22 HB, aos obtido no presente trabalho, 355 ± 2 HB. Além disso, o valor de resistência à ruptura radial medido por Santos[8] foi maior, 945 ± 81 MPa, do que o mostrado neste trabalho, 792 ± 57 MPa. Embora o valor de resistência à ruptura radial obtido no presente trabalho seja menor quando comparado com aquele alcançado por Santos[8], essa propriedade só é necessária durante a montagem do inserto no cabeçote do motor. Portanto, não existe um valor de referência mínimo para a resistência à ruptura radial, o componente apenas precisa suportar os esforços durante a etapa de montagem.

A medida da composição química do inserto é mostrada na Tabela 5. Os teores de carbono e enxofre foram determinados através do método de análise de gás, todos os outros elementos foram determinados usando a espectrometria por energia dispersiva de fluorescência de raios X.

Dos resultados mostrados na Tabela 5, a respeito da concentração de cobre, pode-se notar uma variação na sua quantidade em relação ao seu valor nominal (ver Tabela 1). Este valor deveria ser de 10%, mas o valor medido foi de 11,79%. Tal variação na quantidade de cobre pode ser justificada por não ter-se pareado com precisão a massa do anel de cobre (Fig. 2. b)), que devia ser de dez por cento da massa do inserto, com a massa de cada inserto compactado.

A taxa de resfriamento obtida durante a têmpera ao ar dos insertos (ver Fig. 3) foi medida com o auxílio de termopares tipo k afixado à amostra e a um sistema de aquisição de dados, sendo que a taxa de resfriamento medida foi de 0,6°C/s.

Na Mistura foram encontradas outras microestruturas diferentes a esperada para o aço ferramenta AISI D2, isto ocorreu devido à adição de outros elementos, i.e., pós de ferro, sulfato de manganês, carboneto de nióbio, grafite e cobre. A Fig. 4 mostra a micrografia óptica da Mistura. É possível observar algumas ilhas de ferrita (identificada por Fe) quase não transformadas, fina distribuição de cobre (Cu), presença de grandes quantidades de martensita (M), fase esta principalmente atrelada a transformação das partículas do aço ferramenta que foram austenitizadas durante a têmpera ao ar e, baixa quantidade de poros (regiões escuras) devido à alta densidade aparente do componente. A rápida transformação da austenita em outras fases, devido a alta taxa de difusão da Mistura, resultou em grandes ilhas de perlita (P) e bainita (B) no contorno de tal partícula. Também observou-se a presença de baixa quantidade de martensita contendo altos teores de carbono (tipo M ‘), assim como a presença de sulfeto de manganês (MnS) e carboneto de nióbio (NbC). Todas as fases presentes contribuíram para os bons resultados alcançados durante a caracterização física e mecânica dos insertos obtidos com tal Mistura.

Conclusão

Os tratamentos térmicos provaram ser eficientes no que tange as variações de propriedades físicas e mecânicas pretendidas nos componentes.

Todas as partículas do aço ferramenta AISI D2 presentes na microestrutura dos insertos foram completamente transformadas em martensita, mesmo a têmpera ao ar impondo uma taxa de resfriamento branda ao material.

Apesar da alta difusão do carbono nas partículas de ferro, resultando na formação de fases perlíticas que prejudicam algumas propriedades desejadas ao componente, o aço ferramenta AISI D2 teve a maior influência nas propriedades físicas e mecânicas dos insertos de assentos de válvulas.

Os insertos obtidos com o aço ferramenta AISI D2, sendo este um aço ferramenta para trabalho a frio, atenderam as exigências mínimas de propriedades mecânicas impostas pelas montadoras, podendo ser testados em motores a combustão devido ao seu menor custo em relação a outros aços, por exemplo, os aços rápidos tipo AISI M3:2 e AISI M2.

Agradecimentos

Os autores agradecem a CAPES e ao CNPq pelo apoio financeiro. Além disso, a General Motors SA, Höganäs e Grupo Combustol & Metalpó pelo fornecimento de materiais e equipamentos.

O artigo apresentado foi terceiro colocado do Prêmio Revista Industrial Heating Brasil, oferecido na VIII Conferência Brasileira sobre Temas de Tratamento Térmico – TTT 2017. E teve coautoria de Igor Passos dos Santos, Camila Pucci Couto, Cristiano Stefano Mucsi, Jesualdo Luiz Rossi – Instituto de Pesquisas Energéticas e Nucleares (IPEN), São Paulo (SP) e Marco Antônio Colosio – General Motors (GMSA), São Paulo (SP).

Referências

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O processo PVD (Physical Vapor Deposition) ocorre dentro de uma câmara sob vácuo, onde o material a ser depositado é inicialmente vaporizado e ionizado formando um plasma. Por diferença de potencial, os íons, de forma pura ou combinados com átomos de nitrogênio e/ou carbono, são atraídos para a superfície das peças a serem revestidas.

Existem três tecnologias básicas de PVD, que se distinguem pelo princípio empregado na vaporização do elemento metálico da camada a partir de um catodo: arco elétrico, desintegração por bombardeamento com átomos de argônio (sputtering), ou feixe de elétrons.

No presente trabalho abordaremos alguns detalhes do processo de vaporização por arco para a produção de camadas de nitretos metálicos, tais como: TiN, AlTiN e CrN.

Vaporização do Elemento Metálico

Na parte interna da câmara de revestimento encontram-se os catodos, placas metálicas sólidas, que são a fonte do elemento metálico a ser depositado. Os catodos podem ter forma circular ou retangular e são circundados por uma moldura metálica isolada, que representa o anodo.

Através de um disparador elétrico inicia-se um arco elétrico na superfície do catodo, que se mantém enquanto houver uma diferença de potencial entre o catodo e o anodo. Através de ímãs, o arco é mantido de forma estacionária sobre a superfície do catodo.

Como referência, no processo de vaporização a arco normalmente trabalha-se com voltagens baixas, da ordem de 20 V e correntes altas, da ordem de 100 A.

Nas condições de baixa pressão na câmara de revestimento – vácuo – o arco queima em uma área de poucos micrômetros de espessura, varrendo de forma aleatória a superfície do catodo, não permanecendo mais do que 40 ns na mesma posição.

A concentração de energia nos focos onde queima o arco é tão intensa – da ordem de 1E9 W/cm2 – que o material do catodo normalmente sublima e ioniza, formando um plasma.

Fluxo do Material do Catodo ao Substrato

O substrato, ou seja, as peças a serem revestidas, são carregadas com uma tensão entre 50 e 200 V com uma polaridade oposta à dos átomos metálicos oriundos do catodo. Desta forma, estes íons são atraídos e acelerados para sua superfície. À medida que o processo avança, o catodo é consumido.

Nem todo o material do catodo, entretanto, é transferido para o substrato na forma de íons. Cerca de 20% do material consumido do catodo é perdido como átomos vaporizados não ionizados e também na forma de pequenas gotas, normalmente conhecidas por droplets, que espirram da superfície do catodo.

Com boas práticas de processo a geração de droplets pode ser minimizada, mas não eliminada. Uma parte destas pequenas gotas acaba atingindo o substrato, imprimindo pequenas imperfeições na camada depositada, que dependendo da intensidade e do tipo de aplicação da peça revestida, podem representar uma limitação.

Formação da Camada

Previamente à deposição da camada de nitreto metálico, gera-se na câmara de revestimento um plasma de argônio. Simultaneamente submete-se as peças a uma tensão entre 100 e 1000 V com polaridade oposta à dos íons de argônio. Esta tensão é regulada de maneira a proporcionar um bombardeamento a nível atômico do substrato. Desta forma, a fina camada de óxido que recobre toda peça metálica é quebrada, expondo o metal base. Como as peças estão sob vácuo, elas não oxidam novamente. Apenas após essa etapa é que se inicia o revestimento.

Devido à alta energia dos íons metálicos, os primeiros que atingem a superfície das peças, penetram alguns nanômetros, promovendo um bom ancoramento da camada e uma transição microestrutural gradativa e homogênea entre o substrato e a camada propriamente dita. A energia de impacto dos íons ao longo do crescimento da camada proporciona uma boa compactação da camada.

No caso da deposição de camadas de nitreto metálico, juntamente com a vaporização do elemento metálico, admite-se nitrogênio gasoso de forma controlada na câmara. Ao serem expostas ao plasma, as moléculas de nitrogênio também se ionizam e passam a ser atraídas pelo substrato. Desta maneira forma-se a camada de nitreto metálico, depositada por camadas sucessivas de átomos tanto do elemento metálico, como de nitrogênio.

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O forjamento em matriz aberta, como ilustra a Figura 1, é um processo de forjamento onde as ferramentas utilizadas são simples e o material forjado escoa de forma livre, sem ou com pouca restrição das ferramentas, escoando nas direções laterais e longitudinais (LI, 2001; KIM, 2002; KIM, 2003).

O forjamento em matriz aberta de tarugos cilíndricos causa a redução da área da seção transversal com o aumento de seu comprimento devido a compressões subsequentes fazendo o material escoar na direção longitudinal do tarugo. Simultaneamente, com menor magnitude, ocorre escoamento na direção lateral, resultando em um alargamento do tarugo. Por conseguinte, é preciso levar em consideração nos cálculos que o material pode fluir tanto na direção longitudinal como nas direções laterais (CHOI, 2006 FIA, 2007; REDL, 2007; LU, 2009).

A Figura 2 mostra as principais variáveis que são usadas para o cálculo do alargamento (φb) e do alongamento (φl) durante o forjamento (SCHAEFFER, 2007).

Com o intuito de calcular a largura (b1) de um tarugo cilíndrico após a aplicação de um recalque no forjamento é utilizada inicialmente a equação 1 para calcular o fator de alargamento (S) (SCHAEFFER, 2007).

Onde,

S = fator de alargamento (-);

b0 = largura inicial (mm);

h0 = altura inicial (mm);

Sb = comprimento de contato ferramenta/peça (mm);

b1 = largura final (mm);

h1 = altura final (mm).

Com o cálculo do fator de alargamento (S) é possível calcular a largura final (b1) provocada pelo recalque, utilizando a equação 2 (SCHAEFFER, 2007).

Conhecendo-se o valor da largura final (b1), pode-se calcular a deformação na largura (φb). Aplicando-se a lei da constância de volume através da equação 3, calculando-se a deformação na largura (φb) e na altura (φh) é possível encontrar o alongamento (φl) e, com isso, calcular o comprimento final (l1) (SCHAEFFER, 2006).

Segundo a lei de constância de volume, no processo de forjamento, o volume inicial do corpo se equivale ao volume final, ou seja, durante a deformação do material o volume não se altera. Portanto, quando a altura da peça é diminuída, tanto a largura quanto o comprimento são aumentados e o somatório das três deformações principais é igual a zero. Para calcular as deformações verdadeiras em corpos sujeitos ao forjamento em matriz aberta são utilizadas as equações 4, 5 e 6 (SCHAEFFER, 2006):

Neste trabalho, um tarugo cilíndrico vazado é sujeito ao forjamento em matriz aberta, analisando-se o seu alargamento e o seu alongamento alcançados com a aplicação das compressões localizadas.

Material e Métodos

O cálculo de alargamento e de alongamento foram aplicados objetivando encontrar a forma final do eixo vazado após sofrer um alongamento causado pelo forjamento. Como observado nas Figuras 3 e 4, aplicaram-se dois recalques no tarugo cilíndrico a partir da compressão causada pelas matrizes planas.

Para poder modelar o tarugo após a aplicação de cada recalque foram realizados os cálculos de alargamento (φb) e alongamento (φl). Foram empregadas as equações 1, 2 e 3 para calcular o fator de alargamento (S), a largura final (b1) e o comprimento final (l1) após a aplicação do primeiro recalque. Com isso foi possível obter as dimensões do tarugo cilíndrico vazado antes (b01, h01, l01) e depois(b1, h1 e l1) de forjado, como ilustra as Figuras 3(a) e 3(b), respectivamente.

Após a aplicação do primeiro procedimento, o tarugo foi rotacionado 90° em torno do seu eixo longitudinal e, assim, foram efetuados os cálculos para o segundo passe, de forma semelhante ao primeiro passe, como ilustra a Figura 4.

Enquanto a Figura 4(a) mostra o tarugo antes de forjado, a Figura 4(b) mostra o tarugo depois de forjado. A largura originada do primeiro passe (b1) se comporta como a altura inicial (h02) no segundo passe e a altura originada do primeiro passe (h1) se comporta como a largura inicial (b02) no segundo passe devido o tarugo ter sido rotacionado 90º em torno do eixo y. Assim, pode-se encontrar as dimensões (b2, h2 e l2) do tarugo cilíndrico depois de aplicado o segundo recalque.

Resultados

Para calcular o fator de alargamento (S) do primeiro passe foram consideradas as dimensões antes e depois do forjamento, como segue:

h01 = 183 mm (altura inicial);

b01 = 183 mm (largura inicial);

h1 = 164,7 mm (altura final);

Sb1 = 44 mm (comprimento de contato entre a ferramenta e a peça).

Considerando-se os valores obtidos do primeiro recalque foi possível calcular o fator de alargamento (S), utilizando a equação 1.

Com a obtenção do fator de alargamento (S) foi possível calcular o quanto o material alargou (b1) após a aplicação do primeiro recalque, através da aplicação da equação 2.

Com a aplicação do primeiro recalque, a área da seção transversal (A) reduziu e o comprimento (l1) alongou (Figura 3). Aplicando-se a equação 3 é possível calcular o alongamento (φl) e, com isso, o comprimento final. Conhecendo os valores da largura inicial (b01), largura final (b1), altura inicial (h01) e altura final (h1), aplicando-se a lei da constância de volume, pode-se calcular o comprimento (l1).

O comprimento de contato da peça/ferramenta alongou de l01=44 para l1=47,7_mm.

Para calcular o fator de alargamento (S) no segundo recalque, foram consideradas as dimensões obtidas antes e depois do forjamento:

h02 = 187,4 mm (= b1 após a primeira operação);

b02 = 164,7 mm (=h1 após a primeira operação);

h2 = 164,7 mm (altura final após a segunda operação);

Sb2 = 47,7 mm (comprimento entre a ferramenta e a peça).

Foi possível calcular o fator de alargamento (S) para o segundo recalque, usando a equação 1:

Depois de encontrar o fator de alargamento (S), pode-se calcular a largura (b1) após a aplicação do segundo recalque, usando a equação 2:

Com a aplicação do segundo recalque, obteve-se uma redução da área da seção transversal (A) e um alongamento (φl). Para calcular o alongamento (φl) e o comprimento (l2) após a aplicação do segundo recalque, fez-se uso da Lei da Constância de Volume (Equação 3). Assim, consegue-se calcular o comprimento de contato (l2):

O comprimento de contato da peça/ferramenta alongou de 47,7 para 52,6 mm, provocando um alongamento da peça.

Conclusão

Observou-se que com base na forma inicial do tarugo cilíndrico, aplicando o modelo matemático, alcançou-se a forma após a aplicação do primeiro recalque e também após a aplicação do segundo recalque. Com os cálculos de alargamento e alongamento é possível obter previamente a forma do tarugo após a aplicação de um recalque sem a necessidade da realização da simulação numérica ou da execução de experimentos físicos.

Contudo, quando se deseja conhecer a forma de um componente após a aplicação de um, dois ou mais recalques, pode-se aplicar os cálculos de alargamento e alongamento e, com isso, modelar o componente para cada estágio do forjamento.

Agradecimentos

Os autores agradecem o Laboratório de Transformação Mecânica (LdTM), a Universidade Federal do Rio Grande do Sul (UFRGS) e as instituições de apoio financeiro como CNPq e CAPES.

Referências

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O coautor Lirio Schaeffer é Prof. Dr. -Ing. Coordenador do Laboratório de Transformação Mecânica (LdTM), Departamento de Metalurgia, PPGEM, UFRGS, Porto Alegre (RS), schaefer@ufrgs.br.

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Experimentos práticos são largamente empregados nos estudos de forjamento em laboratórios com o propósito de estimar a força necessária para forjar os materiais, dependendo da caracterização do material e de suas dimensões, podendo requerer, relativamente, muita ou pouca força para o forjamento. A simulação numérica complementa os estudos mostrando os valores de deformações e tensões que experimentos práticos não são capazes de mostrar, pois em uma porção de matéria há diferentes valores de deformações e tensões.

Há diversos programas de simulação numérica que se diferenciam conforme  os métodos de execução e os resultados desejados. A escolha do programa adequado pode ser determinada conforme as necessidades específicas requisitadas. No forjamento, normalmente é utilizado o Método dos Elementos Finitos (FEM). Para poder operacionar o simulador, é preciso considerar os principais parâmetros e as melhores condições presentes nos programas para analisar suas influências (HARTLEY, 2006; BEDNAREK, 2008).

No programa de simulação numérica, a força é aplicada na direção de atuação da ferramenta, a qual está conectada ao atuador da prensa, causando o forjamento do material. O curso da ferramenta é dividido em estágios durante o forjamento, sendo que em quanto mais estágios for subdividido, mais informações de deformações e tensões serão fornecidas pelo programa (WANG, 2011; KOUBAAA, 2011).

Durante a aplicação de uma força mecânica em um determinado corpo, ocorrem deformações que podem se apresentar de formas diferentes dependendo da região do corpo. Tomando como base um corpo cilíndrico, apresentadas nas Figuras 1 e 2, durante sua deformação causada pela compressão, existe a região I denominada de região morta em função de não apresentar deformações significativas, a região III denominada de região de abaulamento, onde são encontradas as deformações intermediárias, e a região II onde são encontradas as deformações mais intensas (HENSEL, 1978; MARTINS, 2005).

Neste trabalho, o estudo das deformações equivalentes e das tensões na direção z tem o objetivo de identificar as diferenças entre as regiões encontradas resultantes da simulação numérica.

Material e Métodos

Para a realização da simulação numérica da compressão do corpo de prova, utilizou-se o software Simufact.Forming 12.0 pelo Método dos Elementos Finitos. A compressão consiste no deslocamento da ferramenta em direção ao corpo de prova e, a partir do contato entre a ferramenta e o corpo, o material é deformado até atingir 40% da altura inicial.

Os dados de entrada para a simulação numérica estão mostrados na Tabela 1. Os parâmetros térmicos, como o coeficiente de transferência de calor referente ao meio ambiente e referente à peça, foram determinados conforme estão indicados no programa. O ensaio foi procedido à temperatura ambiente, usando o aço SAE 4140 para o corpo de prova e o aço ferramenta H13 para as ferramentas.

O atrito interfacial estabelecido entre a peça de trabalho e as ferramentas, encontrado na biblioteca do software Simufact para forjamento a frio de ligas metálicas, foi de 0,3. O atrito é consideravelmente baixo, em função de se tratar de um processo de forjamento a frio, onde o coeficiente de atrito é menor comparativamente ao forjamento a quente. Para a execução da simulação computacional, foi criada uma malha no tarugo cilíndrico (Ø20 x 30 mm) com elementos finitos de 1mm, formando uma malha com 2.356 elementos finitos.

Resultados

Com base na simulação numérica pelo Método dos Elementos Finitos, obtiveram-se os valores das deformações equivalentes e das tensões na direção z resultantes da compressão do corpo. Em um corte longitudinal, como apresentado na Figura 3, as deformações equivalentes são mostradas diferenciando os valores conforme a tonalidade das cores.

Da mesma, forma na Figura 4, através de um corte longitudinal, é possível diferenciar a distribuição das tensões na direção z conforme a tonalidade das cores.

Observa-se que as regiões com coloração direcionadas do verde ao azul apresentam menores valores de deformações equivalentes, enquanto que as regiões com tonalidades direcionadas do verde ao amarelo apresentam maiores valores de deformações equivalentes. No resultado das tensões na direção z são apresentados valores negativos por se tratar de tensões compressivas, observando-se maior intensidade nas regiões mais azuladas.

Conclusão

Comparando a distribuição de deformações e tensões encontradas no embasamento teórico com os valores das deformações equivalentes e tensões na direção z resultantes da simulação numérica, observou-se que as deformações e tensões seguiram a mesma tendência, destacando maior intensidade nas regiões internas do corpo e menor intensidade nas regiões periféricas, constatando que a deformação plástica provoca um aumento na tensão normal. Contudo, constata-se que os valores obtidos pela simulação numérica são coerentes, comprovando a eficiência do uso dos programas computacionais.

Agradecimentos

Os autores agradecem o Laboratório de Transformação Mecânica (LdTM), a Universidade Federal do Rio Grande do Sul (UFRGS) e as instituições de apoio financeiro como CNPq e CAPES.

[our_team image=”” title=”” subtitle=”” email=”” phone=”” facebook=”” twitter=”” linkedin=”” vcard=”” blockquote=”” style=”vertical” link=”” target=”” animate=””]Referências[/our_team]

[1] BEDNAREK, S.; ŁUKASZEK-SOŁEK, A.; SIŃCZAK, J. Analysis of strain and stress in the lower forging limit of Ti-6Al-2Mo-2Cr titanium alloy. Archives of Civil and Mechanical Engineering, Volume 8, Issue 2, Pages 13–20, 2008;

[2] HARTLEY, P.; PILLINGER, I. Numerical Simulation of the forging process. Computer Methods in Applied Mechanics and Engineering, Volume 195, Issues 48–49, Pages 6676-6690, 2006;

[3] HENSEL, A.; SPITTEL, T.: Kraft- und Arbeitsbedarfbildsamer Formgebungsverfahren. Deutscher Verlagfür Grundstoffindustrie, Leipzig 1978;

[4] KOUBAAA, S.; OTHMANA, R., ZOUARID, B., BORGIB, S. Finite-element analysis of errors on stress and strain measurements in dynamic tensile testing of low-ductile materials. Computers and Structures. Volume 89, Issues 1–2, Pages 78–90, 2011;

[5] MARTINS, P., RODRIGUES, J. Tecnologia Mecânica. Vol 2. Capítulo 14.2: Forjamento em Matriz Aberta, p. 1-77, Lisboa: Escolar Editora, 2005;

[6] WANG Lei, JIN Wen-zhong, ZHAO De-wen, LIU Xiang-hua. Solution of rectangular bar forging with bulging of sides by strain rate vector inner-product. transactions of nonferrous metal society of china, Volume 21, Issue 6, Pages 1367–1372, 2011.

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Para o aço Hadfield apresentar a adequada condição de uso, o mesmo deve apresentar matriz totalmente austenítica, para isso é realizado o tratamento térmico de austenização.

Neste tratamento, o material é colocado num forno e é aquecido até chegar à temperatura de aproximadamente 1080°C para garantir que todo o material esteja austenitizado ^[1]. Após o material passar pelo tempo de encharque dentro do forno, ele é imerso numa piscina contendo água para reduzir rapidamente a sua temperatura, garantindo que não haja tempo suficiente para a precipitação de carbonetos no contorno de grão, o que seria prejudicial ao desempenho do mesmo.

A água utilizada para resfriar as peças deve estar próxima da temperatura ambiente, caso contrário o resfriamento não é eficiente e possibilita a precipitação de carbonetos no material, reduzindo a vida útil do material em serviço.

Materiais e Métodos

Foram realizados 3 tratamentos térmicos de autenitização do material ASTM A 128M classe C. A temperatura da água da piscina de tratamento térmico foi medida em intervalos sequenciais com o auxílio de um termômetro de mercúrio. Foi colocado um conjunto de 2 corpos de prova, um cilíndrico e outro retangular, (Fig. 1) em cada grelha de tratamento para posterior exame metalográfico e ensaio de dobramento.

Resultados e Discussão

A Tabela 1 mostra o tempo que cada grelha ficou na temperatura de patamar para os três tratamentos e também o peso de material resfriado para cada grelha.

É possível observar que, para todas as corridas, a segunda e a terceira grelha ficaram mais tempo no patamar do que a primeira grelha. Essa diferença de tempo de patamar ocorre porque enquanto a primeira grelha é resfriada, as outras duas permanecem no forno até que esta seja totalmente resfriada e retirada da piscina para a entrada da segunda grelha, por exemplo.

O Gráfico 1 mostra um acompanhamento geral do aumento da temperatura da água da piscina ao longo das três grelhas para os três tratamentos realizados.
Uma análise mais detalhada das temperaturas encontradas ao longo dos tratamentos é apresentada nas Tabelas 2 e 3.

Nota-se na Tabela 2 que a temperatura da água chega a atingir 66°C, e como era esperado, ela ocorre na terceira grelha. A Tabela 3 mostra a diferença entre a temperatura máxima e a inicial atingida para cada grelha para os 3 tratamentos estudados.

Observa-se que a variação da temperatura da água entre a entrada e a saída de cada grelha fica entre 12 a 15°C, com exceção da terceira grelha, que apresentou uma diferença de 19°C, contudo, isso é explicado pelo maior peso que esta grelha tinha (3530kg) quando comparada às outras (2172/2480kg) dos outros tratamentos.

Na Fig. 2 é mostrado o aspecto metalográfico dos corpos de prova cilíndricos para a amostra bruta de fusão (amostra sem tratamento) e da primeira grelha para os três tratamentos. Em todas as amostras verificou-se a presença de dendritas. Na amostra bruta de fusão observou-se a presença de muitos carbonetos, principalmente na região central da amostra, onde os carbonetos apresentaram-se de forma grosseira. Os carbonetos estavam distribuídos tanto no interior dos grãos quanto em seu contorno.

As grelhas de número 1 das corridas 12627 e 12168 apresentaram o mesmo volume de carbonetos, contudo, para a amostra da corrida 12627 os carbonetos estavam mais finamente distribuídos. A corrida 12300 foi a que apresentou melhor aspecto. A presença destes carbonetos para amostra grelha 1 da corrida 12168 está relacionada à temperatura insuficiente na qual o material ficou exposto (985°C), o que prejudicou a transformação austenítica do material, bem como a dissolução de carbonetos existentes no mesmo.

A análise dos resultados de microscopia ótica para os três tratamentos em geral mostra que a quantidade de carbonetos diminuiu da primeira grelha em direção à terceira grelha para todos os tratamentos.

A presença de carbonetos em si não é um fator prejudicial, desde que estejam no interior do grão, pois não afetam a tenacidade do material e ainda auxiliam contra o desgaste. Contudo, quando estes estão localizados no contorno do grão eles podem gerar a quebra do material em serviço. A Tabela 4 mostra a quantidade de carbonetos encontrados no contorno de grão para cada grelha.

O teste de dobramento foi realizado com o auxílio de uma prensa hidráulica. Os resultados também estão na Tabela 4 e mostram que o ângulo de dobramento aumentou da primeira grelha para a terceira grelha para as corridas 12168 e 12627.

O resultado apresentado para a 3ª grelha da corrida 12300 mostra que o material não apresentou o dobramento esperado, ou seja, não apresentou um dobramento maior dos que as outras grelhas subsequentes do mesmo tratamento, sendo, e isso é, devido à elevada temperatura que a água atingiu durante a imersão (60,8°C).

Após o ensaio de dobramento foram realizadas análises por microscopia ótica de seções próximas à região de dobramento para ver se houve o surgimento ou não de maclas. A presença de maclas é importante porque faz com que o material apresente uma melhor resposta no processo de encruamento, já que o surgimento das mesmas reduz o livre caminho médio no qual as discordâncias poderiam passar sem sofrerem interrupção. Os resultados encontrados estão na Tabela 4.

Com os resultados da Tabela 4 pode-se concluir que os menores ângulos de dobramento para as amostras do tratamento 12627 estão associados à presença de carbonetos no contorno de grão dessas amostras, o que por consequente está associado a baixa temperatura na qual as grelhas estavam expostas dentro do forno (G1 992°C/ G2 1001°C/ G3 1063°C).

Foi observado que a primeira grelha de cada tratamento apresentou um maior número de carbonetos no contorno de grão quando comparada com as demais grelhas. Esta incompleta dissolução é devido à temperatura que o forno atingiu naquela região ter sido insuficiente para austenitizar por completo o material. Um dos motivos para o qual o forno não atinge a temperatura necessária na primeira grelha é que esta grelha fica localizada próxima à porta do forno, perdendo assim muito calor para o ambiente.

Com relação à água da piscina, foi observado que a cada imersão de 2500kg de material, a temperatura da água aumenta entre 12 a 15°C. Por meio dos resultados obtidos no teste de dobramento, notou-se que a temperatura máxima que a água pode atingir durante a imersão das grelhas é 60°C.

Com nesses resultados, sugere-se que para grelhas com 2500 Kg a imersão na água somente seja realizada se a temperatura da mesma estiver até 45°C; e para cada 1000kg de material adicionado, a temperatura inicial da água deve ser reduzida em 7°C, ou seja, para uma grelha de 3500kg a temperatura máxima inicial para a imersão deve ser de 38°C. Desta forma, para assegurar a qualidade das peças, no presente estudo de caso, a temperatura máxima que a água deve apresentar antes da imersão de cada grelha deve obedecer a Tabela 5.

Conclusão

Deve-se colocar as grelhas de menor massa na frente e as de maior massa no fundo do forno, pois estas últimas serão a terceira grelha e ficarão mais tempo no patamar.

Para assegurar o resfriamento adequado e a qualidade do aço Hadfield, a temperatura inicial da piscina de resfriamento para o presente estudo de caso deve obedecer aos dados apresentados na Tabela 5.

Para mais informações: Keli Vanessa Salvador Damin, Engenheira de materiais, Mestre e Professora do curso técnico em mecânica no Instituto Federal de Santa Catarina, Chapecó, SC – Brasil; e-mail: kelivsd@gmail.com.

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[1] Y.H. Wen, H.B. Peng, H.T. Si, R.L. Xiong, D. Raabe, A novel high manganese austenitic steel with higher work hardening capacity and much lower impact deformation than Hadfield manganese steel. Materials & Design. 2014; 55: 789-804.

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Um dos principais processos de fabricação que produz eixos de transmissão para aerogeradores, em função de seu tamanho e massa, podendo chegar a toneladas, é o processo de forjamento em matriz aberta (FMA). Os eixos usados em aerogeradores são forjados em matriz aberta de forma maciça, porém, objetivando a redução de peso, busca-se como alternativa fabricar esses eixos de forma vazada com um furo no seu centro.

No forjamento em matriz aberta, o material é forjado de forma livre, sem ou com pouca restrição imposta pelas matrizes. Entretanto, o metal pode ser parcialmente confinado pelas matrizes, escoando livremente tanto nas direções laterais como nas direções longitudinais (IRISARRI, 2009; KCHAOU, 2010). Nesse processo, a peça de trabalho é manipulada manualmente e realizado o forjamento progressivo, onde apenas uma porção da peça é deformada com aplicação de cada golpe. Inicialmente, a peça é forjada ao longo de seu comprimento e, subsequentemente, a peça é rotacionada em torno de seu eixo longitudinal e retomados os golpes progressivos (FIA, 2007; AKSAKAL, 2008).

O forjamento em matriz aberta pode provocar uma distribuição de deformações equivalentes não homogêneas dentro da região de deformação, acarretando diferentes valores de tensões. Contudo, a deformação equivalente pode causar maiores concentrações de tensões nas direções normais (RECKER, 2011).

Os métodos analíticos podem ser empregados para analisar a distribuição de deformações e a distribuição de tensões em uma operação de forjamento em matriz aberta. Como alternativa, pode-se usar o Método dos Elementos Finitos (FEM) pela simulação numérica por fornecer informações mais detalhadas na análise do processo de forjamento, como a distribuição de deformações e tensões localizadas. Comparativamente aos métodos analíticos, os métodos numéricos mostram com maior exatidão valores de deformações equivalentes e tensões efetivas em regiões específicas. No desenvolvimento de projetos de forjamento, a simulação pelo Método dos Elementos Finitos é bastante empregada, sabendo que as propriedades mecânicas dos materiais metálicos, as quais são incorporadas na simulação numérica, são definidas a partir dos resultados de experimentos físicos (LI, 2001; KIM, 2002; KIM, 2003; LU, 2009).

Neste trabalho, um tarugo cilíndrico vazado é sujeito a aplicações de compressões localizadas, analisando-se a distribuição de deformações e a distribuição de tensões através da a simulação numérica com uso do software Simufact.Forming 12.0 no forjamento em matriz aberta.

Material e Métodos

Para avaliar a distribuição de deformações e a distribuição de tensões no forjamento foi empregada a simulação computacional utilizando o Método dos Elementos Finitos (FEM). Para a realização da simulação numérica do processo de Forjamento em Matriz Aberta, utilizou-se o software Simufact.Forming 12.0. Os componentes, incluindo o tarugo cilíndrico vazado, o mandril cônico e as matrizes planas, foram modelados por meio do software Solidworks 2012, salvos em um formato específico (extensão STL) e, subsequentemente, abertos e manipulados no software Simufact.Forming 12.0.

Para a inicialização da simulação computacional do Forjamento em Matriz Aberta do tarugo cilíndrico, foi construída uma malha com 10.950 elementos finitos, onde cada elemento que compõe a malha tem uma largura de 5 mm. Foi adotada uma malha com elementos hexaedros por ser mais adequada ao forjamento de matriz aberta. Os dados de entrada inseridos na simulação numérica são mostrados na Tabela 1. Os parâmetros térmicos, como o coeficiente de transferência de calor, foram determinados conforme estão indicados no programa e a emissividade foi alterada para 0,9 em função de ser forjamento a quente (BOHN, 2003). O material definido para o tarugo cilíndrico foi o aço AISI 4140 e o material das matrizes foi o aço ferramenta H13. A temperatura estabelecida para peça foi de 1.100°C e, para as ferramentas, uma temperatura de 30°C (temperatura ambiente).

O coeficiente de atrito estabelecido entre a peça de trabalho e as ferramentas para a realização da simulação foi de µ=0,4. O coeficiente de atrito é consideravelmente elevado, em função de ser um processo de forjamento a quente (BÖRDER, 2005).

O forjamento em matriz aberta de tarugos cilíndricos vazados de 20 kg foi simulado objetivando seu alongamento para a obtenção de um eixo vazado. A Fig. 1 mostra a representação das ferramentas e do tarugo a ser forjado antes e depois da aplicação do primeiro recalque. A Fig. 2 representa as ferramentas e o tarugo a ser forjado antes e depois da aplicação do segundo recalque.

Como observado nas Figs. 1 e 2, aplicaram-se os recalques no tarugo cilíndrico a partir da compressão causada pelas matrizes planas, ocasionando um achatamento localizado.

Resultados

Nas Figs. 3 e 4 são apresentadas a distribuição de deformações equivalentes e de tensões na direção normal, respectivamente, resultantes da simulação numérica pelo método dos elementos finitos.

Os resultados da simulação numérica possibilitam identificar de forma heterogênea tanto a distribuição de deformações equivalente como a distribuição de tensões normais na direção z, por meio da diferenciação das tonalidades das cores de cada elemento. Os valores máximos das deformações equivalentes foram encontrados nas regiões centrais do corpo forjado, evidenciando-se maior concentração nas regiões internas próximas do furo e menores concentrações nas regiões periféricas.

Em relação às tensões, além das regiões onde há o contato interfacial entre as matrizes e a peça de trabalho, também foram identificadas maiores concentrações de tensões normais na direção z nas regiões centralizadas e menores concentrações de tensões normais na direção z nas regiões periféricas, justificando que maiores valores de deformações equivalentes causam aumento das tensões normais.

Conclusão

Observou-se que as regiões que apresentaram maiores concentrações de deformações equivalentes coincidiram com as regiões que apresentaram maiores concentrações de tensões na direção z pelo software de simulação numérica, onde há valores de maiores intensidades na região central e de menores intensidades nas regiões periféricas, constatando a tendência esperada.

Agradecimentos

Os autores agradecem o Laboratório de Transformação Mecânica (LdTM), a Universidade Federal do Rio Grande do Sul (UFRGS) e as instituições de apoio financeiro como CNPq e CAPES.

[our_team image=”” title=”Referências” subtitle=”” email=”” phone=”” facebook=”” twitter=”” linkedin=”” vcard=”” blockquote=”” style=”vertical” link=”” target=”” animate=””][/our_team]

[1] IRISARRI, A. M.; PELAYO, A. Failure analysis of an open die forging drop hammer. Engineering Failure Analysis, v. 16, p. 1727-1733, 2009;
[2] KCHAOU, M.; ELLEUCH, R.; DESPLANQUES, Y.; BOIDIN, X.; DEGALLAIX, G.: Failure mechanisms of H13 die on relation to the forging process, v. 17, Issue 2, p. 403-415, 2010;
[3] Forging Solutions: Design Engineering Information from FIA. Forging Industry Association. Reportagem técnica, 2007;
[4] AKSAKAL, B., OSMAN, F. H., BRAMLEY, A. N.: Determination of experimental axial and sideways metal flow in open die forging. Materials & Design, v. 29, Issue 3, p. 576-583, 2008;
[5] RECKER, D., FRANZKE, M., HIRT, G.: Fast models for online-optimization during open die forging. CIRP Annals – Manufacturing Technology, v. 60, Issue 1, p. 295-298, 2011;
[6] LI, G.; JINN, J. T.; WU, W. T.; OH, S. I.: Recent development and applications of three-dimensional finite element modeling in bulk forming processes. Journal of Materials Processing Technology, v. 113, Issues 1-3, p. 40-45, 2001;
[7] KIM, P. H.; CHUN, M. S.; YI, J. J.; MOON, Y. H.: Pass schedule algorithms for hot open die forging. Journal of Materials Processing Technology, v. 130–131, p. 516-523, 2002;
[8] KIM S. I.; LEE, Y.; BYON, S. M.: Study on constitutive relation of AISI 4140 steel subject to large strain at elevated temperatures. Journal of Materials Processing Technology, v. 140, Issues 1–3, p. 84-89, 2003;
[9] LU, B.; OU, H.; ARMSTRONG, C. G.; RENNIE, A.: 3D die shape optimisation for net-shape forging of aerofoil blades. Materials & Design, v. 30, Issue 7, p. 2490-2500, 2009;
[10] Wright-Patterson Air force Base, Ohio. 1955.

Este artigo teve coautoria de Lírio Schaeffer – UFRGS, Porto Alegre – Rio Grande do Sul (RS)

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A deformabilidade dos materiais metálicos depende, além das características dos materiais, das condições de conformação. Entre os principais parâmetros que interferem na deformabilidade (ou forjabilidade, para o caso do processo de forjamento) está o estado de tensão (sm), a temperatura (?) e a velocidade de deformação (f.) (strain rate). Em princípio, são estes os parâmetros relacionados à conformação que definem se o material vai se comportar de maneira frágil ou dútil. Portanto, as condições de fragilidade ou dutilidade estão condicionadas às condições de conformação dos materiais. Esses fundamentos são necessários serem conhecidos para adaptá-los aos processos de conformação. Assim, as trincas que surgem durante o forjamento ou extrusão podem simplesmente ser originadas dos parâmetros de processo, e não exclusivamente do material que está sendo conformado. Um material como o mármore (tipicamente frágil) pode apresentar plasticidade dependendo do estado de tensões atuando sobre o material.

Considerações Gerais

De uma forma geral, a deformabilidade (ou forjabilidade) pode ser avaliada através de um ensaio de tração para um efeito comparativo entre diferentes materiais ou histórico de um mesmo material. Nesse sentido, pode-se analisar efeitos da microestrutura, temperatura, velocidade de deformação (strain rate) e deformação. No ensaio de tração, a medição do alongamento até a ruptura (erup) ou a redução em área até a ruptura (drup) pode ser um parâmetro indicativo da deformabilidade. A Fig. 1 mostra esquematicamente a medição destas variáveis num diagrama tensão de engenharia (s) e deformação relativa (e).

Empregando-se o ensaio de tração, pode-se tecer considerações sobre os efeitos da deformação a frio (f) (histórico anterior do material) (Fig. 2 a) da velocidade de deformação (f. [s-1]) (Fig. 2 b) e da temperatura (? [ºC]) (Fig. 2 c) sobre a deformabilidade.

Caso haja interesse em analisar os efeitos de tensões (de compressão ou de tração), pode-se fazer uso do ensaio de compressão. Neste ensaio, pode-se verificar nitidamente o efeito danoso das tensões de tração que podem ocorrer em algumas regiões das peças forjadas (ou no ferramental). A Fig. 3 mostra esquematicamente o efeito das tensões de tração (-s) e das tensões de compressão (+s) na deformabilidade dos materiais.

Efeitos do Estado de Tensões

A Fig. 4 mostra esquematicamente o estado de tensões que ocorre na extrusão de um componente no material que está sendo extrudado e na ferramenta. O efeito da contratensão aumenta as tensões na peça, evitando defeitos como “chevrons”.

O estado de tensões poderá ser alterado caso seja possível trabalhar com uma contratensão. A Fig. 5 mostra esquematicamente como se alteram as tensões no material quando uma contratensão (?constante) é aplicada. As tensões radiais (sr) e as tensões circunferenciais na direção do perímetro (sp) são minimizadas. Observa-se que se a tensão radial (sr) diminui, a tensão radial na ferramenta também diminui. Desta forma, o cintamento da ferramenta pode também ser otimizado. A contratensão (?constante) pode ser conseguida através do uso de um punção acionado com molas, ação hidráulica ou pneumática. Esse mesmo punção pode ser usado como o extrator da peça da ferramenta.

Efeito do Campo de Deformação

Outro exemplo usado no forjamento, é a compressão simples, muitas vezes usada como pré-forma (Fig. 6). Na compressão com ferramentas planas podem ocorrer defeitos por deformações localizadas, provocando bandas de cisalhamento (Fig. 6 a).

Uma pequena alteração na ferramenta inferior pode originar uma distribuição de deformação que dá origem a uma boa forjabilidade, evitando-se o aparecimento de trincas (Fig. 6 b).

De uma forma geral, para se evitar valores de deformações localizadas indesejáveis ou bandas de cisalhamento e obter uma boa deformabilidade, pode-se controlar analisando as seguintes propriedades dos materiais [2]:

a) Alto índice de encruamento – a capacidade de aumento da dureza por deformação (n).

Neste caso, avalia-se o índice de encruamento (n) da curva de escoamento (tensão de escoamento (f) x deformação (f)).

kf = C .fn                             eq. (1)

b) Alto coeficiente de sensibilidade a velocidade de deformação (m): Este índice pode ser avaliado em uma curva de escoamento descrita com a influência da velocidade de deformação (f).

kf = C .fn.f.m                      eq. (2)

c) Baixa taxa de amortecimento térmico (ß)

kf = C .fn.f .m (1-ß?T)      eq. (3)

Para os aços próximos a temperatura ambiente (T), a constante ß, que representa a sensibilidade ao calor, tem valores aproximados de -0,0015 a -0,002 (°C -1) até temperaturas de 100ºC [2].

d) Baixa densidade de energia elástica acumulada, onde E é o módulo de elasticidade

Considerações Finais

Este trabalho abordou a questão da deformabilidade (ou, em especial, a forjabilidade, no caso, processo de forjamento) de uma forma qualitativa. Os próximos passos precisam ser suportados por uma análise quantitativa. Essa tarefa deverá ser realizada com o auxílio da simulação computacional. Existem vários softwares de mercado que podem permitir essa análise.

[our_team image=”” title=”Referências” subtitle=”” email=”” phone=”” facebook=”” twitter=”” linkedin=”” vcard=”” blockquote=”” style=”vertical” link=”” target=”” animate=””][/our_team]

[1] Geiger, R, Umformung bei bewusst geändertem Spannungszustand. Livro: Umfortechnick de K. Lange, Vol 4, pp 80-99, Editora Springen Verlag, 1993;

[2] International Cold Forging Group (IFCG): 40 Years History Document (Nov. 18/07). Grumer Drück GmbH, Erlanger, Germany, pp 9-25.

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Aços inoxidáveis duplex (AID) e superduplex (AISD) são caracterizados por uma estrutura de duas fases, compreendendo uma mistura de grãos de ferrita (d) e austenita (?) em frações volumétricas aproximadamente iguais [1]. Esta microestrutura, quando isenta de partículas secundárias, oferece uma combinação de alta resistência mecânica, resistência à corrosão e boa soldabilidade[2].

Atualmente, os AISD são muito empregados nos setores petroquímico, energético, naval e offshore, tendo vasta aplicação em vasos de pressão, trocadores de calor, tubulações, bombas e em componentes onde a produção contínua é essencial e o custo não é a maior limitação. A Tabela 1 indica a composição química do aço inoxidável superduplex UNS-S32760, em estudo.

Para a conformação as fases ferrita e austenita, grande variedade de fases secundárias “indesejáveis” pode se formar no intervalo de temperatura compreendido entre 300°C e 1050°C durante o envelhecimento isotérmico ou um tratamento térmico incorreto[3]. Dentre outras, podem ser observadas as seguintes fases: fase Sigma (s), Cr2N, CrN, austenita secundária, fase Chi (?), fase ?, fase R, M7C3, M23C6, fase e (Cu), e fase t; isto se deve, essencialmente, à instabilidade da ferrita.

As fases mais nocivas são os intermetálicos ? e s, que surgem em frações volumétricas superiores às dos outros compostos intermetálicos, diminuindo a resistência à corrosão e as propriedades mecânicas desta classe de aços. Segundo Martins[4], o efeito fragilizante da fase s é bastante pronunciado, pois este microconstituinte precipita nos contornos de grão formando uma rede contínua, além de apresentar uma dureza aproximada de 800 HV. Um resumo contendo algumas características destas fases secundárias pode ser encontrado na literatura[5].

Neste trabalho, foi analisada a influência da precipitação das partículas de segunda fase nas propriedades mecânicas do aço UNS-S32760 através de ensaios mecânicos. Foram realizados tratamentos isotérmicos em três diferentes tempos e temperaturas, objetivando-se a precipitação de diferentes frações volumétricas das fases deletérias na microestrutura do material em estudo. Posteriormente, o material foi submetido a ensaios mecânicos de compressão e dureza.

Assim, o presente trabalho objetiva analisar a influência da precipitação das partículas de segunda fase, anteriormente descritas, nas propriedades mecânicas do aço UNS-S32760.

Material e Métodos

Material

O material examinado neste estudo foi o aço inoxidável superduplex UNS-S32760, cuja composição química é descrita na Tabela 1.

Os Tratamentos Térmicos de Solubilização e Envelhecimento

Os tratamentos térmicos de solubilização e envelhecimento são os tratamentos térmicos utilizados com maior frequência no processamento dos aços inoxidáveis AID e AISD e são descritos na literatura[6].

Em particular, o tratamento térmico de solubilização promove a dissolução das fases que, porventura, tenham precipitado durante a manufatura do material em temperaturas inferiores a 1050 °C; além disso, ele promove o ajuste entre as frações volumétricas das fases d e ?. Neste trabalho, o aço UNS-S32760 foi recebido na condição de solubilizado na temperatura de 1100 °C por 4 horas.

Os tratamentos térmicos de envelhecimento, por sua vez, foram realizados com o objetivo de precipitar, intencionalmente, partículas de segunda fase com frações volumétricas distintas. Assim, as temperaturas utilizadas nos tratamentos térmicos de envelhecimento foram de 700 °C, 800 °C e 900 °C, enquanto os tempos de exposição em forno foram de 20, 50 e 120 minutos.

Ensaios mecânicos

Neste estudo, foram realizados ensaios de compressão e dureza. A preferência pelo ensaio de compressão se justifica pela sua similaridade ao processo de conformação mecânica (forjamento).

Os ensaios uniaxiais de compressão foram realizados segundo a norma ASTM E9 – 09 em uma máquina de ensaios universal EMIC, modelo DL 60000. Foram utilizados os seguintes parâmetros: (i) velocidade de deformação igual a 3 mm/s, (ii) lubrificante Starrett M1 e (iii) corpo de prova cilíndrico com altura de 25 mm e diâmetro de 13 mm, Fig.1. As medidas de dureza foram realizadas em um microdurômetro Insize, modelo ISH-R150.

Os dados obtidos através do ensaio de compressão seguiram o ajuste correspondente à equação de Ludwig-Hollomon e os valores do coeficiente de ajuste, R2, são relativos à função potência.

Resultados

Em um diagrama tensão-deformação, observam-se duas regiões características: (i) zona elástica e (ii) zona plástica. Entretanto, para a conformação mecânica, a região mais importante situa-se entre o limite de escoamento e o limite de resistência. Dessa maneira, torna-se de fundamental importância a determinação da tensão que provoca o escoamento do material. Esta tensão, também denominada resistência ao escoamento, é função do material, microestrutura, temperatura, grau de deformação e velocidade de deformação[7].

A Fig.2 mostra as curvas de escoamento para as condições descritas em Materiais e Métodos. Na Tabela 2 são apresentados os principais parâmetros referentes ao cálculo da tensão de escoamento, além da dureza.

Resultados e Discussão

A análise dos diagramas ternários Fe-Cr-Ni apresentados em um trabalho realizado previamente[3] e calculados para o intervalo de temperaturas compreendido entre 600°C e 1000°C permite observar a evolução da fase s. Percebe-se que a maior fração volumétrica desta fase encontra-se entre as temperaturas 800°C e 900°C, concordando com os resultados de dureza obtidos.

Em particular, houve um rápido aumento de dureza para curtos intervalos de tempo de exposição na temperatura de 800°C. Esse fato se deve ao grande incremento em volume da fase s nesta temperatura, além das outras fases presentes, de acordo com a literatura[3,4].

A análise das curvas de escoamento juntamente com os dados descritos na Tabela 2 demonstram a relação direta entre a dureza, o aumento da resistência mecânica do material e a deformação máxima.

No ensaio uniaxial de compressão houve um grande aumento da fragilidade do material para as temperaturas de 800°C e 900°C. Isso se deve à presença de fases secundárias, as quais aumentam o número de interfaces e conduzem a um agravamento do comportamento mecânico. Além disso, uma vez que as fases secundárias são descontinuidades estruturais rígidas, a sua presença provoca uma intensificação da tensão tornando essas partículas sítios de iniciação preferencial para trincas, o que reduz as propriedades mecânicas de uma maneira geral.

Conclusão

Conforme descrito anteriormente, a influência da precipitação de fases deletérias nas propriedades mecânicas do aço UNS-S32760 foi analisada em três diferentes tempos e temperaturas, permitindo as seguintes conclusões:

I. Os resultados demonstraram que as partículas de segunda fase, especialmente a fase s e a fase ?, influenciam negativamente as propriedades mecânicas do material, aumentando a sua fragilidade.

II. Observou-se uma relação direta entre a dureza e o tempo de exposição nas temperaturas analisadas, conforme pode ser observado na Tabela 2. Entretanto, na temperatura de 800°C, a cinética de formação da fase s é muito rápida. Esse fato fica evidenciado pelo rápido incremento da dureza em curtos intervalos de tempo durante o tratamento térmico de envelhecimento isotérmico.

Agradecimentos

À Comissão de Aperfeiçoamento de Pessoal de Nível Superior, CAPES, pela bolsa de estudos recebida. À empresa Multialloy – Metais e Ligas Especiais LTDA., especialmente ao MSc. Eng. Cesar Santaella.

[our_team image=”” title=”Referências” subtitle=”” email=”” phone=”” facebook=”” twitter=”” linkedin=”” vcard=”” blockquote=”” style=”vertical” link=”” target=”” animate=””][/our_team]

[1] WEBER J. Materials for Seawater Pumps and Related Systems. Internal Technical Publication. Winterthur: Sulzer Brothers Limited; 1986. p.1–12;

[2] BONOLLO F., TIZIANI A., FERRO P. Duplex Stainless Steels. 1ª ed. Iris Alvarez Armas, Degallaix-Moreuil S. Great Britain: John Wiley & Sons; 2009. p.141-155;

[3] HATWIG R. A., HECK N. C., ROCHA A. S., KEMPSKI, L. A. Caracterização das Fases de Aços Superduplex Através da Simulação Termodinâmica-Computacional. Anais do 69° Congresso Anual da ABM; 2014. p.1680-1687;

[4] MARTINS M. Caracterização Microestrutural-Mecânica e Resistência à Corrosão do Aço Inoxidável Superduplex. ASTM A890 / A890M Grau 6A, Tese de Doutorado, Universidade de São Paulo, Interunidades EESC-IFSC-IQSC, 2006;

[5] LO K.H., SHEK C.H., LAI J.K.L. Recent Revelopments in Stainless Steels. Materials Science And Engineering R. 2009;65:39-104;

[6] KRAUSS G. Steels: Heat Treatment and Processing Principles. ASM International, 1995;

[7] SCHAEFFER, L. Conformação Mecânica. 1 ed. Porto Alegre: Ed. Imprensa Livre, 1999.

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O processo de forjamento é utilizado para fabricar peças de metais e suas ligas pelas forças de compressão exercidas por ferramentas atuadas por martelos, prensas hidráulicas, mecânicas ou de fricção (ASM Metals Handbook, 1988). Uma forma de classificar os processos de forjamento baseia-se no tipo de matrizes (ferramental) empregadas para conformar a peça, estabelecendo, assim, três grupos (Konig, 1995):

1. Forjamento em matriz aberta, na qual geometria simples das matrizes não restringe o escoamento lateral do material;

2. Forjamento em matriz fechada, em que as matrizes possuem geometrias complexas, existindo uma restrição no escoamento do material, ocorrendo ou não a formação de rebarba;

3. Outros tipos de forjamento: forjamento por compressão axial, por intermédio de rolos, rotativos e orbitais.

A precisão dimensional e geométrica que se pode conseguir nas peças obtidas por forjamento em matriz fechada depende de diversos fatores, tais como formação de óxidos superficiais, deformações elásticas e/ou plásticas das matrizes, desgaste das matrizes e o uso inadequado dos desmoldantes/lubrificantes.

Desmoldantes/lubrificantes adequados reduzem o atrito entre o material e as matrizes, o desgaste dessas matrizes e as forças e as pressões aplicadas, contribuindo decisivamente para o aumento da vida útil das matrizes (Sawamura, 2005). A ação desses desmoldantes/lubrificantes está associada à viscosidade dos fluidos empregados e caracteriza-se pela formação de uma película suficientemente espessa. Dependendo dos detalhes geométricos das matrizes e das peças sendo fabricadas, os desmoldantes/lubrificantes podem ficar aprisionados em determinadas regiões entre os materiais e as matrizes, especialmente durante as etapas finais do forjamento. Quando as constantes de compressibilidade dos desmoldantes/lubrificantes aprisionados são baixas, estes diminuem de volume sob a pressão hidrostática gerada durante o forjamento e não causam problemas geométricos e dimensionais nas peças produzidas. Por outro lado, quando exibem altas constantes de compressibilidade, a diminuição de volume sob pressão é pequena, as regiões onde ocorre o aprisionamento acima citado atuam como “falsas matrizes”, que comprometem os aspectos geométricos e dimensionais do produto final (Mang, 2007).

O presente trabalho avalia a influência do módulo de compressibilidade de diferentes desmoldantes/lubrificantes na geometria e nas dimensões finais de uma porca oitavada forjada industrialmente a quente. Os resultados de uma simulação numérica do forjamento foram comparados com os resultados industriais para a validação do modelo numérico proposto, permitindo assim avaliar outras situações onde problemas de compressibilidade são encontrados.

Material e Métodos

Ferramental e Material

A Fig.1 mostra o ferramental projetado para o forjamento a quente de porcas oitavadas com diâmetro nominal de 3/4”, destinadas à indústria petroquímica e seguindo a norma ASNI B.16.11. Para assegurar o exato posicionamento e evitar um possível deslocamento relativo horizontal das matrizes superior e inferior, foram utilizados pinos-guia, indicados na Fig.1. A remoção das porcas forjadas a quente era realizada pelo uso de um extrator mecânico. A concepção do ferramental produzido se enquadra no forjamento a quente de matrizes fechadas sem a formação de rebarba.

De acordo com Grunning (1966), a altura do tarugo não deve exceder a 2,5 vezes o seu diâmetro, para evitar sua flambagem. Foi utilizado, para o forjamento das porcas oitavadas, um tarugo cilíndrico de aço carbono ASTM A-105, com diâmetro de 32 mm e altura de 41 mm, aquecido em um forno de indução a uma temperatura média de 950°C. O material utilizado para as matrizes foi o aço ferramenta AISI H13, que apresentou uma dureza média de 52 HRC depois de temperado e revenido. Os forjamentos das porcas foram realizados em uma prensa de fricção com acionamento por fuso da marca Gutmann com carga nominal de 250 toneladas-força.

Antes do início do forjamento, as matrizes recebiam a aplicação de um desmoldante por meio de bico atomizador. Dois tipos de compostos foram utilizados neste estudo: um à base de óleo mineral e outro à base de grafite. Shaw (1955) adotou um módulo de compressibilidade de 200 MPa para uma solução aquosa com grafite, na proporção de uma parte de grafite para quatro de água (1:4). Pressupondo uma possível linearidade da dissolução do composto grafitado com o módulo de compressibilidade, tomaram-se os seguintes módulos de compressibilidade para as proporções: 50 MPa (1:16) e 100 MPa (1:8). Estas proporções de grafite e água foram empregadas no forjamento industrial das porcas e os valores dos módulos de compressibilidade foram empregados nas simulações numéricas.

Além disso, foi empregado um lubrificante à base de óleo mineral para o qual foi tomado um módulo de compressibilidade de 500 MPa (Shaw, 1995). A Tabela 1 resume as quatro situações analisadas, com os respectivos módulos de compressibilidade.

Modelagem Numérica

A avaliação numérica do forjamento foi realizada pelo aplicativo numérico DEFORM 3D versão 10.0 (Scientific Forming Technologies Corporation, Columbus, Ohio, USA), que utiliza a abordagem de elementos finitos através do método implícito.

O aço ASTM A-105 foi modelado como material isotrópico e rígido-plástico, com uma malha de 45.000 elementos tetraédricos. A curva de fluxo para descrever o comportamento do aço carbono A-105 durante o forjamento é função da deformação, da taxa de deformação e da temperatura e foi obtida diretamente da biblioteca do software, da mesma forma que suas propriedades térmicas. As matrizes superior e inferior, o macho e o extrator foram modelados como corpos rígidos. No intuito de verificar somente a influência do módulo de compressibilidade na geometria e na força de forjamento, em todas as simulações foi utilizado o mesmo fator de atrito de 0,4 nas interfaces das matrizes/material, recomendado pelo banco de dados do aplicativo DEFORM 3D. Os módulos de compressibilidade permaneceram constantes ao longo de toda a simulação do processo, e o forjamento da porca oitavada foi tomado como isotérmico.

Assim como na parte industrial, para a realização do forjamento numérico da porca foi empregado uma prensa de fricção com acionamento por fuso, com uma eficiência de 85% e com a mesma capacidade nominal especificada pelo fabricante (250 toneladas).

Nas simulações numéricas, o conjunto superior (camisa, matriz superior e o macho), Fig.1, desloca-se 0,05mm a cada incremento de simulação. Até o final do forjamento, esse conjunto percorre 20,55mm, sendo assim, são necessários 411 passes para conformar a porca numericamente.

Resultados e Discussão

A Tabela 2 mostra os valores aproximados das forças máximas de forjamento, determinadas numericamente para os desmoldantes/lubrificantes empregados no estudo.

Observa-se que para os desmoldantes/lubrificantes à base de água/grafite, as forças numéricas máximas foram as mesmas, independente dos valores dos módulos de compressibilidade; já no caso do desmoldante/lubrificante I, a sua força máxima de forjamento foi 9% maior que as obtidas para os casos II, III e IV, indicando uma influência do módulo de compressibilidades desses materiais.

Após a fabricação industrial das porcas, empregando os desmoldantes/lubrificantes da Tabela 2, estas foram inspecionadas visualmente, verificando as dimensões finais e possíveis imperfeições geométricas e superficiais. A Fig.2 mostra as características das porcas forjadas industrialmente e as previsões obtidas através da simulação numérica, empregando o desmoldante/lubrificante I.

A Fig.2a indica que não houve preenchimento completo da matriz nas quinas inferiores das porcas, voltados para a matriz inferior (regiões indicadas pelos círculos pontilhados). Os resultados da simulação mostrados na Fig.2b confirmam os resultados experimentais. A Fig.3 fornece mais detalhes da situação, obtidos pela simulação numérica.

A Fig.4 mostra as porcas forjadas industrialmente com os desmoldantes/lubrificantes II, III, e IV, assim como os resultados obtidos através da correspondente simulação numérica. Em contraste com a situação mostrada nas Fig.2 e Fig.3, não mais se observam problemas de preenchimento das quinas da matriz inferior.

Uma vez que a única diferença entre os diversos forjamentos industriais foi o desmoldante/lubrificante empregado, e que na simulação numérica a única diferença foi a compressibilidade destes desmoldantes/lubrificantes, conclui-se que a falta de preenchimento observada quando o forjamento foi realizado com o desmoldante/lubrificante I, e que exibe maior constante de compressibilidade (ou seja, é menos compressível que os outros desmoldantes/lubrificantes empregados), é devido ao aprisionamento do lubrificante em bolsas nas quinas da matriz inferior, e que, não sendo compressível, atuou como uma “falsa matriz”, impedindo o adequado preenchimento da matriz.

Uma cuidadosa inspeção visual foi realizada nas porcas obtidas através do forjamento industrial. O emprego dos desmoldantes/lubrificantes II e III levou à presença de ranhuras nas faces laterais das porcas em contato com a matriz inferior (ver Fig.5), decorrentes da falta de adesão dos desmoldantes/lubrificantes à matriz e/ou da ruptura do filme lubrificante no transcorrer do forjamento nesta região em específico. Tais ranhuras não foram observadas no modelo numérico proposto.

Para o desmoldante/lubrificante IV, a proporção de dissolução do grafite na água (1:4) foi suficiente para a formação das camadas de adesão e de acúmulo de grafite, sem comprometer os aspectos geométricos e/ou visuais do produto forjado final. A utilização do desmoldante/lubrificante I também não causou problemas visuais nas porcas forjadas industrialmente.

Conclusão

O desmoldante/lubrificante à base de óleo, além de aumentar a força máxima de forjamento, foi responsável pelo não preenchimento das quinas inferiores das porcas, devido à sua alta constante de compressibilidade, que transforma o lubrificante aprisionado numa “falsa matriz”.

Os resultados obtidos numericamente descreveram de forma satisfatória os resultados experimentais obtidos industrialmente, constituindo, assim, importante ferramenta de análise de operações de forjamento com emprego de desmoldantes/lubrificantes de diferentes características.

Revisão de tradução gentilmente realizada pelo diretor da Mettalforma Ltda, Luciano de Assis Santana, telefone (11) 5092-3929, email: luciano@mettalforma.com.br.

Agradecimentos

Os autores agradecem à CAPES, CNPq e FAPEMIG pelo suporte para a concretização deste trabalho.

Contribuição técnica ao 34º Seminário Nacional de Forjamento (34º SENAFOR), 18ª Conferência Internacional de Forjamento, Porto Alegre, Rio Grande do Sul, 8 a 10 de Outubro de 2014.

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[1] Sawamura, M., Yogo, Y., Kondo, S., Tanaka, T., Nakanishi, K., Suzuki, T., and Watanabe, A. Estimation of Spray Lubrication and Die Temperature for Die Wear Life Prediction in Hot Forging, R & D Review of Toyota CRDL, Vol. 40, No.1, 2005;

[2] Grunning, K., Técnica da Conformação. Editora Polígono, 1973. Metals Handbook. Forming and Forging, Vol.14. Ed. Metals Park. American Soc. For Metals. 1988;

[3] Konig, W., Klocke, F. Fertigungsverfahren. Bd. 4. Massivumformung, Dusseldorf, VDI-verlag, 1995;

[4] Mang, T., Dresel, W. Lubricants and Lbrication. Wiley-VCH Verlag GmbH & Co. kGaA. 2007;

[5] Shaw, H.L., Boulger, F.W., Lorig, C.H. Development of Die Lubricants for Forging and Extruding Ferrous and Nonferrous Materials. Air Materiel Command United States Air Force Wright-Patterson Air force Base, Ohio. 1955.

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