O trabalho apresentado na Reunião Anual da TMS em 2019, em sessão da divisão de Metais Leves (Light Metals), tem autoria de Mariana A. L. Braulio, graduada em Engenharia de Produção, mestre e doutora em Ciência e Engenharia de Materiais pela Universidade Federal de São Carlos (UFSCar), e Victor Carlos Pandolfelli, docente do Departamento de Engenharia de Materiais (DEMa) da UFSCar. Também assinam Austin J. Maxwell e Dean Whiteman, vinculados à empresa Alcoa na Austrália, e José R. Cunha, da Alumar, empresa instalada no Brasil também ligada à Alcoa.

Os materiais refratários usados como revestimento são componentes essenciais em uma unidade de produção de alumínio, já que falhas causadas pelo desgaste do material, e até mesmo manutenções programadas, resultam em interrupções no funcionamento dos equipamentos que podem chegar a mais de um mês e gastos da ordem de milhões de dólares. O trabalho premiado empreendeu justamente uma abordagem sistêmica para a seleção de materiais com melhores performances, que combinou dados da pesquisa no laboratório com estudos em escala real.

Este tipo de abordagem, que estabelece parcerias entre o conhecimento acadêmico e a realidade industrial, é o negócio da 4Cast – Technical Assistance and Consultancy on Refractories, start up criada por Braulio depois de trabalhar por cinco anos na Alcoa. Especializada em materiais cerâmicos para aplicações em altas temperaturas, após quatro anos de existência a empresa já atende os maiores produtores de alumínio no Brasil, dentre eles a própria Alcoa.

“É um empreendedorismo não de produto, mas de conhecimento, e este prêmio tem um sabor especial por ser o primeiro que o nosso grupo recebe, dentre tantos outros ao longo da nossa trajetória, para uma start up que nasceu das nossas atividades”, avalia Pandolfelli, coordenador do projeto que articulou 4Cast, Alcoa e a UFSCar, por meio de sua Fundação de

Apoio Institucional ao Desenvolvimento Científico e Tecnológico (FAI). “É uma boa propaganda para os novos alunos, de que esta é uma trajetória profissional possível e interessante”, complementa.

O 2020 Light Metals Subject Award – Alumina/Bauxite será entregue em 24 de fevereiro, durante a 149ª Reunião Anual da TMS, que acontece em San Diego, Califórnia, Estados Unidos.

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Câmera termográfica Flir detecta vazamentos de gases invisíveis

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Jack Cahn – Deep Cryogenics International; Nova Scotia, Canadá
Processos criogênicos, aplicados a componentes metálicos empregados na indústria naval e de óleo e gás, proporcionam aumentos significativos de suas resistências ao atrito e à corrosão. Isto significa que é possível obter um aumento bastante considerável na vida útil dos materiais tratados, bem como uma redução dos custos para sua manutenção. Em outras palavras, proporcionará uma redução considerável dos custos de capital. Apesar do processo já ser utilizado desde a segunda guerra mundial, só recentemente o TCP teve sua tecnologia desenvolvida, como complemento a tratamentos térmicos previamente realizados.

Este artigo exporá os benefícios do TCP, por que esta tecnologia ficou à margem por tanto tempo e onde poderá ser utilizada pelas indústrias ligadas aos setores marítimo e de “óleo e gás”.

O Problema

Aumentar o limite de resistência e de escoamento de cabos e elementos de fixação, de aço-carbono, mas sem aumentar sua rigidez (dureza) é um desafio, para quem realiza tratamentos térmicos em peças e componentes destinados às indústrias naval, eólica e de “óleo e gás”. Parafusos, tubos ascensores e umbilicais submarinos, utilizados em “árvores de natal”, “BOPs”, plataformas offshore e amarras estão constantemente expostos à corrosão e ao atrito da água salgada.

Embora esses itens falhem com frequência, principalmente devido a apertos realizados com força superior à especificada pela engenharia durante a montagem e, também, a defeitos de fabricação dos componentes, a baixa resistência mecânica e fenômenos decorrentes da corrosão sob tensão (fragilização por hidrogênio) são, por muitas vezes, a causa raiz dos problemas [1].

A maneira mais utilizada para aumentar o limite de resistência de qualquer componente de aço-carbono é aumentar-se a dureza, por meio de um processo de austenitização, têmpera e revenido. Durezas mais altas são benéficas para peças de aço carbono que trabalhem a temperaturas mais altas do que a água do mar pois, nestas condições, quando ocorre a fratura, ela normalmente se desenvolve de uma maneira dúctil.

No mar, porém, onde as temperaturas são mais baixas, os aços apresentam baixa tenacidade e, portanto, sua ruptura ocorrerá no modo frágil. Logo, aumentar a dureza de um componente de aço, para aumentar sua vida útil em águas profundas, é contraproducente.

Substituir o aço por ligas mais exóticas ajuda, mas o preço mais alto e sua cadeia de suprimentos limitada, representam sérias barreiras econômicas. O aço-carbono é mais barato e amplamente disponível no mercado. Surge, porém um problema: – aço permite a difusão de hidrogênio ao longo dos contornos dos grãos, fragilizando-o e, portanto, não poderia atender aos requisitos de vida útil prolongada e de alta performance em ambientes submarinos. Mas existe uma solução.

A Solução – Tratamento Criogênico Profundo (TCP)

O tratamento criogênico profundo (TCP) na sigla em inglês (DCT – Deep Cryogenic Treatment), é um processo que pode aumentar, de 20 a 70%, a resistência à corrosão, ao desgaste, à fadiga e à fratura, para vários tipos de metais. Transformações metalográficas, que ocorrem após a manutenção do aço por tempos prolongados, à temperatura de -190°C, num ambiente constituído por gás nitrogênio (Fig. 1), contribuem para a obtenção de melhorias mecânicas significativas.

Considerando-se apenas os materiais ferrosos, o que ocorre é a transformação da austenita retida em martensita, e, ainda, uma precipitação irreversível de carbonetos primários e secundários minúsculos, (do tipo η), nos grãos originais. Deve-se ressaltar, porém que, até o momento, mesmo com o auxílio de técnicas metalográficas avançadas, como a microscopia eletrônica de varredura (SEM), a microscopia eletrônica de transmissão (TEM), a nano-caracterização e outras, as razões que poderiam justificar, plenamente, a obtenção das características obtidas pelos processos criogênicos profundos, ainda não são plenamente conhecidas.

• Ensaios destrutivos e não destrutivos, realizados conforme as normas ASTM demonstram que o TCP:
•  Aumenta de 10 a 20% os limites de resistência e de escoamento dos aços-carbono e dos aços para rolamentos (Fig. 2);
•  Reduz de 20 a 60% o efeito da corrosão em aços de alto carbono (Figs. 3 e 4);
•  Reduz em, pelo menos 30%, o efeito de desgaste nos aços de baixo e de alto carbono (Figs. 5 e 6).

As aplicações industriais do TCP estendem-se pelas indústrias de “óleo e gás”, naval, turbinas e por quase todos os componentes utilizados em veículos automotivos, veículos elétricos, energia eólica, energia das marés, etc. Ele representa o maior desafio já enfrentado por quaisquer componentes já fabricados, prolongando sua vida útil.

Como é Realizado o TCP

Colocam-se as peças dentro de um tanque, especialmente projetado. A seguir, elas são lentamente resfriadas, desde a temperatura ambiente até alcançarem -190˚C e lá permanecem, sob uma atmosfera seca, por 18 a 60 horas. São então lentamente deixadas aquecer, até alcançarem, novamente, a temperatura ambiente. Seguem-se, três etapas de desidrogenização (necessárias para eliminar qualquer perigo de ocorrência de fragilização por hidrogênio). Todo o processo leva de três a quatro dias, para ser finalizado.

O custo do processo, acrescenta cerca de 5% ao valor de um componente sem TCP, mas chega a dobrar a resistência ao desgaste e à corrosão das peças tratadas. Pode ser realizado a granel ou unitariamente, e pode ser utilizado para peças pesando até várias toneladas. Não é tóxico, não usa produtos químicos e não gera resíduos que prejudicariam o ambiente. É eficaz, tanto para as matérias-primas, quanto para peças fundidas, forjadas, ou mesmo totalmente usinadas. Atinge toda a secção transversal dos produtos tratados, diferentemente dos tratamentos superficiais ou dos revestimentos. Mantém a proteção contra desgaste, mesmo que os revestimentos superficiais tenham sido desgastados.

Geralmente, mas nem sempre, é realizado após o tratamento térmico original das peças e, contribui para a melhoria de componentes de aço, alumínio, cobre, titânio, ligas de aços refratários e compósitos com matriz metálica. Seu efeito é mais pronunciado nos aços com microestruturas homogêneas, de execução simples, eficaz, de baixo custo e ecológico. Atualmente está no TRL 3-5 e, é forte candidato para ser utilizado industrialmente, em larga escala.

Histórico do Processo e Equipamentos

O TCP evoluiu muito desde a Segunda Guerra Mundial. Naquela época, o nitrogênio líquido foi experimentalmente utilizado no processo de tratamento térmico de matrizes para o forjamento de peças para aeronaves, na tentativa, mesmo primitiva, de aumentar sua vida útil. Com frequência, porém, quando as matrizes sofriam choques térmicos, ocorriam trincas de fadiga.

Entre 1980 e 2000, avanços tecnológicos, que incluíram o controle digital do fluxo de N2 líquido para dentro dos tanques, o uso de gás nitrogênio seco, controladores PID e a instalação de fornos para desidrogenização das peças tratadas, a aplicação do processo TCP cresceu no mercado e, seus resultados justificaram sua utilização. Por outro lado, ainda não existem tanques de grande porte à disposição. Os maiores, comercialmente disponíveis, medem 3 x 3 x 6 ft (910x910x1820 mm). Esta, dentre outras razões, é a principal causa do mercado não se ter desenvolvido mais rapidamente.

Dificuldades Enfrentadas para a Aceitação do Processo pelo Mercado TCP

A aceitação generalizada do TCP, até hoje, enfrenta dificuldades, pelas seguintes razões:

•  Ainda não existem testes reconhecidamente aceitos, ou mesmo metodologias para a qualificação do processo;
• Ainda não existem padrões de engenharia para a validação do processo;
• Ainda não foram construídos tanques, suficientemente grandes, para a prática do TCP de peças de grandes dimensões, ou mesmo para o processamento de grandes volumes de peças menores. Além das cerca de 130 empresas (entre cativas e prestadoras de serviços) que já praticam o TCP no mundo, nenhuma outra oferece testes de validação ou certificados que documentem e autentiquem a realização do processo TCP realizado e os valores dos resultados comparativos das resistências mecânicas e à corrosão, obtidas pelo processo.

Enquanto os processos comuns de tratamentos térmicos operam em estrita conformidade com centenas de normas ASTM, NADCAP, AMS e MIL-STDs, nada disso existe para os processos TCP. Ao invés disso, os clientes precisarão confiar na palavra do prestador de serviços do TCP e no recibo de pagamento como prova de tratamento executado, o que soa como uma piada. Imagine o que aconteceria se os componentes de um avião, de um automóvel ou de uma usina de eletricidade não fossem fornecidos com um certificado de qualidade, completo e reconhecido.

O resultado de tudo isto é que, quase todos os usuários finais do TCP são consumidores ou produtores de peças de pequeno porte e pequena escala de produção; não são empresas fornecedoras para a indústria militar, ou outras que investem grandes somas em pesquisa e desenvolvimento ou na comercialização dos seus produtos. Recentemente, equipamentos maiores começaram a aparecer e, certamente, também, serão necessárias unidades locais para a geração de nitrogênio líquido. Também serão necessários aparelhos de ensaios, disponíveis nas imediações dos locais onde o processo é realizado.

Certificação

As agências de qualificação DNV-GL e Lloyd’s publicaram propostas para mapear a futura aplicação dessa tecnologia na comunidade de “óleo e gás”. Como a aplicação do TCP não altera as fontes de suprimento (fornecedores) das peças, nem o tipo de material utilizado, nem o método de fabricação, nem as tolerâncias dimensionais e, nem mesmo a utilização final do produto, a certificação poderá ser realizada, no mesmo tempo necessário, tradicionalmente conservador, gasto para as certificações dos setores de energia elétrica.

Um benefício importante do TCP é que ele pode ser adicionado aos processos de fabricação já existentes sem alterar, modificar ou eliminar qualquer uma das etapas anteriores.Uma requisição recente de patente, junto ao USPTO poderá, mais adiante, alterar os critérios de aprovação do processo. Será exigida a realização de testes destrutivos e não destrutivos complementares (regulamentados pela ASTM, com uso de traçadores ópticos de perfis, de alta resolução), feitos sobre corpos de prova que, necessariamente deverão acompanhar cada lote de TCP, para ensaios tribológicos e de corrosão.

Oportunidades do Mercado

Muitas peças e componentes utilizadas pela indústria naval, pelas usinas de energia elétrica, tubulações ascensoras e umbilicais submarinos pela indústria de óleo e gás, eixos e suportes de brocas para perfuração de poços, etc., são candidatas naturais para o processo TCP. Aplicado a peças e conjuntos sujeitos a forte desgaste abrasivo, como bits de perfuração, válvulas e buchas, rolamentos, bicos injetores e engrenagens são candidatos ainda melhores, porque permite que se substituam superligas e metais duros, por aço carbono de baixo custo.

A indústria de mineração também é um alvo interessante para o processo TCP. Sua aplicação poderá contribuir para uma redução significativa dos intervalos de tempo necessários para as manutenções dos dentes trituradores, e dos revestimentos internos dos moinhos, dos bicos das bombas e das tubulações de polpa – itens que geralmente falham devido à corrosão por atrito, fadiga de contato, fadiga mecânica e formação de pites (desgaste causado por atrito sob alta tensão).

Resumo

TCP permitirá que os especialistas em tratamentos térmicos e os usuários finais reduzam drasticamente o desgaste e os efeitos da corrosão em itens marítimos e industriais. A tecnologia chegou à maturidade com a introdução de padrões da engenharia, baseados em testes destrutivos e não destrutivos conhecidos, na utilização de tanques de grande porte e protocolos de certificação.
As empresas que chegarem primeiro ao mercado, adquirindo e instalando tanques maiores e, ainda fornecerem protocolos de testes e certificados de qualidade, levarão vantagem. Esta mudança radical de patamar, na área dos tratamentos térmicos dos metais, proporcionará reduções significativas dos tempos das paradas operacionais, menores custos de manutenção, otimização do uso de capital de capital e aumento líquido da lucratividade para os clientes. TCP é uma tecnologia que finalmente chegou, rompendo barreiras.

A revisão da tradução deste artigo foi gentilmente feita por Luiz Roberto Hirschheimer da Hirschheimer Serviços Ltda.

Referências

[1] “QC-Fit Evaluation of Connector and Bolt Failures – Summary of Findings,” BSEE Office of Offshore Regulatory PLEro-1g9r2airm.pss, Aug. 2014 T:\MISC\ADS\LE-192\LE-192ir.

Para mais informações: Contate Jack Cahn, presidente da, Deep 5266 Highway 329, Hubbards, Nova Scotia, Canada B0J 1T0 Telefone: (+1) 902-329-5466; e-mail: jack@deepcryogenics.com; web: www.deepcryogenics.com

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Wallace (Jack) Titus – AFC-Holcroft; Toledo, Ohio, EUA
A cementação endotérmica a gás e a têmpera líquida estarão conosco por provavelmente mais 50 anos, pelo menos. Por quê? Porque, pelo dinheiro, simplesmente não há outro processo de endurecimento de camada que possa elevar as propriedades de uma ampla gama de ligas ferrosas.

A oxidação intergranular (IGO – Intergranular Oxidation) pode ser um subproduto da cementação a gás / atmosfera. A IGO é realmente o flagelo da endo cementação, como alguns acreditam, ou a IGO realmente importa no final?

Cementação Gasosa

Historicamente, quando a reação de gás de água entrou em nosso entendimento depois que o gás endotérmico se tornou o principal agente de cementação, o vapor de água pelo ponto de orvalho foi o principal mensurável porque os analisadores de infravermelho ainda tinham que ser inventados. Principalmente como complementos para a sonda de oxigênio, analisadores infravermelhos de CO2 – com seus gases de calibração zero e span – deslocaram o ponto de orvalho e ainda podem ser encontrados em operação hoje. As sondas de oxigênio (in situ ou externas) se tornaram a principal estratégia de controle, principalmente porque elas fornecem um método de calibração fácil e quase à prova de falhas – análise de estoque de calços – o antigo modo de espera.

Podemos controlar o carbono da superfície em + 0,05%, os perfis de carbono da camada até 0,125 mm e a dureza do núcleo dentro dos padrões do bloco de calibração “C” da Rockwell. Permanecendo em segundo plano, no entanto, o fenômeno chamado IGO é visto como incontrolável e prejudicará as engrenagens e outros produtos para o fracasso prematuro. Mas será mesmo?

IGO: No Começo

Desde que foi descoberta, provavelmente com a introdução da metalografia óptica há mais de 70 anos, a IGO (Fig. 1) rapidamente se tornou uma possível explicação para todos os tipos de falhas de produto. As organizações envolvidas principalmente em aplicações de engrenagens estão especialmente focadas em estabelecer limites para a profundidade da IGO, como os padrões ou diretrizes delineados no item 16.1 da norma AGMA (American Gear Manufacturers Association – Associação Americana dos Fabricantes de Engrenagens) 923 – B05. A profundidade da IGO é caracterizada de acordo com as classes de engrenagem 1, 2 e 3 relativas ao ECD (Effective Case Depth – Profundidade Efetiva da Camada) e também com a existência e distribuição de carboneto de ferro (Fe3C). A raiz do dente da engrenagem, especificamente 60 graus a partir do ponto médio da raiz, geralmente sustenta o maior esforço de flexão. Como resultado, tornou-se o alvo das especificações da IGO, principalmente porque é muito caro para a retífica de precisão (entre outras complicações). A face do dente, que deve sobreviver às forças de deslizamento e compressão, é rotineiramente moída na maioria das aplicações de acionamento. Esta operação de retificação remove qualquer IGO.

A eliminação da IGO não é necessariamente a principal razão para a retificação facial, que restabelece o perfil do dente após a têmpera, porque as engrenagens só podem funcionar adequadamente quando a carga é distribuída uniformemente sobre a área de contato com o dente. Com ou sem a presença de IGO e independentemente do processamento (LPC – Low Pressure Carburizing, Cementação a Baixa Pressão, ou Endotérmico), engrenagens de todos os tamanhos são submetidas a shot peening para introduzir tensões de compressão na camada endurecida do perfil do dente. Mesmo a têmpera a gás de alta pressão (HPGQ – High Pressure Gas Quenching) pode deixar tensões de tração na camada cementada que têm um impacto negativo no desempenho da engrenagem. O shot peening por apenas alguns minutos pode aumentar os níveis de tensão residual de compressão para pelo menos 700-800 MPa (101.500-116.000 psi).

Poço e Retortas vs. Fornos Câmara

A proliferação de turbinas eólicas concentrou nova atenção na IGO, devido aos enormes esforços encontrados por essas imensas caixas de transmissão posicionadas no topo de torres de até 100 metros de altura. Por que fornos de poço? Porque não havia outra alternativa para a cementação de engrenagens grandes e, também, para qualquer peça grande.

A qualidade do forno poço somente era argumento de propaganda de marketing? A AFC-Holcroft planejou um experimento para comparar três classes de aços comuns e sua reação a três ambientes diferentes de fornos de endo-gás. Após essa primeira investigação, um grito de socorro foi recebido de um fabricante de transmissões in house que lutava para reduzir a IGO em seu forno empurrador de quatro zonas e uma única carreira.
IGO, Material e a Atmosfera Endo

Tem sido relatado que a química do aço tem um efeito direto no desenvolvimento de IGOs. Para provar essa alegação, expusemos 8620, 9310 e 20MnCr5 à idênticas atmosferas de cementação. Além disso, para investigar o efeito da concentração de CO (moxóxido de carbono) na IGO, também alteramos a atmosfera. Em todas as situações, nos preocupamos apenas com a profundidade da camada de IGO. O manganês, o cromo e o silício têm sido associados à contribuição para a formação da IGO. O manganês é considerado o mais influente, uma vez que está presente em todos os aços em quantidades bastante significativas, mas variáveis. O silício e o cromo também variam, mas podem não estar presentes. O silício pode existir como um elemento traço quando não indicado explicitamente.

É bastante aceito que uma porção do manganês existente no limite do grão esteja presente devido à difusão no estado sólido da matriz circundante, esgotando desse modo a temperabilidade dessa área imediata em torno da IGO e exacerbando o seu efeito. Este fenômeno pode ser minimizado por um resfriamento de alta velocidade. Para garantir uma composição exata da atmosfera para os testes, os gases engarrafados pré-misturados foram utilizados com as seguintes composições:

• 18,3% de CO, 39% de H2, 40% de N2, 0,2% de CO2
• 14,3% CO, 54% H2, 32% N2, 0,2% CO2; Adicionado metano para controlar o potencial de carbono (CP – Carbon Potential ); CP computado com analisador de três gases.

A Fig. 2 mostra a montagem de teste, que consistia de um forno tubular de Inox 330 de 2 polegadas de diâmetro, aquecido eletricamente, com um aparelho de mistura de gás.

Procedimento de Teste do IGO

O seguinte procedimento foi usado para testar o IGO:

• Aquecer o tubo a 926°C; purgar o tubo com a mistura de endo-gás selecionada; Inserir três amostras de aço; ajustar o CP e cementar por tempo selecionado; despejar as amostras para têmpera em óleo; remover amostras, cortar, montar, polir e lêr a profundidade da IGO não detectada.

A Tabela 1 divide a relação entre ambiente, mistura de gases, temperatura, tempo e profundidade da IGO. Também indicado para comparação é o IGO obtido em um forno de carga por batelada UBQ Universal Batch Quench Furnace (Forno Câmara Universal de Têmpera) de processamento de engrenagens 18 CrNiMo 7-6 cementadas por 38 horas a 940°C.

Para investigar o efeito do ambiente do forno na IGO, a extremidade de entrada de gás do tubo de inox 330 (Fig. 3, interna) foi deixada vazia para simular um forno poço de retorta preenchido com tijolo refratário isolante (IFB – Insulated FireBrick) para um forno revestido de tijolos e fibra cerâmica para uma zona quente revestida de fibra. Em cada caso, o nível de CO foi alterado, assim como a temperatura, tempo de cementação e CP. O efeito na IGO pode ser claramente visto, especialmente com a maior liga, 9310. Pode-se concluir, pelo menos a partir desta investigação limitada, que o IFB e a fibra cerâmica não têm efeito prejudicial da atmosfera endo e do desenvolvimento da IGO. A maior CP, no entanto, tende a diminuir a IGO mais significativamente no 9310, e tem pouco ou nenhum impacto em 8620 ou 20MnCr5.

Reduzir o tempo de cementação está de acordo com outras investigações, afirmando que menos tempo significa menos IGO. Aumentar drasticamente a temperatura em 66°C aprofunda um pouco a IGO, mas não em uma quantidade exagerada ou proporcional. Parece que a IGO se forma rapidamente no início e depois a taxa de aumento diminui.

Um Problema do Mundo Real

Uma empresa experimentava um excesso de IGO (24µ) em engrenagens de 20MnCr5 ao cementá-lo a 926°C em um forno empurrador de uma pista aquecido a gás e revestido de tijolo. As especificações foram:

• Dureza superficial: 58-63 HRC; IGO (GBO) máxima: 20µ max; ECD: 0,95-1,4 mm (diâmetro do passo); austenita retida: <30%; sem carboneto de rede; tamanho do grão: índice ISO 7.
• O forno de quatro zonas e três bandejas por zona operava em conjunto de nitrogênio / metanol para uma mistura endo-equivalente modificada e ciclo de empurrador no forno de 55 minutos com um pré-aquecimento de ar de 371°C. As zonas foram configuradas da seguinte forma:
• Zona 1, aquecer a 926°C, 2,75 horas; Zona 2, cementação a 926°C, 1,16% de CP, 2,75 horas; Zona 3, cementação a 900°C, 0,95% de CP, 2,75 horas; Zona 4, difusão a 860°C, CP a 0,85%, 2,75 horas; Temperar em óleo a 71°C; CP foi verificado por análise de combustão de calços.

Reações Atmosféricas

A única fonte de oxigênio livre na atmosfera endo deve ser a dissociação do CO em contato com a superfície do aço. O carbono se difunde no aço e o oxigênio é liberado. O CO2 pode se formar através da reação inversa com o carbono na superfície do aço (reações de descarbonetação / equilíbrio). Além disso, o CO2 pode se formar ao reagir com oxigênio livre e carbono residual (fuligem). Além disso, o oxigênio livre pode formar vapor de água com hidrogênio.

Um esforço foi então feito para reduzir o tempo livre de oxigênio existente na atmosfera, maximizando o uso de gás enriquecedor (gás natural) e eliminando a necessidade de adicionar ar para controlar a CP no início do processo. Embora um pouco de ar tenha sido adicionado na zona quatro, já estava atrasado no processo e saiu rapidamente através da descarga do efluente do vestíbulo. As reações de gás na atmosfera endo mudavam continuamente à medida que os queimadores dos tubos radiantes eram ligados / desligados.

O carbono da superfície da carga ficava cada vez mais rico, o que altera a demanda de carbono, e o loop CP via controle liga / desliga adicionava gás natural. Porque as reações mudavam constantemente, o CP pode ser controlado para valores médios muito precisos em cargas muito complexas e densas. Essas reações não podem ser alteradas, mas o tempo que os gases estão em contato com as partes pode. O aumento da temperatura tem dois efeitos benéficos. Ele pode reduzir a IGO limitando a exposição do aço ao endo gás e pode aumentar a produção. Aumentar a temperatura de cementação para 954°C reduziu o tempo de empurrador de 55 minutos (11 horas no forno) para 37 minutos (7,4 horas no forno) – um aumento de produção de 148%. O IGO é reduzido de 24µ para 16µ enquanto ainda mantém todas as especificações acima mencionadas incluindo o tamanho do grão (Tabelas 2a e b).

Conclusão

Finalmente, maior atenção foi dada ao controle do CP; uma têmpera mais eficaz, eliminando o NMTP; controle químico de aço; manganês de baixo nível; carbono da superfície próximo ao eutetóide; redução do tempo de cementação através de maior temperatura de cementação; e shot peening pode essencialmente eliminar os efeitos negativos da IGO.

Para mais informações: Contate Jack Titus at AFC-Holcroft, 49610 Pontiac Trail, Wixom, MI 48393; tel: 248-668-4040; fax: 249-668-5571; e-mail: jtitus@afc-holcroft.com; web: www.afc-holcroft.com.

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Stew Thompson – CAS Dataloggers Inc.; Chesterland, Ohio, EUA
Registradores de dados são dispositivos que coletam dados fazendo leituras físicas ou elétricas de sensores externos ou internos durante um período prolongado. Eles são uma maneira ideal de monitorar, registrar e alarmar temperatura e outros valores de medição, eliminando a necessidade do pessoal dedicar tempo às medições.

Respondemos a algumas perguntas úteis e oferecemos sete maneiras de economizar tempo e dinheiro usando a coleta automatizada de dados.

O que Faz um Registrador de Dados?

Registradores de dados são uma maneira ideal de registrar temperatura, umidade, corrente / tensão e muitos outros tipos de dados. Se você precisar registrar mais de um valor de medição ou analisar os dados detalhadamente, existem muitos modelos multicanais disponíveis para suas necessidades específicas.
Além disso, os registradores de dados inteligentes (mais sobre eles posteriormente) podem até realizar funções de comando, como dizer a um CLP para desligar em um determinado momento. Por exemplo, os registradores de dados dataTaker da Série 3 apresentam canais de entrada universais para conexão com praticamente qualquer tipo de sensor.

Por Que Usar um Registrador de Dados?

Registradores de dados são normalmente usados para monitorar a temperatura do forno / processo, particularmente no fim de semana ou fora do horário de trabalho.
No entanto, os registradores de dados também são usados para tarefas mais complexas, como registrar dados de máquinas para fins de diagnóstico ou para identificar áreas de economia de energia.
Outro motivo importante para usar um registrador de dados é atender a especificações como CQI-9, Nadcap e AMS 2750. Os registradores de dados documentam dados de temperatura do produto para uso em documentação eletrônica, provando aos inspetores e auditores que seu processo de tratamento térmico manteve a requerida tolerância de temperatura.

Tipos de Registrador de Dados

De um modo geral, os registradores de dados de monitoramento de temperatura industrial podem ser divididos em duas categorias.
• Registradores de dados de entrada única são projetados para medir um parâmetro específico, como temperatura. Esses registradores estão disponíveis com um a oito canais e são ideais para aplicações simples onde o custo é uma preocupação.
• Registradores de dados de entrada universal estão disponíveis com capacidade de canais às centenas. Combinados com sua capacidade de aceitar vários tipos de sensores, eles podem ser usados para registrar dados de vários pontos em um equipamento ou em um processo.

O Que Você Precisa Medir?

Agora pergunte-se: “Que tipo de dados eu preciso medir?” Mais comumente, a resposta é a temperatura.

Mas e se você precisar registrar a umidade, ou se você precisar registrar os níveis de temperatura e dióxido de carbono? Felizmente, há uma grande variedade de dispositivos no mercado com sensores internos ou externos para medir os dados de que você precisa.
Enquanto alguns modelos de data logger são projetados para registrar apenas um valor de medição, como temperatura, há modelos gravando dois, três ou mais tipos de dados. Por exemplo, registradores de dados estão disponíveis para os seguintes tipos de entradas de sinal: temperatura, umidade relativa, tensão / corrente, pressão, evento / estado, frequência, PH, pulso, serial e muito mais.

Como os Registradores de Dados Podem Economizar Custos?

1. Notificação remota / alarmes via e-mail ou mensagem de texto;
2. Capacidade de acionar ações de eventos externos (ou seja, PLC, SCADA);
3. Capacidade de medir a maioria dos tipos de sensores usando apenas um dispositivo;
4. A operação autônoma permite que ele faça logon sozinho;
5. Saídas de alarme locais para notificar os operadores ou para acionar outros equipamentos;
6. Calibre a produtividade do trabalhador e da máquina por turno, semana ou mês;
7. Reúna dados sobre seu processo industrial. Por exemplo, processos de tratamento térmico podem melhorar a qualidade do processo usando dados de temperatura para criar perfis de temperatura do forno.

Alarmes Remotos Podem Salvar Seus Produtos
Ao monitorar continuamente a temperatura do produto, os registradores de dados garantem que você receba um e-mail ou um alarme de texto no instante em que seu processo estiver fora das tolerâncias de temperatura designadas. Esse recurso sozinho pode pagar pelo registrador, ajudando a evitar uma perda desastrosa de produto ou um processo dispendioso.

Quão Técnico Eu Preciso Ser?

Boas notícias! A maioria dos registradores de dados é fácil de usar. Os registradores de dados geralmente usam software baseado no Windows para lidar com configuração e configuração. Basta conectar seu registrador de dados a um PC, seguir o assistente de configuração simples e escolher a taxa de gravação e a hora de início. Tudo isso normalmente leva apenas alguns cliques do mouse. Projetado para operação simples, muitos registradores de dados compactos exigem pouca ou nenhuma manutenção ou envolvimento do departamento de TI. Isso os torna ideais para uso em quase todos os setores e aplicações.

Recuperação Fácil de Dados
Normalmente, os registradores de dados salvam suas medições em um cartão de memória ou flash stick para facilitar a recuperação. Modelos mais avançados também podem transferir os dados automaticamente através de sua escolha de comunicações. Estes incluem mas não estão limitados a:
• USB
• Ethernet
• Modem celular
• FTP (protocolo de transferência de arquivos)
• Sem fio
• Bluetooth
• Servidores de armazenamento em nuvem

Registradores de Dados Inteligentes

Loggers inteligentes atualmente também incorporam a capacidade de executar cálculos sobre os valores medidos. Isto pode ser tão simples como calcular e registrar a diferença.

PARA MAIS INFORMAÇÕES: Contate CAS DataLoggers, 8437 Mayfield Rd. Unit 104, Chesterland, OH 44026, EUA; tel: +1 440-729-2570; e-mail: sales@dataloggerinc.com; web: www.dataloggerinc.com

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Andrea Alborghetti – TAV Vacuum Furnaces SPA; Caravaggio, Itália
A sinterização a vácuo é um dos heróis desconhecidos da metalurgia industrial. Neste processo crucial, os materiais são aquecidos em um ambiente de vácuo até que estejam quase no ponto de fusão. À medida que o calor é aplicado, os materiais se tornam compactados, criando novos materiais com propriedades completamente diferentes.

Qual é o caminho certo para realizar o processo de sinterização? Esta rápida passagem pela sinterização a vácuo fornecerá uma base sólida para as empresas que desejam introduzi-la em suas operações.

Primeiras Coisas Primeiras: Por Que Usar Sinterização a Vácuo?

Em sua raiz, a sinterização a vácuo envolve duas coisas: um forno a vácuo e uma combinação de pós metálicos. Usando um corretamente e misturando o outro nas proporções corretas, várias propriedades úteis podem ser promovidas.

Por exemplo, a sinterização pode criar compostos metálicos que reduzem a incidência de falhas de componentes em máquinas ou veículos. E também é muito útil na criação de componentes que exigem alta porosidade – como em encanamentos ou sistemas envolvendo rolamentos de esferas.

Então, se você precisa fortalecer um produto ou alterar sua porosidade, a sinterização é geralmente a melhor opção disponível.

No entanto, é importante lembrar que a sinterização geralmente não pode acontecer antes que outro processo importante tenha ocorrido: a retirada dos ligantes (debinding). E os dois processos vão juntos ao planejar decisões de compra.

Debinding: Uma Preparação Essencial para a Sinterização

Debinding prepara materiais ou componentes para sinterização a vácuo, e precisa ser feito completamente. Todos os componentes terão impurezas, geralmente como resultado de processos de moldagem por injeção. Quando essas impurezas são deixadas na superfície do componente, elas podem facilmente contaminar o processo de aglutinação.

Debinding refere-se à remoção de “ligantes”, que são depositados durante os processos de produção. Se for mal feito, pode resultar em bolhas nas superfícies dos componentes ou na criação de poros que não podem ser removidos durante a fase de sinterização.

É por isso que realmente importa como o debinding é realizado. O processo exato usado depende completamente de qual tipo de ligante está presente. Pode envolver o uso de especialistas em solventes, mas quase sempre envolve a decomposição de aglutinantes orgânicos através do tratamento térmico, geralmente a temperaturas de 150-600°C. Múltiplas passagens através do forno são frequentemente necessárias para garantir que todo o aglutinante foi removido, e vale a pena ser cauteloso, porque mesmo quantidades vestigiais podem contaminar a fase de sinterização.

Nesta fase, uma consideração importante entra na equação: Você deve usar o mesmo forno a vácuo para sinterização e debinding? Essa é uma questão vital porque influencia o custo do processo e a probabilidade de sucesso. Então, definitivamente vale a pena considerar mais detalhadamente.

Você Deve Combinar seu Forno de Sinterização e Debinding?

Vários fatores entram em jogo quando decidimos combinar ou não seu forno de sinterização e debinding.Primeiro, é importante trazer a fragilidade de seus componentes para a análise. Quando os componentes são submetidos a debinding, a remoção de ligantes e o calor envolvido podem deixá-los muito mais frágeis e propensos à quebra do que antes. Mover muitos componentes entre fornos pode resultar em perdas, pois essas peças falham, tornando um único forno mais vantajoso. No entanto, é importante observar que isso pode ser resolvido com a aplicação de um estágio de pré-inserção no forno de debinding.

Garantir um processo limpo também é absolutamente essencial. Em nenhum momento você quer que os contaminantes interajam com a câmara de sinterização. Então, aparentemente, sinterizar e remover ligantes parece estar em conflito. Debinding remove as impurezas, tornando-as inerentemente “sujas”, mas isso não é o fim da história. Em muitos casos, os ligantes que estão sendo removidos podem ser mantidos separados dos pós de sinterização quando os processos apropriados são seguidos (veja a seção nas caixas).

As preocupações com custos também são importantes. Nem todos os proprietários de fábricas podem operar tanto fornos de sinterização quanto de debinding, particularmente quando o volume de material sendo processado é relativamente baixo.

O tempo entra em jogo também. Em geral, a sinterização é muito mais rápida que a debinding, mas a diferença varia dependendo dos materiais usados. Se a lacuna for grande, então um forno de extração muito maior será necessário para que a linha de produção possa manter um ritmo constante. Nesses casos, ter fornos separados faz sentido.

A mão-de-obra também deve ser considerada. Em instalações de produção menores, a combinação de fornos de sinterização e debinding pode permitir que as empresas façam o melhor uso de seus recursos humanos. Quando os funcionários não precisam mover componentes ou gerenciar dois fornos, eles podem ser muito mais produtivos.

Finalmente, os custos de energia são importantes. Em muitos casos, combinar os dois fornos a vácuo resulta em ganhos de eficiência energética, reduzindo os custos. Se feito corretamente, haverá muito menos necessidade de resfriar e aquecer o forno – o principal consumidor de energia no processo.

Portanto, há argumentos a favor ou contra o uso de fornos de debinding e sinterização separados. Em geral, se você tiver requisitos de extração desafiadores ou se estiver particularmente preocupado com a fragilidade dos componentes, um forno separado será aconselhável. No entanto, se elas não se aplicarem, você poderá economizar em custos e energia combinando fornos sem comprometer a qualidade do produto.

Claro, há outro lado da equação: os requisitos do estágio de sinterização. Vamos considerar esse processo com mais profundidade.

Escolha a Configuração Perfeita para o seu Forno de Sinterização

Além do isolamento, a zona quente também precisa ser trazida para a análise. Geralmente, é importante pensar em manter a massa da zona quente baixa e encontrar um sistema que opere na faixa de temperatura correta, com baixos custos operacionais e operação eficiente nos níveis máximos de energia.

Em termos de dimensões, uma seção transversal quadrada garante um fluxo ótimo de gás através da zona quente e também tende a reduzir os custos quando comparado ao volume útil. Você pode ser flexível aqui, dependendo do que precisa ser processado. Se temperaturas muito altas forem necessárias, no entanto, você terá menos opções. Nestes casos (acima de 2000°C), um resistor cilíndrico suspenso suportado por passagens de corrente é frequentemente a única opção.

A distribuição de fluxo de gás também é algo a considerar, e aqui você tem três opções amplas: distribuição de fluxo de gás com uma caixa, sem caixa ou nem distribuição.

A distribuição com uma caixa permite aos operadores maior controle sobre os fluxos de gás. Manter uma pressão ligeiramente maior fora da caixa ajuda a evitar a contaminação da zona quente enquanto estiver extraindo ligantes dos produtos. Ao bombear o gás diretamente para a caixa, os usuários podem manter o gás fluindo sobre os componentes sinterizados o mais puro possível, resultando em menos falhas e um resultado mais puro. Isso tende a ser a melhor solução para configurações onde debinding e sinterização ocorrem no mesmo forno.

No entanto, a sinterização a vácuo também pode ocorrer sem uma caixa. Neste caso, a distribuição de gás pode ser obtida através de uma série de pontos dentro da câmara, garantindo a uniformidade durante o processo de sinterização. Este sistema tende a aumentar o volume utilizável da câmara e aquece e esfria mais rapidamente do que as versões em caixa. Isso também significa que o forno pode ser adaptado para outras tarefas, como a têmpera – uma grande vantagem para empresas menores.

Finalmente, sistemas sem distribuição de gás também existem. Esses sistemas básicos podem ser criados com a atualização de fornos convencionais, mas não são adequados para tarefas de sinterização especializadas, de ponta.

Escolha a Estratégia de Carregamento Ideal

Se você escolheu um sistema de distribuição de gás em caixa, o carregamento é a última coisa em que pensar (caso contrário, você está pronto para fazer uma compra no forno ou fazer um upgrade). A questão principal aqui é se usar uma caixa fixa ou removível para segurar a carga durante a sinterização. Como de costume, a solução certa depende das suas necessidades. As caixas removíveis adequam-se às operações com um modo de fluxo único e cargas que podem ser resfriadas em gás estático. Nestes casos, as caixas podem ser montadas em troles, tornando a remoção simples e segura.

Em fornos mais complexos, onde múltiplos fluxos são empregados, a remoção da caixa pode ser impraticável. Nestes casos, as caixas precisam ser instaladas com prateleiras removíveis, permitindo que você remova a carga sem perturbar a caixa de sinterização. Também estão disponíveis soluções híbridas que apresentam estruturas de cabeça removíveis que encaixam em carcaças fixas, proporcionando um meio termo. Esteja ciente de que esses sistemas híbridos podem ocupar mais espaço de câmara com efeitos em sua eficiência térmica e volume utilizável, portanto, eles não são comuns.

Comece a Planejar Hoje Suas Operações de Debinding e Sinterização

Espero que agora você tenha uma ideia mais clara de combinar processos de debinding e sinterização, o tamanho do forno que você precisa, o tipo de isolamento que você precisa para sua câmara térmica e se você precisa de uma configuração em uma caixa ou não.

Todos esses fatores alimentam a decisão sobre a escolha de um forno de sinterização, e todos eles são importantes. Escolha sabiamente e você pode facilmente criar um processo de sinterização eficiente e econômico para praticamente qualquer aplicação industrial.

Para mais informações: Contate Andrea Alborghetti, Gerente Técnica, TAV Vacuum Furnaces SPA, Via dell’industria 11- 24043 Caravaggio (BG) – Itália; tel: +39 0363 355711; e-mail: info@tav-vacuumfurnaces.com; web: www.tav-vacuumfurnaces.com.

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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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Tradicionalmente, ferramentas de conformação são termicamente tratadas à vácuo de maneira a obter a microestrutura de martensita revenida e uma distribuição uniforme de carbonetos, o que proporciona suficiente tenacidade à fratura na dureza de trabalho e aceitável resistência ao desgaste[8]. Além disso, ao aprimorar os parâmetros de tratamento térmico e utilizar propriedades adicionais de processos térmicos e termoquímicos para aços ferramenta e suas resistências ao desgaste podem ser então otimizadas e ajustadas para uma aplicação específica[9]. Nos últimos anos, o tratamento criogênico profundo (Deep cryogenic treatment – DCT) tem ganhado especial atenção em muitas aplicações. É definido como um processo adicional ao tratamento térmico convencional e envolve o resfriamento do material para cerca de – 196°C por até 40 horas. Tratamento criogênico não é, por si só um tratamento térmico, mas sim como um processo complementar ao tratamento térmico a vácuo antes do revenimento[10]. Inúmeras pesquisas a respeito de aços para trabalho a frio e de aços rápidos mostraram que o tipo de tratamento pode levar a uma melhoria no desempenho do material, especialmente tenacidade à fratura e resistência ao desgaste[11]. A razão principal para isso acontecer é devido à completa eliminação da austenita retida e a formação de carbonetos muito pequenos dispersos na estrutura de martensita revenida[12]. No entanto, existem alguns resultados contraditórios, com estudos relatando tanto a melhoria quanto a deterioração das propriedades de tenacidade e de resistência ao desgaste em aços para trabalho a frio e em aços rápidos após o tratamento criogênico profundo.

Outra maneira de melhorar a resistência ao desgaste da ferramenta é a aplicação de revestimentos de elevada resistência[13,14]. No entanto, ainda que foi demonstrado por muitos estudos e aplicações industriais bem-sucedidas que os revestimentos de PVD duro, CVD e PVACVD possuam elevados potenciais e benefícios ao aprimorar propriedades de fricção e resistência ao desgaste das superfícies de contato, a maioria das ferramentas de conformação não possuem revestimento e os elementos de corte na estampagem e na puncionagem ainda são feitos de carbeto de tungstênio. Além dos formatos complexos das ferramentas de conformação e a alta tendência de utilizar revestimentos cerâmicos de elevada dureza, escamação e capacidade limitada de carga restringem fortemente o uso de revestimentos duros em aplicações de conformação[15,16]. Capacidade de carga pode ser simplesmente aprimorada ao aumentar a dureza do substrato (camada de metal logo após o revestimento), o que por outro lado também resulta na redução da tenacidade à fratura. Contudo, em cargas cíclicas, típicas para muitas operações de conformação, resistência ao começo da formação da trinca e de sua propagação é igualmente ou ainda mais importante do que resistência ao desgaste[14], com propriedades do substrato, especialmente ductilidade e tenacidade à fratura possuindo efeito significativo em seu comportamento de desgaste e capacidade de carga.

O objetivo desta pesquisa é investigar o efeito do tratamento criogênico profundo na tenacidade à fratura, resistência ao desgaste e capacidade de carga em aços para trabalho a frio para determinar a eficácia do tratamento criogênico profundo variando do tratamento térmico à vácuo precedente como também do tipo de aço ferramenta e composição química.

Materiais e métodos

Materiais e tratamento térmico

O material de referência usado nessa pesquisa foi o aço ferramenta comercial para trabalho a frio de elevada resistência à fadiga produzido por metalurgia do pó (P/M), que foi denominado A1, contendo baixo carbono e elevado tungstênio e cobalto. De maneira a avaliar a eficácia do tratamento criogênico profundo em tenacidade à fratura e capacidade de carga, mais dois outros aços ferramenta foram incluídos neste estudo, um deles é um aço para trabalho a frio contendo elevada concentração de carbono e vanádio (denominado A2) e o outro um aço rápido (denominado B1). As composições químicas estão listadas na Tabela 1. As amostras utilizadas foram chapas de 20x20x8 mm, cilindros com diâmetro de 10mm e comprimento de 100mm e barras entalhadas de modo circunferencial – CNTB[5], e todas foram usinadas de blocos completamente recozidos, tratadas termicamente a vácuo em um forno horizontal  para têmpera à vácuo usando pressão de gás a 5 bar. Para avaliar o efeito do tratamento térmico a vácuo anterior foram disponibilizadas três séries de condições, resultando em diferentes combinações de durezas e tenacidade à fratura (Tabela 2). O Grupo 1 de amostras foi destinado a obter o maior valor de dureza sendo temperado de uma elevada temperatura de austenização e triplamente revenido por 2 horas em baixa temperatura de revenimento. De modo a obter elevada tenacidade à fratura em dureza de trabalho de cerca de 64 HRC, a temperatura de austenitização do segundo grupo (Grupo 2) foi diminuída e a temperatura de revenimento também foi modificada conforme identificado na Tabela 2. O Grupo 3 foi temperado na menor temperatura de austenitização e revenido em uma maior temperatura, o que deve conferir máxima tenacidade à fratura. A têmpera foi seguida de um tratamento criogênico profundo imergindo as amostras em nitrogênio líquido por 25 horas e então foi aplicado um único revenimento por 2 horas (Tabela 2).

Revestimento

Após o tratamento térmico, as amostras cilíndricas foram polidas superficialmente (Ra = 0.05 – 0.10 µm), limpas por sputtering e revestidas por uma monocamada de TiAlN comercial com dureza de 3300 HV. O revestimento foi depositado a uma temperatura ~450°C com uma espessura ~2µm utilizando o processo de magnetron sputtering. Detalhes do processo de deposição de revestimento estão disponíveis na referência[18].

Tenacidade à fratura e dureza

Aços temperados e revenidos sendo para trabalhos a frio ou aços rápidos possuem alta sensibilidade ao entalhe, o que torna difícil encontrar padrões de medida para ensaios de tenacidade à fratura. Por outro lado, no caso de uma amostra não padrão CNPTB (detalhes na referência[5]) pode-se realizar trinca por fadiga antes do tratamento térmico, sem efeito prejudicial na trinca e nos resultados de tenacidade à fratura medidos[5]. Portanto, amostras CNPTB foram usadas nestes estudos para medir tenacidade à fratura do aço ferramenta obtida por diferentes condições de tratamento térmico (Tabela 2). Para obter dados estatisticamente relevantes foram utilizadas 12 amostras para cada material e para cada série de tratamento térmico.

Amostras CNPTB foram pré-trincadas sob modo de flexão rotativa em ensaio de fadiga. Usando carga de 450N e 5.000 ciclos, trincas profundas foram nucleadas com 0,4-0,5mm na raiz do entalhe. Após o tratamento térmico, as amostras CNTB pré-trincadas foram submetidas a carga de tração usando a máquina de teste Instron 1.255 a uma velocidade de tração a 1,0 mm/min.  Ao registrar a carga (P) durante a fratura, conhecendo o diâmetro do entalhe (D=10mm) e medindo o diâmetro da área fragilmente fraturada (d), a tenacidade à fratura foi calculada usando a Equação 1[5].

Em cada amostra CNTB a dureza do núcleo também foi medida usando o equipamento Rockwell C-Wilson-Rockwell B 2000.

Resistência ao desgaste

O efeito do tratamento criogênico profundo na razão dureza/tenacidade à fratura e resistência ao desgaste foi determinada sob condições de deslizamento alternado utilizando uma configuração do tipo ball-on-flat (Fig. 1. a)). Com o propósito de concentrar todo o desgaste no disco de aço ferramenta (diâmetro 20 x 8mm) foi usada uma bola WC (diâmetro 32 mm) como contra-corpo. Ensaios de desgaste sob condições de deslizamento sem lubrificação foram realizados em condições ambiente, com velocidade média de deslizamento de 0,12m/s, carga de 83 N (pH = 1.2GPa) e distância total de deslizamento de 250m.

Capacidade de carga

Capacidade de carga dinâmica foi determinada sob condições sem lubrificação e de aumento progressivo de carga utilizando um equipamento para testes de varredura de carga[19]. A configuração do teste envolve dois cilindros cruzados (diâmetro de 10 mm e comprimento de 100mm), que deslizam sob uma velocidade constante de 0,01 m/s com carga normal aumentando gradativamente por um sistema baseado em molas. Através de uma configuração específica, cada ponto, ao longo do caminho de contato dos dois cilindros corresponde a uma única carga e permite exata determinação dos defeitos de superfície relacionados com cargas críticas. Na pesquisa atual, cilindros de aço ferramenta com revestimento duro foram carregados contra cilindros de carbeto de tungstênio (WC) polidos (Ra=0,05µm e 2200 HV), e foram testados a temperatura ambiente com cargas normais no intervalo de 1,0 a 3,8kN, o que corresponde a uma normal de contato nominal Hertziana de cerca de 4,5GPa. A capacidade de carga foi avaliada com base na carga crítica para o início da trinca no revestimento e a concretização do padrão da propagação da trinca.

Resultados e discussão

Tenacidade à fratura e dureza

Resultados de tenacidade à fratura e dureza medidos para aço ferramenta para as diferentes combinações de tratamento térmico e parâmetros para três diferentes aços ferramenta estão ilustrados na Fig. 2. Após tratamento térmico a vácuo na máxima temperatura de austenitização de 1130°C (Grupo 1), aços ferramenta A1 alcançaram a dureza mais elevada de 65,8 HRC, mas a menor tenacidade à fratura de apenas 6,1 MPa*m1/2 e razão de tenacidade à fratura por dureza de 0,100. Ao reduzir a temperatura de austenitização para 1100°C (Grupo 2), a tenacidade à fratura do aço ferramenta tipo A1 aumentou para 10,2 MPa*m1/2, no qual foi obtida uma dureza de trabalho de 64 HRC (KIC/HRC= 0,160). A maior tenacidade à fratura e razão de KIC/HRC (KIC=12,7 MPa*m1/2 e KIC/HRC=0,215) foi obtida para aço ferramenta A1 tratado termicamente a vácuo na menor temperatura de austenitização a 1070°C e na maior temperatura de revenimento (Grupo 3). No entanto, isso também leva para a menor dureza de 59,3 HCR (Fig. 2).

No caso do aço rápido B1, uma elevada temperatura de austenitização (Grupo 1) resultou em uma dureza de cerca de 68 HRC e tenacidade à fratura de 7,6 MPa*m1/2 (KIC/HRC=0,110). Na temperatura intermediária de austenitização a 1100°C (Grupo 2), a dureza de B1 caiu para 64,1 HRC, mas sua tenacidade à fratura só aumentou para 8,7 MPa*m1/2, portanto, aumentou a razão para KIC/HRC=0,135. Finalmente, a maior tenacidade à fratura de B1 foi de 10 MPa*m1/2, e foi obtida na menor temperatura de austenitização e na maior temperatura de revenimento (Grupo 3), mas também obteve a menor dureza a 60,8 HRC (KIC/HRC=0,165).

Para o aço ferramenta A2, a temperatura de austenitização foi mantida constante e apenas a temperatura de revenimento foi modificada de modo a obter razões diferentes (KIC/HRC). A máxima dureza de 66,1HRC e tenacidade à fratura de 11,2 MPa*m1/2 (KIC/HRC=0,170) foi alcançada quando revenida a 540°C (Grupo 1). Por outro lado, a maior razão KIC/HRC de 0,230, foi obtida na temperatura de revenimento de 500°C (Grupo 2), na qual também resultou na maior tenacidade à fratura de 15 MPa*m1/2 a uma dureza de trabalho de 64,6 HRC. A mesma dureza foi obtida também na maior temperatura de revenimento a 560°C (Grupo 3), mas a tenacidade à fratura foi reduzida a 10,6 MPa*m1/2 e a razão KIC/HRC a 0,165 (Fig. 2).

Combinando tratamento térmico a vácuo com tratamento criogênico profundo em nitrogênio líquido por 25 horas resultou em efeitos diversos nas propriedades dos aços ferramenta estudados, como é mostrado na Fig. 2. No caso do aço baixo carbono A1, o tratamento criogênico profundo aumentou a tenacidade à fratura enquanto manteve a dureza elevada. Para o grupo de amostras com maior dureza (Grupo 1), a tenacidade à fratura aumentou quase 70% e a dureza diminuiu menos que 1 HRC, portanto aumentou a razão para KIC/HRC=1=0,160. Na dureza de trabalho (Grupo 2), o tratamento criogênico obteve menor efeito, aumentando a tenacidade a fratura a 22% enquanto manteve a dureza a 64 HRC. No entanto, o menor efeito do tratamento criogênico profundo para os aços A1 foi observado no grupo cujos parâmetros apontavam para uma maior tenacidade à fratura e menor dureza (Grupo 3). Nesse caso, a dureza permaneceu cerca de 60 HRC enquanto a tenacidade à fratura aumentou apenas 10%, levando a uma razão KIC/HRC=0,240, como mostrado na Fig. 2. Uma melhoria considerável na tenacidade à fratura enquanto a dureza é conservada não pode ser explicada pela transformação da austenita retida[20]. Apesar de que a austenita retida foi observada na microestrutura como uma condição de têmpera (Fig. 3. a)), sua fração volumétrica após o tratamento criogênico profundo e/ou revenimento (Fig.3. b) e Fig.3. c)) estava abaixo do limite de detecção do DRX e foi medida de forma incerta, isto é <1,0%. Resultados indicam que durante o tratamento criogênico profundo, martensita na forma de agulhas finas e plasticamente deformadas são formadas, o que combinado com a quantidade reduzida de carbono dissolvido faz com que a precipitação de carbonetos tenha maior condicionamento e maior homogeneidade para o tipo MC (cinza/preto) e o tipo M6C (branco, Fig. 4. a)) e isso proporciona a uma tenacidade à fratura melhorada[20-23].

No caso de aço rápido B1, o tratamento criogênico profundo praticamente não obteve nenhum efeito na tenacidade à fratura e na dureza. Para o caso de maior dureza (Grupo 1) a tenacidade à fratura aumentou cerca de 10% quando tratado termicamente a vácuo na maior temperatura de austenitização e combinado com o DCT. No entanto, isso levou a uma diminuição da dureza em ~0,5 HRC. No entanto, para os outros casos (dureza de trabalho – Grupo 2, alta tenacidade à fratura – Grupo 3), o aumento na tenacidade à fratura foi menor de 5%, mas combinado com durezas levemente maiores, como ilustrado na Fig. 2. Esse pequeno efeito do tratamento DCT para os aços rápidos B1 pode ser contribuído por uma fração volumétrica quase insignificante de austenita retida, mas principalmente por uma elevada fração volumétrica de carbonetos eutéticos não dissolvidos (16 a 20% de MC+M6C, Fig. 4. b)), consequentemente diminuindo o efeito da deformação plástica da martensita.

Finalmente para aços ferramenta para trabalhos a frio com elevados teores de carbono e vanádio, o tratamento criogênico profundo mostrou até mesmo efeitos negativos, como mostrado na Fig. 2. Nos 3 casos possibilitou a redução da tenacidade à fratura e/ou da dureza. Quando comparado com um aço rápido B1, o aço A2 também possui elevada fração volumétrica de carbonetos eutéticos não dissolvidos (~20%), os quais, no entanto, são mais estáveis do que carbonetos do tipo MC (Fig. 4. c)), levando a deterioração das propriedades ao aplicar o tratamento DCT.

Resistência ao desgaste

Efeito do tratamento criogênico profundo nas propriedades tribológicas do aço ferramenta é ilustrado na Fig. 5 e típicas cicatrizes de desgaste na Fig. 6. No caso do aço ferramenta para trabalho a frio A1 e tratado termicamente de forma convencional, um estado médio estacionário de coeficiente de atrito de ~0,7 (alcançado após 30 minutos de deslizamento) foi utilizado para diferentes condições de tratamento térmico (temperaturas de autenitização e revenimento) (Fig. 5. a) e Fig. 5. b)). Para elevadas temperaturas de austenitização (Grupo 1), resultou na maior dureza de 65,8HRC e na menor tenacidade à fratura de apenas 6,1 MPa*m1/2, o volume de desgaste alcançado foi de 0,045 mm3 após a distância de 250 m de deslizamento. Desgaste abrasivo foi encontrado no maior mecanismo de desgaste (Fig. 6. a)). Reduzindo a temperatura de austenitização e aumentando a temperatura de revenimento (Grupo 3) mais do que dobrou a tenacidade à fratura, porém reduziu bastante a dureza e consequentemente reduziu a resistência ao desgaste abrasivo, com o volume de desgaste aumentando para 0,05m3 (Fig. 5. c)). Tratamento DCT não teve efeito evidente no coeficiente de atrito, na distância de deslizamento quando as condições invariantes foram alcançadas e no mecanismo de desgaste, no entanto, levou a um desgaste 10% maior, sendo principalmente relacionado a uma dureza menor.

Aço ferramenta para trabalho a frio tipo A2 com maior fração de volume de carbonetos mostra maior coeficiente de atrito ~0,71, alcançado após 30 m de distância deslizada, mas com cerca de 50% melhor resistência ao desgaste quando comparado a A1. O volume de desgaste após 250 m foi de 0,03m3 enquanto a dureza caiu para abaixo de 61 HRC. Novamente o tratamento criogênico profundo não teve nenhum efeito sobre o coeficiente de atrito, mas com a redução da dureza e/ou tenacidade à fratura, a resistência ao desgaste decaiu em torno de 20%, como visto na Fig. 5. c).

No caso do aço rápido B1, o coeficiente de atrito após o tratamento térmico convencional foi de 0,72 alcançado após 30-35 m, independente da temperatura de austenitização ou de revenimento. Contudo, para maior temperatura de austenitização e menor de revenimento (Grupo 1), oferecendo maiores durezas em torno de 68 HRC, o volume de desgaste após 250m foi de 0,0035mm3 o que aumentou de 0,05m3 enquanto a dureza caiu para 61 HRC (Grupo 3). Neste caso o tratamento criogênico profundo surtiu alguns efeitos positivos, reduzindo levemente o coeficiente de atrito e a distância de deslizamento quando as condições estacionárias foram alcançadas (Fig. 5. a) e Fig. 5. b)). Além disso, quando permitiu o aumento da dureza e tenacidade à fratura (Grupo 3), permitiu numa melhoria de 10% na resistência ao desgaste (Fig. 5. c)).

Capacidade de carga

Os efeito da razão tenacidade à fratura vs dureza e o tratamento criogênico profundo na capacidade de carga em aços ferramenta foi avaliado em termos de cargas críticas para o aparecimento das primeiras trincas (Lc1), Fig. 7. a). Fig. 7. b) mostra um padrão de intensas trincas no topo do revestimento de TiAlN (Lc2). Os resultados estão apresentados na Fig. 8.

No caso de aços baixo carbono A1, o tratamento térmico a vácuo proporcionou a maior dureza de quase 66HRC (Grupo 1) e também resultou em excelente capacidade de carga. As primeiras trincas no revestimento não foram observadas até a carga crítica (Lc1) de 3,1kN, enquanto nenhum padrão de trincas densas pôde ser observado até a carga máxima de 3,8kN (Fig. 8. a)). Analisando de outra maneira, o aumento da tenacidade à fratura às custas na redução na dureza do substrato leva a deterioração da capacidade de carga. Quando a dureza no substrato cai para 64 HRC (Grupo 2 e 2P), as primeiras trincas (Lc1) foram observadas entre 2,8 e 2,9kN. Como mostrado na Fig. 8. a), a melhora na tenacidade à fratura obtida pelo tratamento criogênico profundo não teve efeito na capacidade de carga no aço A1 quando a dureza foi menor que 64 HRC. Então o primeiro nível de dureza suficiente para o substrato (>64 HRC) precisa ser obtido de forma a melhorar a tenacidade à fratura.

Para aço ferramenta para trabalho a frio com elevados teores de carbono e vanádio (A2) e tratado termicamente a vácuo, foram encontrados maior dureza (>66 HRC) e também na maior tenacidade à fratura acima de 11 MPa*m1/2, o que leva para o melhor resultado de capacidade de carga (Lc1= 3,3kN), como ilustrado na Fig. 8. b). No caso do aço A2, outros dois grupos (Grupos 2 e 3) também tratados termicamente a vácuo, forneceram durezas de mais de 64 HRC e maior razão KIC/HRC, o que reflete em uma boa capacidade de carga com os valores de Lc1 entre 2,7 e 2,8kN e os valores de Lc2 entre 2,8  e 3,2kN. O tratamento criogênico profundo reduziu a dureza e a tenacidade à fratura do aço A2 de uma forma geral e consequentemente diminuiu a capacidade de carga, como mostrado na Fig. 8. b). A maior queda na capacidade de carga foi cerca de 20% observadas nas amostras do Grupo 1, onde o tratamento causou a redução da dureza e da tenacidade a fratura como está exposto na Fig. 2. Embora o tratamento DCT tenha aumentado levemente a tenacidade à fratura de amostras do Grupo 2, a redução da dureza para abaixo de 64 HRC levou também a redução da capacidade de carga. Vendo por outro lado, se a dureza fosse aumentada pelo tratamento DCT (Grupo 3), irá ajudar a melhorar a capacidade de carga ao invés de reduzir consideravelmente a tenacidade à fratura e a razão KIC/HRC como está exposto na Fig. 8. b).

Finalmente para o aço rápido B1, com a tenacidade à fratura abaixo de 10 MPa*m1/2, sua dureza desempenha maior papel em termos de capacidade de carga. No caso das amostras do Grupo 1 com dureza de ~68 HRC, as primeiras trincas no revestimento foram observadas na carga crítica de 3,2kN. Ao reduzir a dureza do substrato para 64 HRC (Grupo 2) e 61 HRC (Grupo 3), a capacidade de carga Lc1 caiu para 2,8kN e 2,1kN respectivamente. Como mostrado na Fig. 2, o tratamento criogênico profundo tem praticamente nenhum efeito sobre a dureza e tenacidade à fratura do aço B1 e consequentemente não afeta sua capacidade de carga.

Conclusões

Efeitos do tratamento criogênico profundo nos aços ferramenta depende fortemente do tipo de aço ferramenta e composição química. No caso de aço ferramenta para trabalho a frio com baixo carbono (A1) o tratamento DCT resultou na formação de martensita fina plasticamente deformada e grande aumento a tenacidade a fratura enquanto apenas reduz marginalmente a dureza do núcleo. Por outro lado, para aço ferramenta para trabalho a frio com alto teor de carbono e vanádio (A2) com maior fração de volume de carbonetos, o tratamento DCT teve efeito negativo reduzindo tenacidade a fratura e/ou dureza. No entanto, no caso de aço rápido B1, o tratamento não surtiu nenhum efeito sobre suas propriedades mecânicas.

Alteração na razão KIC/HRC, obtida por mudanças nos parâmetros do tratamento térmico a vácuo e uso do tratamento criogênico profundo afeta na resistência ao desgaste do aço ferramenta. Contudo, no caso do mecanismo de desgaste abrasivo estiver prevalecendo como mecanismo de desgaste, a dureza ainda desempenha papel fundamental. Nos casos dos aços ferramenta investigados, o tratamento DCT resultou de uma forma geral na redução da dureza e consequentemente na redução da resistência ao desgaste abrasivo. No entanto, quando houver melhoria simultânea na dureza e na tenacidade a fratura, com o nível de dureza acima de 60 HRC, resistência ao desgaste de até 10% pode ser obtida.

Também em termos de capacidade de carga a dureza do substrato se mostrou o parâmetro mais importante. De forma a obter boa capacidade de carga a dureza no substrato precisa ser maior do que 64 HRC, independentemente do tipo de aço ferramenta, e quanto maior for a dureza, melhor é essa capacidade de carga.

Revisão gentilmente realizada pela Professora do Depto de Engenharia de Materiais da USP – São Carlos, Lauralice Canale, e-mail: lfcanale@sc.usp.br.

O trabalho teve coautoria de Vojteh Leskovšek, é Professor Doutor no Instituto de Metais e Tecnologia da Universidade de Ljubljana, na Eslovênia. Ele pode ser contatado pelo e-mail: vojteh.leskovsek@imt.si.

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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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A impressão de um objeto sólido com pós metálicos usando “fatias” digitais de espessura micrométrica geradas a partir de um desenho assistido por computador não é o fim da história. Assim como com a fundição ou usinagem de componentes metálicos, é necessária uma série de pós-tratamentos térmicos para reduzir as tensões internas, aumentar a densidade e desenvolver a forma final, o acabamento e (mais importante) as fases microestruturais, resultando nas propriedades físicas desejadas.

Os componentes 3D-impressos destinados para aplicações aeroespaciais, nucleares, de turbinas a gás, marinhas ou médicas necessitarão de um tratamento de compressão isostática a quente adicional (HIP-Hot Isostatic Pressing) para densificar completamente o metal, eliminando poros que podem levar a falhas catastróficas (mais sobre isso mais tarde). Novas tecnologias HIP estão tornando possível realizar tratamentos térmicos no mesmo recipiente onde o HIP ocorre, tornando um processo de fabricação mais rápido, mais barato e mais eficiente energeticamente. As máquinas de impressão em metal 3D são variadas, mas vêm em dois tipos básicos: impressoras a laser de alta temperatura ou impressoras de feixe de elétrons e impressoras de binder-jet (utilizando um aglutinante) de baixa temperatura (Fig. 1).

Impressão de Metal 3D em Binder-Jet

A impressão 3D de metal com adição de aglutinante envolve a ligação de camadas finas de um metal em pó (por exemplo, Inconel) com um aglutinante líquido, que é deixado cair de uma cabeça de impressão para um leito de pó, semelhante à tinta de impressão em papel com uma impressora a jato laser. A cabeça de impressão segue um padrão gerado por computador de fatias microfinas do objeto a ser impresso.

Após uma camada de aglutinante ser impressa, o leito de pó é aquecido num processo de cura para ligar o aglutinante ao pó. Em seguida, o leito é abaixado e outra fina camada de pó é espalhada sobre o leito. Mais uma vez, o aglutinante líquido é depositado e ligado às camadas abaixo, eventualmente construindo o objeto camada por camada.

Enquanto o objeto “cresce” é suportado pelo enchimento de pó solto no leito de pó. Isto evita a necessidade de uma placa de construção ou estruturas de suporte de impressas, que teriam de ser removidas mais tarde. Após a impressão estar concluída, o excesso de pó é cuidadosamente aspirado (para ser reutilizado) e o objeto é então aquecido num forno para queimar o material aglutinante e sinterizar as partículas de pó.

Com outras tecnologias de impressão 3D de metais, como a sinterização direta a laser de metais (DMLS), uma fonte de calor direcionada em elevadas temperaturas (por exemplo, um feixe de laser ou de elétrons) aquece uma fina camada de pó em um padrão controlado por computador, que então resfria e liga-se às camadas anteriores. O aquecimento e o resfriamento rápidos e não uniformes das camadas provocam tensões residuais entre a placa de construção e o objeto e dentro do próprio objeto, que devem então ser aliviadas através do tratamento térmico de recozimento. Isto ocorre tipicamente em um forno a vácuo, no qual a peça é aquecida imediatamente abaixo da temperatura de transição do material e mantida durante o tempo suficiente para permitir que as tensões sejam aliviadas (recozimento do material).

Tratamento de Compressão Isostática a Quente (HIP) para a Manufatura Aditiva (MA)

Após o alívio de tensão (recozimento), os componentes podem necessitar passar pelo HIP para eliminar poros e curar defeitos, atingindo 100% da densidade teórica máxima. Tanto a compressão isostática a frio como a quente têm sido utilizadas há décadas para tratar peças fundidas a partir de alumínio em pó, aço e superligas, mas o HIP pode ser também utilizado para tratar objetos de metal 3D (Fig. 2).

“Todos os componentes estruturais ou críticos, tais como aqueles para aplicações aeroespaciais e médicas (Fig. 3) tendem a passar pelo processo HIP para garantir que o material atinja propriedades ótimas de fadiga e fluência”, disse Susan Davies, Ph.D., líder em tecnologia avançada HIP para fornecedores de serviços de tratamento térmico Bodycote.

O processo HIP envolve colocar o objeto impresso dentro de um vaso de pressão e então prenche-lo de gás inerte, tipicamente argônio, para aumentar a pressão em todos os lados da peça, incluindo superfícies internas, tais como as existentes dentro de um tubo. Para HIP, elevadas temperaturas são aplicadas ao mesmo tempo que a pressão de modo que o limite de elasticidade da liga seja excedido.

“Isso permite que qualquer porosidade da MA construída se feche ao deformar plasticamente a estrutura da matriz porosa e permite que os poros superficiais entrem em contato íntimo”, disse Davies. “A deformação plástica é então seguida por mecanismos de fluência e difusão, que permitem que as superfícies se encaixem e sejam ligadas para alcançar propriedades específicas do material”.

De acordo com Davies, diferentes processos de manufatura aditiva (AM) resultarão em diferentes formas de defeitos ou fraquezas na estrutura construída, de modo que os benefícios do HIP dependerão do processo real utilizado. Mesmo se um componente AM passar pelo processo HIP após alívio de tensão (recozimento), no entanto, ainda irá requerer tratamento térmico pós HIP para alcançar propriedades mecânicas ótimas comparáveis com forjado e ligas fundidas

Processo HIP Combinado com Tratamentos Térmicos

Como os tratamentos térmicos e HIP ocorrem em um forno, alguns fabricantes de HIP oferecem atualmente equipamentos capazes de executar HIP e tratamento térmico, o que pode reduzir o tempo de ciclo, aumentar a produtividade e proporcionar reduções significativas de custos.

“As pessoas estão se tornando mais conscientes do fato de que as taxas de resfriamento que você pode alcançar dentro de uma prensa isostática a quente são semelhantes ao que você pode fazer em um forno a vácuo – ou melhor”, disse Peter Henning, diretor de unidade de negócios AMD para HIP fabricante Quintus Technologies AB, Västerås, Suécia.

Resfriamento natural em um sistema HIP pode levar de 8-12 horas, bem mais da metade da duração do ciclo típico, de acordo com Henning. Em comparação, as unidades equipadas com tecnologia de resfriamento rápido podem facilmente resfriar uma carga de trabalho completa em um HIP de tamanho médio de 1260°C para 300°C em menos de 30 minutos.

Uma versão ainda mais avançada do HIP usa taxas variáveis de resfriamento e aquecimento e níveis de pressão para controlar com mais precisão a qualidade e as propriedades mecânicas das peças tratadas através de têmpera rápida. De acordo com Henning, taxas de resfriamento controladas até 3000°C / minuto podem ser obtidas combinando pressão e controle de temperatura (Fig. 4).

“No passado, HIP era estritamente quente, mas a mais recente tecnologia permite tanto as áreas quentes quanto as frias dentro do vaso de pressão”, disse Henning. “Áreas quentes em um forno de grafite podem chegar até 2000°C, e um forno de molibdênio chegam até 1400°C. Para a têmpera, você rapidamente substitui o gás comprimido da zona quente com gás frio comprimido de fora da zona quente, mas ainda dentro da câmara de pressão.

Como o gás argônio frio é altamente pressurizado, ele tem uma densidade maior do que a água, então atua como um agente de têmpera, semelhante ao óleo ou à água em pressões normais. As áreas frias dentro do HIP são mantidas a uma temperatura controlada por água de refrigeração fora do vaso de pressão.

Novas Possibilidades a Caminho

Esta tecnologia HIP-quenching possui benefícios além de aumento na produtividade e redução de custos. Isso abre caminho para novas possibilidades de projeto com base na têmpera e no resfriamento da maneira mais uniforme possível.

“Normalmente, você tem um resfriamento médio com uma temperatura fixa, então no início você tem uma grande diferença de temperatura (ΔT). À medida que o componente quente é resfriado e lentamente se aproxima da temperatura média de resfriamento, a ΔT muda ao longo do tempo “, disse Henning. “Se você colocar um pedaço com seções espessas e finas em um banho de têmpera, as seções irão passar por têmperas muito diferentes porque a parte fina adotará rapidamente a temperatura de resfriamento média, enquanto a parte espessa terá algum tempo para se ajustar a temperatura. Assim, você pode ter uma forma de trinca ou distorção por causa das tensões.

Em contraste, para a têmpera em um HIP, os componentes e o resfriamento médio podem começar à mesma temperatura e, em seguida, a ΔT entre o componente e o meio pode ser controlado ao longo do tempo, resultando em um resfriamento mais uniforme.

“Neste caso, o que fazemos é restringir o resfriamento da parte mais fina para a temperatura média de resfriamento “, disse Henning. “Podemos deter o resfriamento da seção mais fina enquanto se espera que a seção mais espessa resfrie e, em seguida, movemos gradualmente a seção mais fina até a temperatura final de resfriamento para que haja muito menos tensões térmicas formadas devido a diferentes temperaturas na região material.

Como benefício adicional, Henning disse que a utilização de gás comprimido para temperar, ao invés de água ou óleo, significa que não pode ocorrer agitação na superfície do componente, já que o meio de resfriamento é um gás.

Impressão 3D Otimizada

À medida que o mercado de impressão 3D de metal industrial cresce, os avanços na tecnologia e na prática de tratamento térmico continuarão a melhorar.

“Os componentes MA podem passar pelo processo HIP e serem tratados termicamente usando especificações convencionais, mas há uma oportunidade para otimizar o HIP e o tratamento térmico para componentes MA para minimizar a distorção durante o processamento”, disse Davies, da Bodycote.

Tecnologias melhoradas de tratamento térmico devem ajudar a reduzir custos e melhorar o desempenho das peças impressas em 3D.

“Com a densificação do HIP e o tratamento térmico simultâneo, o custo das operações diminui, e o HIP torna-se acessível a outros componentes de alto desempenho”, disse Henning.

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