Aços e ferros fundidos - chiaverini, Notas de estudo de Engenharia Mecânica

Baixe Aços e ferros fundidos - chiaverini e outras Notas de estudo em PDF para Engenharia Mecânica, somente na Docsity! ÍNDICE PREFÁCIO DA PRIMEIRA EDIÇÃO... 15 PREFÁCIO DA SEXTA EDIÇÃO .. 7 INTRODUÇÃO ... ' 19 |-— DEFINIÇÕES, DIAGRAMA DE EQUILÍBRIO FERRO-CARBONO. EFEITOS DOS ELEMENTOS DE LIGA SOBRE AS LINHAS DE TRANSFORMAÇÃO . 2” 1 Definições .. 21 2. Alotropia do ferro puro n 3. Diagrama de equilíbrio Fe-C 23 3.1. Transformações que ocorrem entre O e 2,11% de carbono . 25 . 3.2. Alguns aspectos do fenômeno de solidificação dos aços. 3 4. Propriedades dos constituintes dos aços e sus influência sobre os caracte- rísticos mecânicos destes . 32 5. Efeito do esfriamento e do aquecimento sobre a posição das linhas de trans- formação. . 35 6. Efeito dos elementos de liga sobre o diagrama de equilíbrio Fe-C 36 — EFEITO DA VELOCIDADE DE ESFRIAMENTO SOBRE A TRANSFORMAÇÃO DA AUS- TENITA. DIAGRAMA “TRANSFORMAÇÃO TEMPO TEMPERATURA" .. 4 1. Efeito da velocidade de esfriamento sobre a transformação da austenita.... 41 2. Transformação isotérmica. Curva TTT ou em C (também chamada em SJ. 42 3. Constituintes resultantes da transformação da austenita e seus característicos 45 4. Curvas TTT pera aços hipoeutetóides é hipereutetóides.. . 48 5. Transformação em resfriamento contínuo as 6. Efeito da secção da peça... 50 W — FATORES QUE AFETAM A POSIÇÃO DAS CURVAS DO DIAGRAMA TTT. ENDU- RECIBILIDADE OU TEMPERABILIDADE .. 53 1. Fatores que influem na posição de-curvas TTT. 53 2. Austenita retida ou residual. 82 3. Endurecibilidade ou temperabilidade e3 4. Avaliação da temperabilidade 84 5. Medida da temperabilidade 65 +5.1. Método de Grossmann. 65 “5.2. Método de Jominy 87 5.3. Ensaio “SAC”. 72 6. Fatores que afetam a temperabilidade 72 7. Importância prática da temperabilidade. Faixas de temperabilidade . 74 8. Novo método de traçado de curvas de resfriamento. n | — TRATAMENTO TÉRMICO DOS AÇOS. RECOZIMENTO, NORMALIZAÇÃO, TÊMPERA E REVENIDO; COALESCIMENTO 8 1. Introdução. 2. Fatores de influência nos tratamentos térmicas AÇOSE FERROS FUNDIDOS 2.1. Aquecimento. az 2.2. Tempo à temperatura de aquecimento 83 2.3. Resfriamento. as 2.4: Atmosfera do forno 86 3.4 Recozimento . 87 3.1. Recozimento total ou pierio. 82 3.2, Recozimento isotérmico ou cíclico. E 3. Recozimento para alívio de tensões 92 4. Recozimento em caixa . E 3.5. Esferoidização 93 “4. Normalização 93 5, Têmperô.... 95 6. Revenido 99 6.1. Fragilidade de revenido. 102 6.2. Transformação da austenita retida . 103 7. Coalescimento.... V — TÊMPERA SUPERFICIAL .. Introdução . Têmpera por chama . 107 Têmpera por indução. 109 Outros métodos de têmpera superfícia Revenido dos aços temperados superficialmente. Aços recomendados na têmpera superficial Conclusões NOM AL ví — AUSTÊMPERA, MARTÊMPERA E OUTROS TRATAMENTOS TÉRMICOS. 1 Austêmpera . 2, Martêmpera . 3. Endurecimento por precipitação. 'W — TRATAMENTOS TERMO-QUÍMICOS: CEMENTAÇÃO, NITRETAÇÃO, CIANETAÇÃO : E CARBO-NITRETRAÇÃO.. a 1, Definições 2 Cementação. Considerações gerais sobre a cementação. Cementação a alta temperatura .. Rleações fundamentais na cementação Processos de cementação 2.4.1. Cementação sólida ou em caixa. 2.4.2. Cementação a gás 2.4.3. Cementação líquida 2.5. Cementação sob vácuo... 2.6. Tratamentos térmicos na cementação. 3, Nitretação.. 3. Nitretação a gás. Nitretação líquida ou em banho de saí 3.3. Outros processos de nitretação líquida 3.4. lonitretação . 4. Cianetação. 5. Carbonitretação . 5.1. Nitrocarbonetação ferrítica 5.2. Sulfocarbonitretação gasosa. 1.8. - Boretação..... VII — PRÁTICA DOS TRATAMENTOS TÉRMICOS... 1. Generalidades. 2.1. Ferramentas e dispositivos manuais... 2.2: Meios de resfriamento 150 2.3, Côndições de aqueciment 151 2.4. Preservação da superfície .. 151 2.5. Avaliação da temperatura . 152 Atmosforas controladas - 4 AÇOSE FERROS FUNDIDOS “ 8.2. Aços ao tungstênio para acabamento... 8.3. Aços de alto carbono e baixo teor em liga 8.4. Aços semi-tópidos . 8.5. Aços grafíticos. 9. Aços para trabalho a frio 10. Aços para trabalho a quente. n- agos rápidos... Composição dos aços rápidos . Propriadades dos aços rápidos Estrutura, curvas de transformação isotérmica é tratamentos térmi- cos dos aços rápidos... 11.3.1, Tratamentos térmicos dos aços rápidos 348 11.3.2. Tratamento sub-zero . 11.3.3. Têmpeta para formação de bainita. 11.34. Nitretação dos aços rápidos 11.4. Aços rápidos fundidos... 17.5. Revestimentos duros em aços para ferramentas . XXI — AÇOS RESISTENTES AO DESGASTE ... 1. Introdução... 2. Aços-manganês austeníticos. 2.1. Tratamento térmico dos aços Hadfield 2.2. Adição de outros elementos de liga nos aços Hadfield 2.3. Característicos gerais dos aços-manganês tipo Hadfield . 3. Aços carbono-croma XXU — AÇOS RESISTENTES À CORROSÃO .... 1. Introdução 1.1. Corrosão atmosférics 1.2. Corrosão no solo.. 1.3. Corrosão na água doce . 1.4. Corrosão em água salgada. Principios da proteção à corrosão. Contribuição do cromo .. Fatores de que depende a passividade dos aços resistentes à corrosão. 4.1. Composição química 4.2. Condições de oxidação . 4.3. Suscetibilidade à corrosão localizada 4.4. Suscetibilidade à corrosão intergranular . 4.5. Outros fatores 5. Classificação e constituição dos aços inoxidáveis 5.1. Efeito do cromo 5.2. Efeito do níquel. 6. Aços inoxidáveis martensíticos. 6.1. Propriedades a aplicações. 08 6.2. Tratamentos térmicos. dos aços irá 7. aços inoxidáveis ferríticos 7.4. Propriedades e aplicações dos aços inoxidáveis ferríticos 7.2. Tiatamentos térmicos dos aços inoxidáveis ferríticos. B. Aços austeníticos .... dé... 8.1. Propriedades e empregos dos aços Inoxidáveis austeníticos . 8.2. Tretamentos térmicos dos aços inoxidáveis austaníticos 8.2.1. Solubilização . 8.2.2. Alívio de tensões. 8.2.3. Estabilização . 8.2.4. Tratamentos termo-químicos 9. Aços inoxidáveis endurecíveis por precipitaç: 10, Aços nitrônicos ... 11. Peças fundidas de aços resistentes à corrosão 12. Novos desenvolvimentos no campo dos aços inoxidáveis . ron inoxidáveis martensíticos idáveis martensítico: Xxill — AÇOS RESISTENTES AQ CALOR... 1. Introdução Wo 12 AÇOS E FERROS FUNDIDOS Resistência à corrosão e à oxidação a altas temperaturas . 491 Resistência à fluência ... Expansão térmica... 1.4. Estabilidade estrutural Elementos de liga nos aços resistentes ao calor Tipquas aços resistentes ao calar... AçoMndidos resistentes ao calor . Conefi 1. 1. 1. viva 404 405 407 414 415 sr XxIv — AÇÕS PARA FINS ELÉTRICOS E MAGNÉTICOS. 1. Introdução... 419 1.1. Magnetismo 419 12. Intensidade de um campo magnética ou força magnetizante 420 1.3. Intensidade de magnetização e indução magnética . 420 1.4. Intensidade de saturação 420 1.5. Pormeabilidade 42 1.6. Suscetibilidade. 42 2. Propriedades magnéticas da ma 42 21. Domínios ferromagnéticos 423 22. Curva de magnetização. 423 2.3. Característicos das curvas de magnetização 426 2.4, Arisotropia dos meterisis magnético; 426 2.5. Efeito de inclusões, fissuras e constituintes não-magnéticos 426 2.8. Influência da temperatura nas propriedades ferromagnéticas 426 2.7. Magnetoestricção 428 3. Metais e ligas pera a indústria elétrica . 429 3.1. Materiais imagneticamente moles . 430 3.2. Materiais com permeabilidade constante 435 3.3. Materiais para imãs permanentes... 437 XXV — AÇOS ULTRA-RESISTENTES E AÇOS CRIOGÊNICOS... 1. Introdução. ... 443 2. Aços ultra-resistentes . 443 2.1. Aços “maraging . 446 2.2. Conclusões. . 448 3. Aços criogênicos . . 449 3.1. Temperatura de transição... . 449 XXVI — AÇOS SINTERIZADOS. . 457 1. Introdução... . 457 2. Produção de peças sinterizadas de ferro e aço. . 457 2.1. Seleção de matéria prima . 457 22. Compressão. 23. Sinterização... 24. Recompressão ou calibragem 2.5. Acabamento... . 459 2.6, AMermativas do processo de fabricação de peças de ferro e aço...... 480 2.7. Forjado sinterizado.. . 461 .B. Considerações sobre O projeto de peças sinterizadas de aço.......... 464 a. Tipos de ferro 6 aço sinterizados, suas propriedades e eplicações .. . 465 XXVI — FERROS FUNDIDOS - GENERALIDADES... an 1. Introdução «am 2. Definições «am 3. Diagrama de equilíbrio Fe-C para a feixa correspondente aos ferros fundidos 472 4. Diagrama de equilibrio Fe-C-Si. 476 5. Fatores que influem na estrutura do ferro fundido . 478 5.1. Composição química.. .478 5.2. Velocidade de resfriamento . . 480 8 Componentes estruturais dos ferros fundidos . 482 7. Fatores outros que influem nos característicos de grafitização dos ferros fun- didos ... » 482 AÇOS E FERROS FUNDIDOS 13 XXVII — FERROS FUNDIDOS BRANCOS. 1. Introdução... 2. Efeito das elementos de liga 3. Tratamentos térmicos... 4. Aplicações típicas do ferro fundido branco ou coquilhado . XXIX — FERROS FUNDIDOS CINZENTOS... Introdução Classificação dos ferros fundidos cinzentos . Propriedades dos farros fundidos cinzento: Aplicações do ferro fundido cinzento .. Elementos de liga nos ferros fundidos cinzentos. Ferros fundidos ligados. 5.1. Efeitos dos elementos de liga. 5.2. Ferros fundidos cinzentos de baixo teor em liga. 5.3. Ferros fundidos de alto teor em liga Tratamentos térmicos dos ferros fundidos cinzentos 6.1. Alivio de tensões ou envelhecimento artificial . Recozimento... Normalização... Têmpera e revenidi Tratamentos isotérmicos 8.6, Endurecimento superficial. nbuin posa natim XXX — FERROS FUNDIDOS MALEÁVEIS.. 1. Introdução... 2. Processos de méleabilização .. 2.1. Maleabilização por descarbonetação 525 2.2, Maleabilização por grafitização 527 3. Propriedade do ferro fundido maleável 528 4. Maltável porlítico 529 5. Outros característicos dos ferros fundidos maleávei 532 8 Aplicações do ferro fundido maleável... XXX! — FERRO FUNDIDO DE GRAFITA COMPACTADA, 1. Introdução 2. Propriedades XXXi — FERROS FUNDIDOS DÚCTEIS OU NODULARES .... 1. Introdução .. 2. Processo de fabricação do ferto nodular 537 3. Tiatamentos-térmicos do ferro nodular . 539 3.1. Alívio de tensões . 539 3.2. Recozimento 539 3.3. Normalização. 540 3.4, Têmpera 6 revenido 540 3.5. Austêmpeta. 540 3.6. Tómpera superficial 540 4. Especificações é propriedades do ferro fundido nodutar 540 5. Ferro fundido nodular ligado 5.1. Aplicações... BIBLIOGRAFIA ÍNDICE ANALÍTICO ....  DEFINIÇÕES, DIAGRAMA DE EQUILÍBRIO FERRO-CARBONO 23 velocidades de resfriamento e aquecimento sejam extremamente ou infinitamente len- tas, então, ter-se-ia uma única'temperatura de equilíbrio e Ac e Ar coincidiriam com Ae tfig. 1). A faurg 1 indica também as transfórmações correspondentes ao “ponto Curie”. É importante assinalar, desde já, que a forma alotrópica gamá de ferro tem capa- cidade de dissolver uma apreciável quantidade de carbono, ao passo que o mesmo não ocorre com a forma alotrópica alfa, que só pode manter em solução quantidades míni- mas ou desprezíveis de carbono, como aliás se verá mais adiante. 3. Diagrama de equilíbrio Fe-C — É imprescindível para o conhecimento perfeito dos aços, o estudo do seu diagrama de equilíbrio. A figura 2 mostra o diagrama da liga binária Fe-C. para teores de carbono até 6,7%. Esse diagrama é geralmente repre- sentado até 6,7% de carbono, porque este elemento forma com o ferro o composto FesC que contém, aproximadamente, 6,7% de carbona. Por outro, lado, pouco ou nada se conhece acima desse teor; na realidade, acima de 4,0% a 4,5% de carbono, essas ligas apresentam pequena ou nenhuma importância comercial, 1600 D a T Liquido + Feô Ê 1538 — 0,53% / 4 009% 4 1394 | Líquido YZ Liquido 4) ratio — Líquido f ! % 4 . “on Austanita . f 200 “e Ca 2s%c ' Austanita trari y a. º 1000 E Ferrita f —s G| Austenita | Austenita + Fes , | 912 —— — "5 0,60 %c Temperatura Curie 770º S- 0,77 HC «oo | Forsita [7 tree) I— Farrode Fo G — sos | A | -=———— — Equilibria Ferro -Gratita Equilibrio FasC Temperatura, ºC 209 o + o o u o 40 «ss so eo 67 % Carbono Fig. 2 — Diagrama de equilibrio Fe-C  24 AÇOS E FERROS FUNDIDOS As considerações iniciais a serem feitas sobre o diagrama Fe-C são as seguintes: — O referido diagrama corresponde a liga binária Fe-C apenas: os aços comer- ciais, entretanto, não são de fato ligas binárias, pois neles estão presentes sempre ele- mentos residuais devido aos processos de fabricação, tais como fósforo, enxofre, silício e manganês. A presença desses elementos nos teores normais pouco afeta, contudo, o diagrama Fe-C. — À parte superior do diagrama, em torno do ponto A, mostra uma reação de natureza especial, chamada peritética, a qual entretanto, não apresenta qualquer impor- tância comercial. — O diagrama equilíbrio Fe-C é de fato, um diagrama Fe-Fes€, visto que a extremida- de direita do mesmo corresponde a 6,7% de carbono que é a composição do carbone- to de ferro Fes€. Por outro lado, não se trata a rigor de diagrama de equilíbrio estável. De fato, se assim fosse, não deveria ocorrer qualquer mudança de fase com o tempo; verificou-se, entretanto, que, mesmo em ligas Fe-C relativamente puras (isto é, com bai- xo teor de elementos residuais) mantidas durante anos a temperaturas elevadas (da or- dem de 700ºC) o FesC pode-se decompor em ferro e carbono, este último na forma de grafita?. Rigorosamente, pois, o diagrama da figura 2 deve ser considerado de egui- líbrio metaestável; O equilíbrio estável Fe-grafita no diagrama da figura 2 é representado pelas linha pontilhadas, logo acima das linhas PSK, SE e ECF. — O ponto A corresponde ao ponto de fusão do ferro puro, isto é, 1538ºC e o ponto 2, ainda impreciso, ao ponto de fusão do FesC. — A parte superior do diagrama, constituída pelas linhas AC, CD, AE e ECF cor- responde às reações que ocorrem na passagem do estado líquido ao Sólido; examinan- do-se agora a parte inferior do diagrama, constituída pelas linhas GS, SE e PSK, verifica-se sua semelhança com a porção superior. Essa parte do diagrama corresponde às rea- ções que ocorrem no estado sólido. — O ponto €, na porção superior do diagrama, a 1148ºC, indica a presença de um figa eutética, com 4,3% de carbono que é, portanto, a de mais baixo ponto de fusão ou solidificação. - — Existe correspondência visível entre os pontos € e S, este último da porção inferior do diagrama. Por esse motivo, o ponto S é chamado ponto eutetóide. Como se vê, S corresponde a 0,77% de carbono; as ligas com essa composição são chamadas eutetóides. — O ferro puro, como se sabe, apresenta-se até 912ºC sob a forma alotrópica alfa (a) e a partir de 912º€C até 1394ºC no estado alotrópico gama ty). Essas formas alotrópicas se caracterizam por possuirem reticulados cristalinos diferentes: o ferro a, reticulado cúbico de corpo centrado e o ferro y, reticulado cúbico de face centrada. À principal consequência desse fato, de grande importância prática nos tratamentos tér- micos das ligas ferro-carbono, é a seguinte: o ferro gama pode manter em solução o carbono, ao passo que o ferro alfa não(*). A solução sólida do carbono do ferro y é charada austenita. Esse constituinte, portanto, no diagrama de equilíbrio Fe-C, somente aparece a temperaturas elevadas. — Entretanto, a solubilidade do carbono no ferro gama não é limitada. Ela é máxi- ma a 1148ºC e corresponde a 2,11% de carbono. À medida que cai a temperatura a partir de 1148ºC€, a quantidade de carbono solúvel no ferro gama torna-se cada vez me- nor, até que a 727ºC€ ela é de apenas 0,77%. No diagrama da figura 2 esse fato é indi- cado pela linha SECF. Assim, na faixa compreendida entre a linha SECF e a linha SK estão presentes duas fases: ferro gama e carbono, o primeiro sob a forma de austenita e o segundo sob a forma de carboneto de ferro (chamado de cementita). — Por outro lado, o carbono afeta a temperatura de transformação alotrópica ga- ("Na realidade, o ferro alfã pode manter em solução uma pequena quantidade de carbono 10,008% à temperatura ambiente), tão pequena, entretanto, que pode ser desprezada em primeira aproximação. DEFINIÇÕES. DIAGRAMA DE EQUILÍBRIO FERRO-CARBONO 25 ma-alfa no resfriamento te, portanto, a temperatura de existência da austenita): o au- mento de carbono, a partir de 0%, abaixa paulatinamente a temperatura dessa trans- formação até que, para 0,77 de carbono, ela é de 727ºC. Abaixo de 727ºC, nas condi- ções de esfriamento muito lento para o diagrama normal Fe-C, em nenhuma hipótese, existirá ferro gama ou austenita, No diagrama da figura 2, tal fato é indicado pela linha PSK, Entre teores de carbono muito baixos e 0,77% de carbono (ponto S) não só ocorre abaixamento da temperatura de transformação alotrópica gama-alfa, como também se verifica a existência simultânea das duas fases — gama ou austenita e alfa. Isso signifi- ca que, para os teores de carbono muito baixos até 0,77% de carbono, a transformação gama-alfa, com a queda de temperatura, é paulatina e não instantânea e somente a 727ºC ela se processa instantaneamente. A linha GS marca, portanto, o início da trans- formação do ferro gama em ferro-alfa e a linha PS o seu fim: entre GS e PS existem simultaneamente as duas fases gama e alfa. — O teor de 2,11% de carbono, correspondente ao ponto E, é adotado com sepa- ração teórica entre os dois principais produtos siderúrgicos: aços — teores carbono até 2,11%; ferros fundidos — teores de carbono acima de 211%. — A solubilidade do carbono em ferro alfa não é de fato nula. À temperatura am- biente, cerca de 0,008% de carbono se dissolve no ferro alfa e essa quantidade au- menta com a temperatura até que a727ºC, 0,02% de carbono podem se dissolver no ferro alta, Dessa temperatura até 912ºC, há decréscimo novamente da solubilidade só- lida do carbono no ferro alfa. Esses fatos são representados no gráfico da figura 2 pela linha OP e PG. Devido a essa solubilidade sólida do carbono no ferro alfa, costuma-se muitas vezes considerar como aços as ligas de ferro-carbono com carbono de 0,008% até aproximadamente 2,11%. Até 0,008% de carbono, o produto siderúrgico seria cha- mado ferro comercialmente puro. — À linha GS que, no resfriamento, indica o início da passagem do ferro gama a ferro aifa é representada pela letra A3; a linha PSK, abaixo da qual não pode existir ferro gama, é representada por Ai; a linha ES, indicativa da solubilidade máxima do car- bono no tado gama, é representada por Acm. Essas linhas são chamadas também linhas de transformação, porque ao serem atingidas, quer no esfriamento, quero aquecimen- to, têm início ou terminam importantes transformações estruturais no estado sólido. A zona limitada por essas linhas é, por esffa mesma razão, chamada de zona crítica (*). — Em resumo: entre as linhas AG, GS, SE e EA, a fase sólida que está presente é austenita; entre as linhas GQ, GP e PQ, a fase sólida presente é ferro alfa (também chamado ferrita); entre as linhas GS, GP e PS de um lado e SE, ECF e SK de outro, existe mais de uma fase sólida em processo de transformação; e abaixo da linha PSK até a temperatura ambiente, estão presentes as fases sólidas resultantes das transtor- mações verificadas na zona crítica e formadas em caráter definitivo. Como se processam essas transformações e quais as fases, resultantes no caso das ligas até 2,11% de carbono? Esse estudo é facilitado, ampliando-se, no diagrama da figura 2, a escala da zona correspondente aos aços (fig. 3). 371, Transformações que ocorrem entre O e 2,11% de carbono — Os aços com 0,77% de carbono são chamados eutetóides: os que apresentam carbono abaixo de 0,77% são chamados hipoeutetóides e os que apresentam carbono entre 0,77% e 2.11% são chamados hipereutetóides. (*) A maioria das obras de metalurgia faz distinção ente as linhas de transformação para esfriamento lento é para aquecimento lento porque de fato, sobretudo em torno da “transformação eutetóide”, verifica-se um deslocamento das linhas 43, A é A.m para cima da posição média de equilíbrio no ca- so de aquecimento, e para baixo no caso de esfriamento, como está indicado na figura 12. 28 AÇOS E FERROS FUNDIDOS À medida, pois, que o esfriamento prossegue, verifica-se contínua separação da cementita e a austenita restante percorre a linha ES empobrecendo-se constantemente em carbono. Fig. 4 — Aspecto micrográfico da perita. Ataque com reativo de nital em aço eutetóide esfriado lentamente. Ampliação: 1.000 vezes. Nota-se a estrutura lamelar, as linhas escuras representando a cementita e as linhas brancas a ferrita, a qual, na realidade, é uma fase contínua no fundo. Com pequenas ampliações, da ordem de 100 ou 200 vezes, a presença do constituinte perlita é evidenciada por uma área escura, visto que a constituição lamelar não é visível com esses aumentos. Fig. 5 — Aspecto microgrático de um aço hipoeutetóide estriado lentamente. Ataque: reativo de nital. Ampliação: 200 vezes. Às áreas brancas são de ferrita e as áreas escuras são de perlita, cuja estrutura lamelar não é evidenciada por se tratar de ampliação relativamente pequena. DEFINIÇÕES. DIAGRAMA DE EQUILÍBRIO FERRO-CARBONO 29 Ao atingir-se, no esfriamento, a temperatura de 727ºC, tem-se de um lado FesC e de outro austenita com composição equivalente ao ponto eutetóide, isto é, 0,77% de carbono. Neste momento, todo o ferro gama passa brusca e repentinamente a alfa A a austenita restante adquire a forma lamelar da perlita. Assim, abaixo de 727ºC, até a temperatura ambiente, os aços hipereutetóides serão constituídos de periita e cementita (fig. 6). Fig. 6 — Aspecto micrográfico de um aço hinereutetóide esfriado lentamente. Ataque: reativo de picral. Ampliação: 200 vezes. A cementita está disposta em torno dos grãos de perlita, formando uma rede. Também aqui, aplicando-se a “regra da alavanca”, ter-se-á a composição estrutu- ral seguinte: % de cementita (chamada proeutetóide) = 100 X 430 — 0,77 90% 6,67 — 0,77 % de perita = 100 x 8.67 — 130 910% 6,67 — 0,77 Finalmente um aço eutetóide, depois de inteiramente solidificado, não sofrerá qual- quer transformação até atingir a temperatura de 727ºC, momento em que toda a aus- tenita passará bruscamente a perlita. Nessas condições, um aço com composição cor- respondente exatamente à do ponto eutetóide será constituído à temperatura ambiente exclusivamente de perita (fig. 4). A composição estrutural da perlita, determinada pela “regra da alavanca”, é a seguinte: % de ferrita = 100 x 8:67 — 0.77 — ga,5% 687-0 % de cementita = 100 X 077 O — 5% 667-0 Em resumo, a constituição estrutural à temperatura ambiente das ligas ferro-car- bono de 0% até 2,11% de carbono, esfriadas lentamente a partir de temperaturas acima da zona crítica, é a seguinte: — ferro comercialmente puro — ferrita — agos hipoeutetóides (até 0,77% de C) — ferrita e perlita — aços eutetóides (0,77% de C) — perlita — agos hipereuter íides (0,77 a 211% C) — perlita e cementita 30 AÇOS E FERROS FUNDIDOS Os aços hipoeutetóides apresentarão tanto maior quantidade de ferrita quanto me- nos carbono contiverem e os aços hipereutetóides tanto maior quantidade de cementi- ta quanto mais se aproximarem do teor 2,11% de carbono. As figuras 7 e 8 mostram alguns outros aspectos micrográficos de ligas Fe-C. A primeira (fig. 7) refere-se a ferro comercialmente puro e a segunda (fig. 8) a aço hipoeu- tetóide com aproximadamente 0,3% de carbono. Fig. 7 — Aspecto micrográfico de ferro comercialmente puro. Ataque: reativo de água régia. Ampliação: 200 vezes, Fig. 8 — Aspecto micrográfico de aço hipoeutetóide com aproximadamente 0,3% de carbono: Ataque: reativo de nital. Ampliação: 200 vezes. DEFINIÇÕES, DIAGRAMA DE EQUILÍBRIO FERRO-CARBONO 33 tamelas e esta, por sua vez, da velocidade de sua formação. A sua espessura é, entre- tanto, limitada pela distância através da qual o carbono, no tempo disponível, se difunde. Outro fato importante a ressaltar é q seguinte: num aço hipoeutetóide, com teor de carbono, portanto, inferior a 0,77%, o resultado do resfriamento lento é, como-se viu, a formação de uma certa quantidade de ferrita (chamada primária ou proeutetóide) até qua a austenita remanescente se transforme em perlita. Assim a estrutura resultan- te contém quantidades de ferrita e perlita que podem ser previstas, A distribuição des- ses microconstituintes depende do tamanho de grão de austenita, porque a nucleação da territa primária ocorre nos contornos dos grãos. O mesmo pode ser dito em relação à cementita primária, se 0 aço for hipereutetóide. A ferrita forma um “rendilhado” nos contornos de grãos de austenita, em cujo interior se forma a perita. Se o resfriamento, entretanto, se acelerar, de modo a se atingir uma temperatura mais baixa antés que ocorra nucleação da ferrita primária, a perlita pode se formar até com teores de carbono da ordem de 0,4%, o que pode ser compreendido pelo exame da fig. 10. De fato, considere-se um aço com teor de carbono dado pela reta S, sendo na figura, E o ponto eutetóide. Acima de T;, a fase estável é a austenita: de T; a Tg existe equilíbrio entre a austenita e ferrita; entre Ta e Te: a cementita é menos estável do que a austenita e, portanto, não pode nuclear a partir dela; assim, forma-se ferrita até que a composição da austenita cruze a linha EC”, linha essa que define as condições para a cementita estar em equilíbrio com a austenita. Se a temperatura estiver abaixo de Te, a cementita pode nuclear imediatamente e então se forma a perlita, a qual, desse modo, terá mais ferrita e menos cementita do que rigorosamente deveria ter (ou -seja do que a perita eutetóide que teoricamente deveria ter-se formado) e será mais mole. Temperatoro Fig. 10 — Limite para formação da perlita. Devido aos característicos mecânicos dos constituintes dos aços, as proprieda- des mecânicas destes quando estriados lentamente, variam de acordo com a proporção daqueles constituintes. Assim, ferro comercialmente puro, constituído só de ferrita, apresenta-se mole, dúctil, pouco resistente à tração e com alta resistência ao choque; à medida que o teor de carbono cresce, aumentam os valores representativos da resis- tência mecânica, isto é, O limite de escoamento, o limite de resistência à tração e a du- reza, ao passo que caem os valores relativos à ductilidade, como alongamento, estric- ção e resistência ao choque, A Tabela 1º dá valores obtidos para algumas propriedades mecânicas, em função do teor de carbono de aços ne estado-recozido, isto é, esfriados lentamente de temperaturas acima da zona crítica.  3 AÇOS E FERROS FUNDIDOS TABELA 1 Propriedades mecânicas de aços esfriados lentamente em função do teor de carbono Limito de Limite de escoamento resistência | Alongamento | poricção Dureza Carbono à tração em 2 ba Brno kgtimem? | MPa | kotimm? | mpa 0,01 125 | 125 | 285 | 275 47 n so 0,20 250 | 250 | 41,5 | 405 37 sa 115 0.40 310 | 300 | 525 | 515 30 as 145 0,80 350 | 340 | 670 | 660 23 33 190 0,80 365 | 355 | 80,5 | 785 15 22 220 1.00 365 | 355 | 755 | 745 22 26 195 1.20 360 | 350 | 71,5 | 705 2 39 200 1,40 350 | 340 | 69,5 | 685 19 25 215 Postos em gráficos os valores do limite de resistência à tração, do alongamento e da dureza Brinell que são os dados mais representativos das propriedades mecânicas dos metais, pode-se obter três curvas médias, como está indicado na figura 11, que nos mostra, de um modo mais nítido, a influência do teor de carbono sobre as propriedades mecânicas dos aços esfriados lentamente. Verifica-se que as curvas de dureza Brinell e de resistência à tração são aproximadamente paralelas. Evidentemente, as três curvas podem sofrer deslocamentos sensíveis para valores superiores e inferiores, pois outros fatores, além do teor de carbono, entram em jogo também. Esse fato é indicado na figu- ra 11 pelas áreas achuradas. so 200] katima? É mo) É to É “ro à la ê x z 3 Rs s El ae Ê FR á wa a —- É E jêo Ê ê 2 5 z x el q z ao! oa 5 az da dE o 15 1Z TA : TEOR DE CARBONO, % Fig. 11 — Influência do teor de carbono sobre es propriedades de aços-carbono esfriados lentamente. DEFINIÇÕES. DIAGRAMA DE EQUILÍBRIO FERRO-CARBONO 3 A curva relativa aos limites de resistência à tração mostra que os máximos valo- res para essa propriedade obtêm-se logo acima da composição eutetóide, permanecen- do os mesmos a seguir praticamente constantes e podendo mesmo sofrer uma certa queda. Tal fata compreende-se facilmente, pois basta lembrar que, devido aos seus ca- racterísticos próprios, a estrutura perlítica é a mais resistente das que os aços esfriados lentamente apresentam; havendo cementita envolvendo grãos de perlita e sendo a ce- mentita um constituinte de grande dureza, é de esperar que haja um aumento da resis- tência nos aços hipereutetóides; esse aumento, entretanto, não é muito sensível, como a curva mostra, visto que a própria alta dureza e consequentemente excessiva fragilida- de de cementita podem, após uma certa quantidade, afetar desfavoravelmente a resis- tência mecânica do aço. Devido à influência do carbono sobre a dureza do aço, costuma-se considerar os seguintes tipos de aços-carbono: — aços doces — com carbono entre 0,15% e 0,25% — aços meio-duros — com carbono entre 0,25% e 0,50% — aços duros — com carbono entre 0,50% e 1,40% Alguns autores subdividem ainda essa classificação: — aço extradoce — com carbono inferior a 0,15% — aço doce — com carbono entre 0,15% e 0,30% — aço meio-doce — com carbano entre 0,30% e 0,40% — aço meio-duro — com carbono entre 0,40% e 0,60% — aço extraduro — com carbono entre 0,70% é 1,20% 5. Efeito do esfriamento e do aquecimento sobre a posição das linhas de transtor- mação — Os diagramas vistos (figs. 2 e 3) e as transformações que foram analisadas são para esfriamento lento; para aquecimento lento, as mesmas transformações ocor- rem em sentido inverso; entretanto, a posição das linhas críticas é ligeiramente diferen- te À figura 12 mostra os deslocamentos que ocorrem às temperaturas prováveis de equi- Vbrio, nas condições práticas de aquecimento e esfriamento. As designações A, e 4, são, como se viu, originadas de: c = “chauffage”, para ciclos normais de aquecimento. r = “refroidissement”, para ciclos normais de esfriamento. seo dh seo p 4 080 ft th q hr vo f- ANNE fer Eos NA % Aro AN A za As Ra HW Me, ODE EDDSSEW YE 4 Topo A==0|— 4 zoo IT dar, o qe O 26 8 0 da “ea X coróeno Fig. 12 — Influência do aquecimento é estriamento sobre as temperaturas de transformação na liga Fe-C. 38 AÇOS E FERROS FUNDIDOS o Ma y;. oO 2 a 8 8 mw te ste tir Já de elemento de fi Fig. 14 — Influência dos elementos de liga sobre o teor de carbono e a temperatura do eutetóide. ASPO | Meo Ao Laço st00 = o E GE a Ca) ao = g SR RA 06 49 16 E 24 TE To O GE AS RETO TO 75 7O 06 Tê a Gortbomo Fig. 15 — Efeito de certos elementos de liga sobre o campo austenítico,  DEFINIÇÕES. DIAGRAMA DE EQUILÍBRIO FERRO-CARBONO 3 no que se refere à influência sobre a temperatura do eutetóide; quanto à influência so- bre o teor de carbono do eutetóide, a tendência é idêntica à do manganês. Todos eles, como se vê, com exceção do manganês, contraem o compo austenítico, tendendo a tornar o aço quase que inteiramente ferrítico. Convém observar que essa propriedade de certos elementos de liga, camo 0 Mn, o CroMo o Si o Ni, o Ti etc. de produzirem uma estrutura eutetóide apresentando um teor de carbono comparativamente baixo é muito importante. De fato, a liga eutetói- de é de grande resistência mecânica; como a dureza e a fragilidade crescem com a por- centagem de FesC, é evidente que se se puder obter uma estrutura resistente, inteira- mente períítica, mediante introdução de elementos de liga num aço com menor teor de carbono, essa estrutura será também mais mole e menos frágil, ou seja, mais tenaz do que a estrutura semelhante num aço-carbono comum. EFEITO DA VELOCIDADE DE ESFRIAMENTO SOBRE A TRANSFORMAÇÃO DA AUSTENITA, DIAGRAMA “TRANSFORMAÇÃO-TEMPO TEMPERATURA” 1. Efeito da velocidade de esfriamento sobre a transformação da austenita — O diagrama de equilíbrio estudado e, portanto, a localização da zona crítica como aparece nas figuras 2 e 3, são para condições de esfriamento muito lento. Os constituintes re- sultantes da transformação da austenita — ferrita, cementita e perlita — de acordo com sua quantidade relativa, permitem uma variação nas propriedades mecânicas dos aços, conforme se pôde observar nas curvas da figura 11. Esse efeito dos constituintes obti- dos pela decomposição lenta da austenita sobre as propriedades mecânicas dos aços, embora apreciável, está longe de se comparar, entretanto, ao efeito que pode ser con-- seguido pelo rápido esfriamento da austenita. De fato, a formação da ferrita e da cementita — consequentemente da perlita — exige a mudança do reticulado cristalino do ferro, assim como o movimento de áto- mos, por difusão, através da austenita sólida; tais modificações levam tempo. Em con- seqiencia, se for aumentada a velocidade de esfriamento da austenita, ou seja se O aço for esfriado mais rapidamente, não haverá tempo suficiente para uma completa mo- vimentação atômica e as reações de transformação da austenita se modificam, poden- do mesmo deixar de formar-se os constituintes normais — como a perlita — e surgirem novos constituintes de grande importância para a aplicação dos aços. Pode-se exprimir tais fatos, quando se aumenta a velocidade de esfriamento da austenita no diagrama Fe-C, como resultado numa alteração de posição da zona crítica, traduzida pelo gradual abaixamento das linhas de transformação As e Ay, O qual pode atingir a centenas de graus. A rigor, o que se verifica não é um rebaixamento da zona crítica, mas sim um atraso no início das transformações, devido a uma inércia própria de certos fenômenos físicos. Seja um aço eutetóide. Esse aço apresenta uma única temperatura crítica a 727ºC (A; e Ay se confundem). Abaíxo dessa temperatura tem-se só perlita, em condições de esfriamento extremamente lento. Com velocidades de esfriamento cada vez maio- res, a temperatura crítica de transformação — que seria nesse caso indicada por Ar — é cada vez mais baixa. O produto que resulta da transformação nessas condições, até uma certa velocidade de esfriamento, ainda é perlita, com caractetísticos estrutu- rais e propriedades que dependem, contudo, da velocidade de esfriamento. Ao se atin- gir uma certa velocidade, a uma temperatura mais baixa, aparece junto com a prece- dente, uma nova transformação, dando origem a um constituinte completamente dife- rente — a “martensita”, Dentro de uma certa faixa de velocidade de esfriamento há, portanto, formação simultânea de dois constituintes — perlita e martensita. Finalmente, para uma certa velocidade de esfriamento, desaparece inteiramente a primeira transfor- mação e cessa, portanto, a formação da perlita; permanece só a segunda transforma- ção, tendo como produto resultante a martensita. A velocidade de esfriamento em que isso acontece dá-se o nome de velocidade crítica de estriamento, de grande importân- cia no estudo dos tratamentos térmicos dos aços, como se verá mais adiante. Em resu- 44 AÇOS E FERROS FUNDIDOS de perlita e para fim de transformação o ponto correspondente à formação de 99,5% de perlita. Tem-se assim no diagrama uma série de pontos de início e de fim de transforma- ção, os quais ligados entre si originam duas curvas com a forma C (fig. 18). Essas cur- vas são chamadas “em C” ou “TFT” (tempo-temperatura-transformação). São também chamadas “em S”, devido à forma que as primeiras curvas determinadas por Davenport e Bain apresentavam. Estudos posteriores modificaram sua forma, que se aproxima mais de um € soo | h “ / o hafo jo é 800 Lépestoa “PRE, J8faor 1 ELISA EA BISA EA 875 Segundos: Mino tes —— Horas — emo em escoto foparriímica Fig. 18 — Representação esquemática do diagrama de transformação isotérmica de um aço eutetóide. O exame dessas curvas, para o aço eutetóide em estudo, revela o seguinte: ay a linha horizontal, na parte superior do diagrama, representa a linha interior da zona crítica, isto é a linha A; à temperatura de 727ºC; bj a linha em forma de C marcada ! define o tempo necessário para que a transformação da austenita em perlita se inicie: c) a linha também em forma de C e marcada F define o tempo necessário para que a transtor- mação da austenita em perlita se complete; EFEITO DA VELOCIDADE DE ESFRIAMENTO DA TRANSFORMAÇÃO DA AUSTENITA 4s di a transformação demora para se iniciar e para se complementar, à temperatura logo abaixo da crítica: em outras palavras, a velocidade de transformação é baixa inicialmente; e) a demora para a transformação se iniciar e se completar é cada vez menor à medida que decresce a temperatura, até que, a cerca de 550ºC, tem-se o mais rápido início de transformação; fi abaixo de 550ºC, aumenta novamente o tempo para que a transformação se inicie, ao mes- mo tempo que a velocidade de transformação decresce: 9) finalmente, à temperatura de cerca de 200ºC, a linha M; é mais abaixo da linha M indicam o aparecimento de outro tipo de transformação, a qual tem lugar instantaneamente, indepen- dente, portanto, do tempo. A faixa de temperaturas entre as quais ocorre essa transformação, totalmente diferente da indicada pelas curvas em C, é de Mi a Mf. Assim, a cerca de 200ºC, um novo constituinte, chamado martensita e cujos característicos serão vistos mais adiante, aparece instantaneamente, em porcentagens crescentes, a partir de M, até constituir, à tempe- ratura correspondente a My, a totalidade do produto de transformação(*). A formação de mar- tensita, em forma de agulhas, como se verá posteriormente, através de uma reação chamada comumente de “reação martensitica” dá-se por cisalhamento em certas regiões do cristal do constituinte original e não depende de um movimento extenso de átomos, como nos fenôme- nos de difusão. 3. Constituintes resultantes da transformação da austenita e seus característicos — Os constituintes resultantes da transtormação da austenita nas diferentes faixas de temperaturas aparecem na seguinte sequência: a) Logo abaixo de Ay, zona em que a velocidade de transformação é muito baixa, forma-se perli- ta lametar, de granulação grosseira e de baixa dureza (Rockwell C de 5 a 20) b) à medida que a temperatura cai, nas proximidades do cotovelo da curva, em torno de 550ºC, a perlita que se forma adquire textura cada vez mais fina e dureza cada vez mais elevada, Rock- well C de 30 a 40, ou cerca de 400 Brinell. Para diferenciá-lo de perita lamelar normal, esse constituinte é chamado de pertita fina lo termo antigo usado para designá-lo é troostita). É a forma mais dura da perlita e a que apresenta as lamelas mais finas. A espessura das lamelas é tão pequena, que dificilmente elas são perceptíveis ao microscópio; e) à temperatura entre 550ºC e 200ºC, novamente há necessidade de um tempo mais longo para se iniciar a temperatura da austenita. Nessa faixa de temperaturas o produto de transfor- mação resultante varia de aspecto, desde um agregado de ferrita em forma de pena e carboneto de ferro muito fino, em torno de 450ºC, até um constituinte em forma de agulhas com colora- ção escura (em tarno de 200ºC). Todas essas estruturas são hoje designadas com a nome de bainita(**) e sua dureza varia de 40 a 60 Rockwell C; d) finalmente, na faixa de temperaturas de M; tem torno de 200ºC) a My tem torno de 100ºC) forma-se um constituinte novo, totalmente diverso dos anteriores, cuja formação depende ex- clusivamente da temperatura — a martensita. Sua aparência é forma são semelhantes às da bainita, isto é apresenta-se em agulhas, mas com coloração mais clara. Devido à esse aspecto é frequentemente chamada acicutar. A verdadeira natureza da martensita não foi convenientemente explicada durante muito tempo. Sabendo-se que a estrutura martensiítica dos aços temperados é magné- tica, chega-se à conclusão que o reticulado da martensita assemelha-se ao do ferro al- fa. Por outro lado, ficou provado experimentalmente, desde há muito tempo”, que a re- sistividade elétrica da martensita é consideravelmente mais alta que a dos conglomera- dos ferrita-cementita, qualquer que seja o seu grau de dispersão. Como valores eleva- dos de resistividade elétrica são característicos de soluções sólidas, poderia parecer que a martensita seria uma solução sólida de carbono no ferro alfa, que, por sua vez, como se sabe, só dissolve quantidades mínimas de carbono. Tais aparentes contradições, por longo tempo, levantaram dúvidas quanto à natureza da martensita. Atualmente, entre- tanto, admite-se definitivamente a formação da martensita como uma reação por cisa- lhamento, através de planos cristalográficos, de modo tão rápido que não pode ser evi- (*) A rigor, a formação da Pnartensita não deveria ser representada no diagrama de transformação iso- térmica, pois independe do tempo, isto é, essa formação se dá com a queda da temperatura, prosse- que à medida que esta cai, mas estaciona se ela é mantida constantemente. (**) Em homenagem a EC. Bain. 46 AÇOS E FERROS FUNDIDOS tada mesmo por resfriamento rápido. Este resfriamento rápido transforma em alfa a for- ma alotrópica do ferro, a qual retém as lâminas estreitas e alongadas de austenita pro- venientes do cisalhamento, as quais são realmente lâminas de martensita que se apre- sentam, em microsecções, com o aspecto de agulhas longas e finas. Desenvolvem-se, como se deveria esperar, tensões internas apreciáveis. A martensita apresenta um reticulado tetragonal e sua dureza é muito elevada, podendo atingir 65 a 67 Rockwell C. Em vista do exposto, essa alta dureza da martensi- ta pode ser atribuída entre outros, aos seguintes fatores: — precipitação de particulas submicroscópicas de carboneto de ferro da solução sólida gema e retenção dessas partículas na forma de uma solução sólida supersaturada no reticulado do ferro alfa (formado no esfriamento) onde atuam como espécies de "chavetas', impedindo o es- corregamento; — distorção do reticulado; — tensões internas; — tamanho de grão muita pequeno. 4. Curvas TTT para aços hipoeutetóides e hipereutetóides — Os aços que não os eutetóides apresentam curvas em “C” diferentes; nota-se nelas, em primeiro lugar, mais uma linha horizontal — A; (fig. 19 e fig. 20), a qual representa a temperatura críti- ca superior. A figura 1909 é a curva em C para um aço hipoeutetóide e nela pode ser verificado também o aparecimento de outra linha indicada por Fi. Essa linha indica a separação inicial da ferrita quando o aço entra, durante o esfriamento lento, na zona crítica. A figura 20 é para um aço hipereutetóide e nela se nota também uma linha idên- tica à da figura anterior, designada agora por C;, indicando a separação inicial da ce- mentita quando esse aço penetra, no esfriamento, na zona crítica. “Ooo Poe — Mesreriso Ne Ss 9 8 Y S Femperotora, 3 00 200 |- “oo | Lrtivlosgoa dans (2H B NINA ESA RAE AS te Segundos Miivotos — qa toras — TEMPO EM ESCALA LOCARÍTAICA Fig. 19 — Diagrama de transtormação isotórmica para um aço hipoeutetóide, EFEITO DA VELOCIDADE DE ESFRIAMENTO DA TRANSFORMAÇÃO DA AUSTENITA 49 resfriamento adotada sbja'tal que a curva correspondente evite ou tangencie o “joelho” da qurva de início de transformação. Tais fatos ficam mais claros, ao examinar os exemplos indicados na Fig. 23 relati- vos a vários velocidades de resfriamento. A figura permite também comprovar a impor- tância do diagrama de resfriamento contínuo na determinação das estruturas é proprie- dades que resultam quando os aços, depois de aquecidos, são submetidos a diferentes velocidades de resfriamento. 600 500 400 Temperatura € 300 £00 100 Tempo em segundos (escala logariimica) Fig. 23 — Representação esquemática da superposição de curvas de esfriamento no diagrama de transformação para resfriamento contínuo. Do exame da Fig. 23, podem ser extraídas as seguintes conclusões: um aço es- friado muito lentamente, no forno por exemplo icurva A), começa a se transformar em perlita ao atingir o ponto A; e ao atingir o ponto Ay é inteiramente constituído de perlita. Essa perlita é de granulação grosseira e apresenta baixa dureza; logo, aços esfriados muito lentamente apresentam, à temperatura ambiente, o constituinte perlita grosseira e são de baixa dureza. Com esfriamento mais rápido, ao ar por exemplo (curva 8), 0 aço apresentará per- lita mais fina, com dureza mais elevada. Com velocidade de esfriamento maior, em óleo (curva C), a transformação iniciada em C; e terminada em €, dá como constituinte perli- ta mais fina ainda, com dureza maior. Com resfriamento ainda mais rápido (curva D) verifica-se que o início de transformação se dá no ponto D;. A velocidade de esfriamen- to agora é tal que a curva de esfriamento- não toca na curva de fim de transformação, de modo que a transformação em perlita apenas se inicia, interrompendo-se em segui- da e ao atingir o ponto D,,, a austenita que não se transformou passa a martensita, cuja formação termina em Dj. À estrutura resultante dessa velocidade de esfriamento é simultaneamente perlita e martensita. t Com esfriamento muito rápido (curva F), em água, verifica-se que a curva de es- friamento não toca a curva de transformação, de modo que não há transformação da so AÇOS E FERROS FUNDIDOS austenita em produto lamelar, mas simplesmente passagem a martensita, quando, no esfriamento, são atingidas as temperaturas correspondentes a M; e M;. Logo, os aços esfriados mais rapidamente são os mais duros. Pode-se notar que há uma velocidade de esfriamento à qual corresponde uma curva de esfriamento que tangencia a. curva C de início de transformação para esfriamento contínuo. A essa velocidade de esfriamento chama-se velocidade de têmpera e ela indi- ca que é desnecessário esfriar-se o aço mais rapidamente para que se produza estrutu- ra martensítica. Pode-se, pois, definir a velocidade crítica de esfriamento (ou de têmpe- ray como “a menor velocidade de estriamento que produzirá estrutura inteiramente mar- tensítica”. A velocidade de esfriamento e, em última análise, o tipo de tratamento térmico será, portanto, escolhido de acordo com a estrutura e as propriedades que se desejam. Assim, quando se visa obter a máxima dureza, deve-se procurar produzir a estrutura martensítica, isto é, escolher um tratamento térmico com esfriamento rápido. Quando se visa o mínimo de dureza, é necessária estrutura perlitica, ou seja, esfriamento lento. A consideração da velocidade de esfriamento muito baixa, para obtenção da es- trutura perlítica ou muito aita, para obtenção da estrutura martensítica, é válida para todo aço que apresentar uma curva TTT idêntica à vista atrás. Ver-se-á mais adiante que a posição dessas curvas pode ser grandemente modificada por inúmeros fatores, verificando-se então que a estrutura martensítica pode ser obtida com velocidades de esfriamento relativamente baixas. Por outro lado, velocidades maiores de esfriamento podem ocasionar consequên- cias sérias, como tensões internas excessivas, empenamentos das peças e até mesmo aparecimento de fissuras. Isso signífica que, ou devem ser sacrificadas as propriedades finais do aço mediante um tratamento térmico com esfriamento menos drástico, ou se deve procurar um aço que possibilite obtenção da máxima dureza com menor velocida- de de esfriamento. Finalmente, resta notar que para aços com diagrama semelhante ao das figuras 19 ou 20, não há uma curva de esfriamento que permita a formação da bainita. De fato, como se verá mais adiante, a bainita só é obtida em tratamento isotérmico, isto é, trata- mento em que o esfriamento é interrompido na temperatura correspondente à forma- ção da bainita para, depois que esta se formou, prosseguir até a ternperatura ambiente. Conhecida a relação que liga o diagrama de resfriamento contínuo ao isotérmico, com as curvas do primeiro deslocadas abaixo e à direita das do segundo, pode-se para os fins práticos — ou seja para o planejamento dos diversos tratamentos térmicos dos aços — usar o diagrama de transformação isotérmica, isto é, as curvas TTT ouem €, Sobre estas, serão superpostas curvas de resfriamento, toda vez que se desejar conhe- cer os constituintes resultantes, a várias velocidades de resfriamento típicas dos trata- mentos térmicos usuais. 6. Efeito da seção da peça — A velocidade de esfriamento é afetada pela secção da peça, pois é óbvio que o interior das peças se esfria mais lentamente que a” sua su- perfície. A diferença é tanto maior quanto maior a velocidade de esfriamento e, eviden- temente, quanto maior a secção da peça. Esse fato é melhor evidenciado através dos exemplos da figura 24, onde estão representados esquematicamente o esfriamento do centro e o da superfície de uma peça em três meios de esfriamento diferentes. Em água ou salmoura (meios mais drásticos), a superfície esfriou com velocidade superior à velocidade crítica de esfriamento, ou seja, a superfície adquiriu inteiramente a estrutura martensítica e, portanto, a máxima dureza. O centro da peça sofreu parcial- mente a transformação da austenita em pertita, tendo a parte não transformada passa- do a martensita, ou seja, o centro adquiriu, em parte, dureza máxima. Em óleo, só a superfície passou parcialmente a martensita e no ar nem mesmo a superfície. Se a sec- ção da peça for maior, a diferença é mais acentuada e o aspecto, com esfriamento em água, poderá ser o da figura 25, isto é mesmo em água o centro não endureceu nem parcialmente. .  EFEITO DA VELOCIDADE DE ESFRIAMENTO DA TRANSFORMAÇÃO DA AUSTENITA 51 TEMPERATURA TEMPO Temo Teueo Eafriomento em Esfriamento am Eufriamento ao água éloo ar Fig. 24 — Representação esquemática da efeito da secção da peça sobre à velacidade de esfriamento em meios diferentes. Temperatura Tempo Fig. 25 — Representação esquemática do efeito da grande secção sobre à velocidade de esfriamento em água. Ver-se-á logo como melhorar as condições para endurecimento total, em toda a secção da peça. FATORES QUE AFETAM A POSIÇÃO DAS CURVAS DO DIAGRAMA TTT ss certos casos, como em aços cementados com alto teor de carbono e níquel ou cromo. em teores variáveis, não se ter formação completa da martensita à temperatura am- biente pelo resfriamento comum, em virtude da linha My ficar localizada abaixo dessa temperatura. Nessas condições, tem-se à temperatura ambiente uma certa quantidade de “austenita retida” ou “austenita residual”. Zoo sao “” 4 & 2X y 500 » a “o Ed º ! se s a» id Lero. ” º 4 ” “o so a ss ne Pero err segundos CEscato tagorninico) Fig. 27 — Curva TTT para aço AISI 2340 com 0,37% C, 0,68% Mn e 3,41% Ni. “a “e Mefao ar stas Goresa Rockwell E “mir. Z 2 2 Tempo am segendos (Cosato lagoriinico) Fig. 28 — Curva TTT para aço AISI 5140 com 0,43% C, 0,68% Mn e 0,93% Cr. s6 AÇOS E FERROS FUNDIDOS xo 1 so “o S sã “y E ad “ seo el El 200 “o “e º e Tampo, Segundos (Lscoto tegarbinico) Fig. 29 — Curva TTT para aço AISI 4340 com 0,42% C, 0,78% Mn, 1,79% Ni, 0,80% e Cr e 0,33% Mo. : > 2 8 VA 2 S Ratatas sa Coreco Rotoel/ € Pempo. Segundos (Escato fagaritmico ) Fig. 30 — Curva TTT para aço 1321 cementado, com 0,80% C, e 188% Mn. As figuras 31 e 3202 permitem notar os efeitos do manganês e do carbono (fig. 31) e dS cromo e do carbono (fig. 32) sobre a temperatura M; de início de formação da martensita. Evidencia-se mais uma vez a ação que os elementos de liga podem exer- cer sobre as temperaturas da reação martensítica, abaixando-as consideravelmente, a ponto de evitar sua formação total. FATORES QUE AFETAM A POSIÇÃO DAS CURVAS DO DIAGRAMA TTT s «eo = Rd + S a do - Em [IS Dam [ É E “voo . Se, | Dm. N -208 A o e “ s s so se Mermpanêe (%) Fig. 31 — Influência do manganês e do carbono sobre a temperatura Mi de início da formação de martensita. «too |, Fo] É 00 Do te Eae [Dude o fe 100! TRES € 8 7 dt Cromo (x) Fig. 32 — Influência do cromo & do carbono sobre a temperatura M; de início de formação da martensita. 1 sode Sop OBIB ap oyuBue) eJed “AILS'V eJed sopiaojogeiso ssgipeg — pg 'Biy "sode sop oBIÊ ep OUuBweI eied "ArI'S'y ejad sopiosjageiso sagupeg — pg “Biy PATA . o. + Gel Sed / ae 62 AÇOS E FERROS FUNDIDOS 2. Austenita retida ou residual — Como se viu, a principal causa de retenção da austenita é a composição química dos aços. O elemento mais importante nesse sentido é o carbono, o qual rebaixa de modo significativo a linha M; de início de formação da martensita. Isso devido ao fato do carbona em solução sólida aumentar a resistência ao cisa- lhamento da austenita sendo, portanto, necessário aplicar-se maior esforço para que co- mece o cisalhamento que leve ao início da formação da martensita! : O mesmo ocorre com a temperatura My; correspondente ao fim da formação da martensita. Essa temperatura já se situa abaixo da temperatura ambiente em aços com carbono superior a cerca de 0,3%. A temperatura Mr parece ser constante a —155ºC para aços-carbono de baixa liga e —100º€ para aços rápidos e aços de alto cromo e alto carbono, independentemente da posição da linha M(!º. Desse modo, apreciáveis quantidades de austenita não transformada (ou austeni- ta residual ou retida) podem estar presentes à temperatura ambiente juntamente com a martensita, à medida que aumenta o teor do carbono. Por outro lado, os elementos de liga que tendem a estabilizar a austenita aumen- tam a quantidade de austenita retida a quaisquer níveis de carbono, como já foi men- cionado (a exceção é o cobalto). Outro fator de que depende a retenção da austenita é a temperatura de austeniti- zação. Quanto maior fôr a mesma, tanto mais para baixo é desloca a linha Mi, em razão de se dissolver uma maior quantidade dos excessos de carbonetos na austenita, antes do resfriamento. Além da influência da composição e da temperatura de austenitização na posição da linha M; e sobre a quantidade de austenita retida, pode ocorrer um fenômeno conhe- cido como “estabilização da austenita”, quer durante o processo de resfriamento (têm- pera) do aço, quer durante o reaquecimento após esse resfriamento (revenido), fenôme- no esse que afeta igualmente a quantidade de austenita retida. No caso do resfriamento, essa estabilização depende de dois s: — velocidade de resfriamento º — interrupção do resfriamento, antes de se completar a transforr ão da auste- nita. Assim, um aço resfriado em óleo pode conter maior quantidade de austenita que se resfriado em água, Do mesmo modo, se o resfriamento fôr interrompido pela manu- tenção a determinada temperatura entre M; e M;, pode acontecer que não haja mais transformação da austenita em martensita quando se retomar o resfriamento, até que se consiga suficiente sub-restriamento. Tais fatos podem ser comprovados pelo exame da Tabela nº 4 que mostra o efei- to da velocidade de resfriamento ou da interrupção do resfriamento sobre a estabiliza- ção da austenita ou seja sobre a quantidade de austenita retida. TABELA 4 Efeito da velocidade da rasfrismento e do resfriamento interrompido sobre a quantidade de austenita retida Austenita Tratamento retida, % Resfriamento em água a 20ºC 58 Resitiamento em óleo a 20º€C z0 Restriamento em ólgo a 49º€; resfriamento ao ar a 20ºC so Restriamento em dao a 121ºC; resfriamento ao ar a 20ºC 9,5 Resfriamento em banho de sal a 232ºC; resfriamento ao ar a 20ºC 10,6 Resfriamento em banho de sal a 232ºC,; restriamento na água a 20ºC 81 Como se vê, pelo uso sucessivo de meios de resfriamento menos rápidos (água, óleo, ar e sal) ou pela manutenção a determinada temperatura na faixa martensítica (in- FATORES QUE AFETAM A POSIÇÃO DAS CURVAS DO DIAGRAMA TTT 63 ferior a 213ºC) antes do resfriamento a 20ºC, obtem-se quantidades crescentes de aus- tenita retida. : Admite-se que essa estabilização se deva ao fato do carbono segregar-se na for- ma de embriões potenciais ou sítios de nucleação martensítica, durante o resfriamento lento do aço ou a sua manutenção a uma temperatura constante. O carbono segregado aumentaria a resistência ao cisalhamento da austenita, de modo a provocar uma estabi- lização efetiva!” Í Como se mencionou, nos aços comuns não-ligados, o carbono tem grande influên- cia sobre a linha Mi: esta é rebaixada de 28ºC a 33ºC para cada 0,10% de carbono adicionado. Os elementos manganês e níquel exercem o seguinte efeito: para cada 1% de manganês adicionado a linha M; é rebaixada de cerca de 39ºC e para cada 1% de níquel adicionado, o rebaixamento é de 20º€. Os elementos de liga (com exceção do cobalto), quando inteiramente dissolvidos na austenita, tendem a aumentar a quantidade de austenita residual por ambos os me- canismos: de rebaixamento da linha M; e de estabilização da austenita!?, Contudo, os elementos de liga que possuem forte tendência a formar carbonetos podem complicar a reação de início de formação da martensita, porque esses carbone- tos complexos formados podem permanecer não dissolvidos na austenita à temperatu- ra de austenitização, provocando efeito inverso, ou seja elevar a temperatura MM, pelo fato de se dissolver menos carbono durante o aquecimento a uma determinada temperatura de austenitização. Esse efeito é neutralizado pelo aquecimento do aço a uma tempera- tura de austenitização suficientemente elevada que provoque uma solução mais com- pleta do carbono e dos elementos de liga: Em resumo: — os aços-carbono comuns, à medida que aumenta o teor de carbono, mostram tendência pronunciada à retenção da austenita; + do mesmo modo atuam os elementos de liga, com exceção do cobalto; — putro que pode provocar a retenção da austenita é a temperatura de aus- tenitização; Quanto mais alta fôr a mesma, maior a quantidade de austenita residual; — no que se refere ao fenômeno de estabilização da austenita, os elementos de liga mostram uma tendência variável. Assim, os elementos manganês e níquel ten- dem a diminuir esse efeito. Por exemplo, num aço com 1% de carbono, a tendên- cia para estabilização é quase praticamente eliminada a cerca de 2,5% de man- ganês ou será diminuída de dois terços pela adição de 4,5% de níquel; * — outros elementos formadores de carbonetos como tungstênio e vanádio, po- dem igualmente aumentar a tendência à estabilização com temperaturas suficien- temente elevadas para dissolvê-los na austenita; Convém lembrar que a austenita retida é instável e pode transformar-se em mar- tensita, quer sob a ação de trabalho a frio (os aços austeníticos ao manganês Hadfield são um exemplo), quer durante o revenido, ou simplesmente por envelhecimento à tem- peratura ambiente. Esses fenômenos podem ocasionar mudanças dimensionais inespe- radas, fragilização ou fissuração. Por último, grandes quantidades de austenita retida podem impedir que se atinja a dureza final desejada no aço, porque a austenita pode se transformar num produto mais mole fferrita mais carboneto) do que a martensita, durante as subsequentes ope- rações de revenido. 3, Endurecibilidade ou temperabilidade — Em vista do que foi exposto até agora, principalmente em relação às curvas TTT e à velocidade de esfriamento, é evidente que só se pode obter num aço endurecimento total, ou seja, formação da estrutura marten- sítica, quando a velocidade de esfriamento é tal que evite a formação da periita fina, AÇOS E FERROS FUNDIDOS Verifica-se que a mais brusca queda dé dureza no centro tem-se para a barra em que o diâmetro fica entre 1º 6 1478” ou aproximadamente 1,05", o qual assim corresponde ao diâmetro crítico, - Tel fato poderia ser perfeitamente comprovado pelo exame das texturas. A dureza crítica é a dureza do centro da barra de diâmetro crítico. z Fig. 36 — Curvas de dureza para aços-carbono ISAE 1040): at resfriamento em óleo; b) resfriamento em água. raso docimend E 4 Fig. 37 — Curvas de dureza para aços-liga (SAE 1410: a) resfriamento em óleo; b) resfriamento em água. FATORES QUE AFETAM A POSIÇÃO DAS CURVAS DO DIAGRAMA TTT s 8 & LA 8 Lureso Rockwel € ã so JS | 45º 407 25 2 25” 40 45 Vistôncio do centro em polegadas Fig. 38 — Curvas de dureza para um aço SAE 1090 (0,89% Cs, em uma série de barras redondas, resfriamento em água. 5.2. Método de Jominy, também chamado de ensaio do resfriamento da extremidade". Este método toi desenvolvido por Jominy e Boegehold é atualmente o mais usado, tendo sido mes- mo padronizado pelas ASTM, SAE e AISI e no Brasil pela ABNT” "?. Consiste no seguinte: um corpo de prova cilíndrico, de 1” de diâmetro por 4” de comprimento é aquecido até a tempera- tura austenítica €, em seguida, por meio de um dispositivo adequado (fig. 40) dirige-se um jato de água, sob condições controladas de quantidade, pressão e temperatura, contra uma de suas extremidades. Depois de esfriado, faz-se um corte longitudinal no corpo de prova, retifica-se as duas superfícies paralelas é opostas e mede-se sua dureza a distâncias variáveis (geralmente intervalos 1/16") à partir da extremidade que recebeu o jato de água. Os valores obtidas são lançados num gráfico, resultando numa curva cujo aspecto é o da figura 41. Essa curva permite também especificar a distância da extremidade estriada à zona de meia dureza (ou 50% de mar- tensita) como sendo a profundidade de endurecimento Jominy. O método Jominy está se tornando tão popular que grande número de aços já tem curvas Jo- miny perfeitamente determinadas. (*) “End-quench test”. (**) ASTM — American Society for Testing Materials. SAE — Society of Automotive Engineers. AISI| — American Iron and Steel Iristitute, ABNT — Associação Brasileira de Normas Técnicas. 68 AÇOS E FERROS FUNDIDOS so Dureza Rectwel! E & ds E ss E so LS | di e: > ss “o ) 25 sto 45 2 25 Mmerro das barras, em por. Fig. 39 — Curva representativa da dureza dos centros das barras de aço SAE 1090. Dados extraídos da figura 38. CORPO DE PROVA DE BI XE” Fig. 40 — Dispositivo Jominy para determinação da endurecibilidade dos aços a FATORES QUE AFETAM A POSIÇÃO DAS CURVAS DO DIAGRAMA TTT ” Diâmetro equivalente da barra (com) Diâmetro equivalente da barra (pol) BNP OP ONSUZIP & ÁUILIOF APEpiquampus anus ogóeauog — gy Ba (iod 1/1) apepiuaupeo ep Áutuor epugiaIo O o C 0 Jd tw a ERR es de (urus) epepquagxo ep Áujuor eouipera mov w Bt s z o PRB NUSUiGUeIpoU G919 La sepolgãou Guissg RpEDe GJIauicuoipou EnBp uio SUpéLIso: Sêuog SEL E / - Ass ly Ú SA 747 j! IN SC 1 cá D | | (ad 94/14) apepqussaxo ep ÁUIWIOr BUGS (rod gli lapeptuaso ep Áunuor mpugisa 8 r o + o a e 8 + e E o E at DPOiÕE SGUISUNpaLI oa US SEPEiSaI seta Rpenõo SJouIcUm pé ONBY US SEpeypãas SENDA ZA ; EIA MV AGA A RR E ia E [ n . AÇOS E FERROS FUNDIDOS 5.3, Ensaio “SAC” — Um outra ensaio de endurecibilidade, aplicado em aços-carbono e aços-li- ga de baixo teor em liga e destinado sobretudo aos materiais de pequena profundidade de en- durecimento, que não endurecem inteiramente em secções superiores a 25 mm de diâmetro, é o chamado “SAC” ("surface-area-center” ou “superfície-secção-centro"'|2?, Nesse ensaio, o corpo de prova mede 140 mm de comprimento por 25,4 mm de secção. É inicislmente nor- malizado à temperatura correspondente ao tipo de aço que está sendo ensaiado, durante uma hora e resfriado ao ar; em seguida é austenitizado, durante 30 min. e resfriado em água a mais ou menos 5,5ºC, devendo permanecer no meio de resfriamento até completa uniformização da temperatura, A seguir, da secção média da barra, corta-se um cilindro de 25.4 mm de com- primento. As faces cortadas são cuidadosamente retificadas e determina-se valores de dureza Rockwell C na superfície cilíndrica. As medidas são feitas pelo menos em quatro pontos a 90º um do outro. A média desses valores corresponde à leitura superficial. Prossegue-se o ensaio, pela determinação de valores Rockwell C na secção transversal, em distâncias de 1,59 mm (1/16") da superfície ao centro. Finalmente, computa-se um valor quantitativo que é designado por um código conhecido co- mo número SAC. Esse código consiste de um conjunto de três números de dois algarismos, por exemplo SAC Nº 63-52-42, que significa dureza superficial 63 RC e uma dureza no centro de 42 RC. A computação da área, de acordo com a fig. 44 é a seguinte: S = dureza superficial média hy, ho, hs etc. = dureza média nas profundidades indicadas € = dureza média no centro Arena = S th «16 2 ÁreaB= Mt (116 eto, 2 Áreatotal = 2lA + B+C+D+E+F+G+kKI= = 1/8(S/2 + h; + ho + ha + ha +hs + ho + hz + C/2) no, | 5 e ó é < K u e s 3 A | x E qâMETRO,| POLEGADA —— Fig. 44 — Sistema SAC para determinação da temperabilidade 6. Fatores que afetam a temperabilidade — De um modo geral, pode-se dizer que são os mesmos que influem sobre a posição das curvas nos diagramas isotérmicos ou de transformação continua, isto é, tamanho de grão austenítico, homogeneidade da aus- tenita e composição química. Adotando o critério seguido por Bain e Paxton”?, os fatores que afetam a tempe- rabilidade dos aços poderiam ser agrupados da seguite maneira: FATORES QUE AFETAM A POSIÇÃO DAS CURVAS DO DIAGRAMA TTT 73 A — Fatores que diminuem a tempesabilidade ay Granulação fina da austenita b) Inclusões não dissolvidas: — carbonetos (ou nitratos) — inclusões não-metálicas B — Fatores que aumentam a temperabilidade: aj Elementos dissolvidos na austenita (exceto cobalto). b) Granulação grosseira da austenita. e) Homogeneidade da austenita. Os fatores do grupo À assim agem porque aceleram a nucleação e os fatores do grupo B aumentam a temperabilidade por retardarem a nucleação e o crescimento dos produtos de transformação. A influência considerada mais importante é a dos elementos de liga dissolvidos na austenita; entretanto, convém ressaltar que quando se estuda a influência desses elementos é necessário que os aços sob comparação apresentem condições semelhantes de tamanho de grão e de inclusões. Todos os elementos de liga comumente usados nos aços, com exceção do cobalto, aumentam a temperabilidade, numa proporção que depende do tipo de elemento de liga, devendo-se igualmente observar que pequenos teores de certos elementos são tão eficientes quanto muito maiores teores de outros elementos, assim como a adição simultânea de vários elementos de liga em pequenas quantidades atua de modo mais eficiente que maiores porcentagens de um ou dois ete- mentos apenas. A figura 45º mostra, através de três curvas de distribuição de durezas, o efeito sobre a temperabilidade de elementos de liga dissolvidos na austenita, O banho de es- friamento aplicado no exemplo ilustrado apresentava uma “severidade de esfriamento” H de 2,3. À adição de 1% de cromo aumentou o diâmetro crítico para esse meio de 0,86 pol. correspondente ao aço com somente carbono (0,74%) para 1,2 pol. ou do diâmetro ideal (D;) de 1,23 para cerca de 1,65 pol. À adição posterior de 3% de níquel aumentou de tal modo a temperabilidade que tanto resfriamento em água como em óleo produziram a formação completa de martensita. metro Se Lerero Rectwal! E are se] DA Fig. 45 — Curvas de distribuição de dureza em barra de 1,5/8" de diâmetro, mostrando o efeito dos elementos de liga Cr e Ni sobre a temperabilidade, em comparação com um aço-carbono comum. 7 DUREZA RE. DUREZA R.€. AÇOS E FERROS FUNDIDOS seo 0,55 - 0,850] 088 1,101 "as a cem 1 E B 1) W MW W 18 E 2 2 26 23 30 32 DISTÂNCIA DA EXTREMIDADE RESFRIADA, EM 1/16" Fig. 49 — Faixa de endurecibilidade de aço 9260H emo-n 0,47 o54C 0,80 - +00Mm 0,75 = 1,200 0,18 - Vaio » - ess% 48 E W 2 4 18 1 20 22 24 26 20 30 32 DISTÂNCIA DA EXTREMIDADE RESFRIADA, EM 1/16" Fig. 50 — Faixa de endurecibilidade de aço 6150H DSIÇÃO DAS CURVAS DO DIAGRAMA TTT 7 Nos gráficos, N é a temperatura de normalização para os aços laminados ou forja- dos e À é a temperatura de austenitização. Os aços-carbono e com boro contém também 0,040 P max, 0,050 S max e 0,15 a 0,30% Si, com exceção do tipo 15B62H que contém 0,40 a 0,60% Si. O teor de boro presente varia de 0,0005% a 0,003%. Os fabricantes de aço fornecem os aços tipo H sob pedido, para faixas específi- cas de composição química. Não há muita diferença entre os aços tipo H e os aços normais de composição química idêntica; quanto muito, nestes últimos aços, a faixa de endurecimento é maior. Como se vê, pelas figuras apresentadas, os gráficos permitem estimar o valor de dureza em vários pontos dos corpos de prova utilizados no ensaio de endurecibilidade, além de permitir comparar, sob o ponto de vista de endurecibilidade, vários aços entre si. Não se utilizam, contudo, esses gráficos para fins de especificação. Geralmente, com os gráficos são fornecidas Tabelas que mostram os valores má- ximo e mínimo de dureza RC, às distâncias correspondentes da extremidade resfriada. Os valores dessas Tabelas são utilizados para fins de especificação. A “Society of Auto- motive Engineers — SAE” recomenda que dois pontos sejam utilizados para designar a temperabilidade, conforme um dos seguintes métodos (fig. 51€)): —valres mínimos e máximos de dureza numa desejada distância: pontos A-A da figura, especi- ficados como J30 a 56 = 10/16 pot.; é claro que a distância escolhida seria a do corpo de prova que corresponde à secção utilizada pelo consumidor; — distâncias mínimas e máximas, nas quais um valor desejado de dureza ocorte: pontos B-B, especificados como J45 = 7/16 a 14/16 pol.; — dois valores mínimos de dureza a duas distâncias desejadas, ilustradas pelos pontos D-D e especificados como J53 = 5/16 pol. e J28 = 13/16 pol. — qualquer valor máximo de dureza, mais qualquer valor mínimo. DUREZA Re. o 4 8 12 16 20 E 28 se DISTÂNCIA DA EXTRENIDADE RESFRIADA, EM 1/16" Fig. 51 — Gráfico representativo de métodos secomendados pela SAE para designar a temperabilidade. 8. Novo método de traçado de curvas de resfriamento — Na década de 70 foi desenvolvido um novo sistema de curvas de resfriamento continuo para avaliação da reação dos aços quando, a partir da temperatura de austenitização, são resfriados de modo continuo, 78 AÇOS E FERROS FUNDIDOS Um diagrama representativo desse novo sistema está indicado na figura nº 52 em que, em ordenadas, são lançadas as temperaturas de transformação e, em abcis- sas, diâmetros de barras para os três meios de resfriamento mais usuais: ar, óleo e água. As curvas do diagrama, portanto, não devem ser comparadas com as que são mostra- das nos diagramas isotérmicos ou TFT comuns. O estudo que resultou nessas curvas não considerou o resfriamento em salmoura e, no caso do óleo, foi empregado um óleo padronizado de têmpera de média velocida- de de resfriamento. A figura permite perceber a capacidade de endurecimento dos aços, de acordo com o meio de resfriamento utilizado. Por exemplo, no caso de resfriamento ao ar (utili- zar os diâmetros de barras para esse meio), nota-se que, para obter-se martensita, a barra não deve apresentar secção superior a cerca de 0,18 mm. No caso de resfriamen- to em óleo (utilizar os diâmetros de barras para esse meio), a barra poderá apresentar diâmetro em tomo de 7 a 8 mm; e no caso de resfriamento em água, a barra poderá possuir diâmetro em torno de 12 mm. No resfriamento ao ar, acima de 0,18 mm de diâmetro de barra, até cerca de 2 mm, forma-se bainita e acima desse diâmetro, quantidades progressivamente maiores ve ferrita e perlita são formadas. Tomando como referência um determinado diâmetro de barra, por exemplo 10 mm, pode-se extrair os seguintes dados: no resfriamento ao ar, a transformação começa em torno de 700ºC com a formação de ferrita até 640ºC, quando se tem 50% de ferrita, momento em que a perlita começa a formar-se, A 580ºC aparecem traços de bainita. No resfriamento em óleo, bainita começa a formar-se mais ou menos a 560ºC; a cerca de 340ºC, após aproximadamente 40% de transformação, a austenita remanescente se transforma em martensita, até 150º€, quando a reação se completa. Finalmente, para a barra de 10 mm, no resfriamento em água, começa a formar-se martensita a cerca de 360º€, terminando a 150º€. Na figura nº 53, estão representadas superpostas as curvas de dois aços: ao car- bono (0,38%) representado na figura nº 52 e aço-liga ao manganês-molibdênio (0,30 €, 1,55 Mn e 0,28 Mo), o que permite comparar a capacidade de endurecimento dos dois materiais. Para simplificar, em abcissas foram indicados diâmetros de barra apenas para resfriamento ao ar. Verifica-se, assim, que, enquanto no aço-carbono de baixa endurecibilidade, so- mente se obtém martensita em resfriamento ao ar, em barras com diâmetros inferiores 018 mm, no aço-liga ao Mn-Mo, nas mesmas condições de resfriamento, pode-se obter martensita em diâmetros de barras em torno de 1,30 mm. A respeito desses diagramas, algumas observações devem ser feitas: — em primeiro lugar, as curvas correspondem somente ao centro de uma barra; contudo, as estruturas em outras posições que não o centro podem ser deduzidas. Por exemplo, a estrutura que se originou numa posição intermediária do centro à superfície numa barra de grande diâmetro corresponderá à obtida em barra cujo diâmetro seja equi- valente à posição considerada na barra de diâmetro maior; — as curvas referem-se a aços de composição média, dentro de uma certa espe- cificação, Variações de composição, dentro da faixa especificada, pode levar a diferen- ças nas estruturas e, portanto, nas propriedades. Além disso, há faixas críticas de diã- metro de barras onde velocidades de resfriamento ligeiramente maiores ou menores pro- duzem uma modificação na estrutura predominante. Por exemplo, a figura nº 52 mos- tra que uma pequena modificação no diâmetro da barra pode mudar a estrutura de bai- nita para martensita. Nas curvas que mostram uma inclinação abrupta da região bainíti- ca, à barra poderá estar sendo submetida a transformações estruturais diferentes, den- tro de ampla faixa de temperaturas. Nota-se, nessa figura, para aço com 0,38% de car- bono, que as modificações mais pronunciadas ocorrem quando os diâmetros das bar- ras se situam dentro das seguintes faixas: Iv TRATAMENTO TÉRMICO DOS AÇOS: RECOZIMENTO, NORMALIZAÇÃO, TÊMPERA E REVENIDO; COALESCIMENTO 1. introdução — Tratamento térmico é o conjunto de operações de aquecimento e resfriamento a que são submetidos os aços, sob condições controladas de tempera- tura, tempo, atmosfera e velocidade de esfriamento, com o objetivo de alterar as suas propriedades ou conferir-lhes característicos determinados. As propriedades dos aços dependem, em princípio, da sua estrutura. Os trátamen- tos térmicos modificam, em maior ou menor escala, a estrutura dos aços, resultando, em consequência na alteração mais ou menos pronunciada, de suas. propriedades. Viu- se, de fato, nos primeiros capítulos, abordados, como se produzem transformações na austenita, segundo o tipo, a velocidade e as condições de esfriamento adotadas. Cada uma das estruturas obtidas apresenta seus característicos próprios, que se transfe- rem ao aço, conforme a estrutura ou combinação de estruturas presentes. Pelo exposta, pode-se perfeitamente avaliar a importância dos tratamentos térmi- cos, sobretudo nos aços de alto carbono e nos que apresentam também elementos de liga. De fato, se geralmente muitos aços de baixo e médio carbono são usados nas con- dições típicas do trabalho a quente, isto é, nos estados forjado e laminado, quase todos os aços de alto carbono ou com elementos de liga, são obrigatoriamente submetidos a tratamentos térmicos antes de serem colocados em serviço. Os principais objetivos dos tratamentos térmicos são os seguintes: — remação de tensões (oriundas de esfriamento desigual, trabalho mecânico ou outra causal; — aumento ou diminuição da dureza; — aumento da resistência mecânica; — melhora da ductibilidade; — melhora da usinabilidade; — melhora da resistência ao desgaste; — melhora das propriedades de corte; — melhora da resistência à corrosão; — melhora da resistência ao calor; — modificação das propriedades elétricas e magnética. À simples enumeração dos objetivos acima evidencia claramente a importância e a necessidade do tratamento térmico do aço. Em geral, a melhora'de uma ou mais propriedades, mediante um determinado tra- tamento térmico, é conseguida com prejuízo de outras. Por exemplo, 9 aumento da duc- tibilidade provoca simultaneamente queda nos valores de dureza e resistência à tração. 82 AÇOS E FERROS FUNDIDOS É necessário, pois, gue o tratamento térmico seja escolhido e aplicado criteriosamente, para que os inconvenientes apontados sejan reduzidos ao mínimo. Não se verifica, pela simples aplicação de um tratamento térmico, qualquer alteração da composição quími ca do aço. Há casos, entretanto, em que interessa somente uma modificação parcial de certas propriedades mecânicas; por exemplo, melhorar superficialmente a dureza do aço, Esse efeito é conseguido pela alteração parcia-da sua composição química, Os. tratamentos em que a combinação de operações de aquecimento e resfriamento é rea- lizada em condições tais que conduzem a uma mudança parcial da composição qui ca da liga €, consequentemente, uma modificação parcial de suas propriedades mecâni- cas, serão chamados de “tratamentos termo-quimicos”. 2. Fatores de influência nos tratamentos térmicos — Antes de serem definidos e descritos os vários tratamentos térmicos, será feita uma rápida recapitulação dos di- versos fatores que devem ser levados em conta na sua realização. Representando o tra- tamento térmico um ciclo de tempo-temperatura, os fatores a serem inicialmente consi- derados são: aquecimento, tempo de permanência à temperatura e resfriamento. Além desses, outro de grande importância é a atmosfera do récinto de aquecimento, visto que a sua qualidade tem grande influência sobre os resultados finais dos tratamentos térmicos. 241. Aquecimento — O caso mais frequente de tratamento térmico do aço é alte- rar uma ou diversas de suas propriedades mecânicas, mediante uma determinada mo- dificação que se processa na sua estrutura. Assim sendo, “o aquecimento é geralmente realizado a uma temperatura acima da crítica, porque então tem-se completa austeniti- zação do aço, qu seja total dissolução do carboneto de ferro rio ferro gama: essa auste- nitização é, como se viu, o ponto de partida para as transformações posteriores deseja-, das, as quais se processarão em função da velocidade de esfriamento adotada. Na fase de aquecimento, dentro do processo de tratamento térmico, devem ser apropriadamente consideradas as velocidades de aquecimento e a temperatura máxi- ma de aquecimento. A velocidade de aquecimento, embora na maioria dos casos seja fator secundá- rio, apresenta certa importância, principalmente quando os aços estão em estado de tensão interna ou possuem tensões residuais devidas a encruamento prévio ou ao esta- do inteiramente martensítico porque, nessas condições, um aquecimento muito rápido pode provocar empenamento ou mesmo aparecimento de fissuras. Há casos, contudo, de aços fortemente encruados que apresentam uma tendência para excessivo cresci- mento de grão quando aquecidos lentamente dentro da zona crítica, sendo então con- veniente realizar um aquecimento mais rápido através dessa zona de transformação. Nas mesmas condições estão, como será visto mais adiante, certos aços especiais que exigem temperatura final de austenitização muito elevada; também nesses casos quando no aquecimento é atingida a zona crítica é necessário que a mesma seja ultra- passada mais ou menos rapidamente para evitar excessivo crescimento de grão de austenita. A temperatura de aquecimento é mais ou menos um fator fixo, determinado pela natureza do processo e dependendo, é evidente, das propriedades e das estruturas fi- nais desejadas, assim como da composição química do aço, principalmente do seu teor de carbono. Quanto mais alta essa temperatura, acima da zona crítica, maior segurança se tem da completa dissolução das fases no ferro gama; por outro lado, maior será o ta- manho de grão da austenita. As desvantagens de um tamanho de grão excessivo são maiores que as desvantagens de não se ter total dissolução das fases no ferro gama, de modo que se deve procurar evitar temperaturas muito acima da linha superior (Ay) da zona crítica. Na prática, o máximo que se admite é 50ºC acima de A; e assim mes- mo para os aços hipoeutetóides. Para os hipereutetóides, a temperatura recomendada é inferior à da linha A,,. A razão é óbvia; a linha A, sobe muito rapidamente em tem- TRAFAMENTO TÉRMICO DOS AÇOS 83 peratura com o aumento do teor de carbono tver fig. 3); para que haja, portanto, com- pleta dissolução do carboneto de ferro gama, são necessárias temperaturas muito altas com consequente e excessivo crescimento de grão de austenita, condição essa mais prejudicial que a presença de certa quantidade de carboneto não dissolvido. 2.2. Tempo de permanência à temperatura de aquecimento — A influência do tem- po de permanência do aço à temperatura escolhida de aquecimento é mais ou menos idêntica à da máxima temperatura de aquecimento, isto é, quanto mais longo o tempo à temperatura considerada de austenitização, tanto mais completa a dissolução do car- baneto de ferro ou outras fases presentes (ejementos de liga) no ferro gama, entretanto maior o tamanho de grão resultante. Procura-se evitar, pois, permanência à temperatura além do estritamente neces- sária para que se obtenha uma temperatura uniforme através de toda a secção do aço e para que consigam as modificações estruturais mais convenientes. Tempo muito lon- go pode também aumentar a oxidação ou descarbonetação do material. Sob o ponto de vista de modificação estrutural, admite-se que uma temperatura ligeiramente mais elevada seja mais vantajosa que um tempo mais longo a uma temperatura inferior, devi- do à maior mobilidade atômica. De qualquer modo, 0 tempo à temperatura deve ser pe- lo menos o suficiente a se ter sua uniformização através de toda a secção. 2.3. Resfriamento — Este é o fator mais importante, pois ele que determinará efe- tivamente a estrutura e, em consequência, as propriedades finais dos aços. Viu-se (fig. 23) como pela variação da velocidade de resfriamento pode-se obter desde a perlita grosseira de baixa resistência mecânica e baixa dureza até a martensita que é o consti- tuinte mais duro resultante dos tratamentos térmicos. Por outro lado, a obtenção des- ses constituintes não é só função da velocidade de resfriamento, dependendo também como se sabe, da composição do aço (teor em elementos de liga, deslocando a posição das curvas em C), das dimensões (secção) das peças, etc. Os meios de esfriamento usuais são: ambiente do forno, ar e meios líquidos. O resfriamento mais brando é, evidentemente, o realizado no próprio interior do forno e ele se torna mais severo à medida que se passa para o ar ou para um meio líquido, onde a extrema agitação dá origem aos meios de resfriamento mais drásticos ou violentos. Ne escolha do meio de resfriamento, o fator inicial a ser considerado é o tipo de estrutura final desejada a uma determinada profundidade. Não é só, entretanto. De fato, a secção e a forma da peça influem consideraveimente na escolha daquele meio. Mui- tas vezes, por exemplo, a secção da peça é tal que a alteração estrutural projetada não ocorre à profundidade esperada. Aliás, as figuras 24 e 25 já estudadas esclarecem pes- feitamente tal fato. Por outro lado, algumas vezes a forma da peça é tal que um resfriamento mais drástico, como em água, pode provocar consequências inesperadas e resultados inde- sejáveis tais como empenamento e mesmo ruptura da peça. Um meio de resfriamento menos drástico, como óleo, seria o indicado sob o ponto de vista de empenamento ou ruptura, porque reduz o gradiente de temperatura apreciavelmente durante o resfriamento, mas pode não satisfazer sob o ponto de vista de profundidade de endurecimento. É pre- ciso, então, conciliar as duas coisas: restriar adequadamente para obtenção da estrutu- rae das propriedades desejadas à profundidade prevista e, ao mesmo tempo, evitar em- penamento, distorção ou mesmo ruptura da peça quando submetida ao resfriamento. Tal condição se consegue com a escolha apropriada do aço. De qualguer modo, o meio de resfriamento é fator básico no que se refere à tea- ção da austenita e, em consequência, aos produtos finais de transformação. A Tabela 6º? indica as velocidades relativas de resfriamento de alguns meios", 1) Essas velocidades são indicadas para o centro de cilindros fongos de uma liga austenítica Fe-Ni, quando a temperatura do centro é 550º€, comparadas com a velocidade de resfriamento de um sro de 1” de diâmetro, resfriado em água em agitação a uma velocidade de 38ºC/seg. B6 AÇOS E FERROS FUNDIDOS Quanto a banhos de metal fundido, o mais comum é o de chumbo, usado particu- larmente no “patenteamento”, operação que será abordada no Capítulo XV. O outro meio de resfriamento usado na modema indústria é representado por “gás”, para velocidades de resfriamento superiores às obtidas em ar tranqúilo e inferiores às obtidas em óleo2?. Q resfriamento é realizado colocando-se as peças austenitizadas na câmara de resfriamento dos fornos de tratamento térmico, onde são submetidas à ação de uma corrente de gás que se move rapidamente. Esse meio de resfriamento gasoso pode ser constituído de ar simplesmente até misturas complexas, como as caracteriza- das pelas atmosferas protetoras, que não somente produzem o tratamento chamado “brilhante”, como também aumentam a velocidade de transferência de calor entre o gás e as peças. Em função da crise energética, com o objetivo de poupar óleo, está sendo desen- volvido o emprego de polímeros líquidos, como novo meio de resfriamento”. Esses meios podem substituir o óleo, sendo algum deles, como os glicois mais severos que os dleos porém menos que a água”, “24. Atmosfera do forno — Nos tratamentos térmicos dos aços, deve-se evitar dois fenômenos muito comuns e que podem causar sérios aborrecimentos: a oxidação que resulta na formação indesejada da “casca de óxido” e a descarbonetação que pode provocar a formação de uma camada mais mole na superfície do metal. As reações de oxidação mais comuns são?» 2Fe + O» = 2FeO, provocada pelo oxigênio; Fe + CO, — = FeO + CO, provocada pelo anidrido carbônico Fe + HO = FeO + Ho, provocada pelo vapor de água. A reação provocada pelo anidrido carbônico é reversível; de fato, se a mistura ga- sosa de CO e CO; for rica em CO», ela oxidará o ferro a temperaturas elevadas, mas se for relativamente rica em CO, tal mistura reduzirá a FeO. A reação pelo vapor de água é igualmente reversível, pois uma mistura de H> e vapor de água é oxidante se rica em vapor e redutora se rica em hidrogênio. A descarbonetação pode processar-se simultaneamente com a oxidação ou a for- mação de casca de óxido; o processo nada mais é do que uma oxidação preferencial do carbono, ocorrendo as reações quer a temperaturas abaixo da zona crítica, quando o carbono está na forma de FesC ou a temperaturas acima da zona crítica, estando o carbono presente na austenita. Os agentes descarbonetantes usuais são o oxigênio, o anidrido carbônico e o hidrogênio, segundo as reações seguintes: 2C + O = 2c0 Cc + Co = 200 Cc + 2H = CH Tais fenômenos, de oxidação e de descarbonetação, são evitados pelo uso de uma atmosfera protetora, ou controlada no interior do forno, a qual, ao prevenir a formação da “casca de óxido”, torna desnecessário o emprego de métodos de limpeza e, ao eli- minar a descarbonetação, garante uma superfície uniformemente dura e resistente ao desgaste. Escapa à finalidade desta obra uma descrição completa dos vários tipos de at- mosferas protetoras usadas nos tratamentos térmicos dos aços!“ Por outro lado, no (*) Existe extensa bibliografia sobre o assunto. Entre as obras que podem ser consultadas situam-se o “Meta! Handbook”, 8? ed. val. 2, 1964, e “Steel and its Heat Treatment” de DK. Bullens, ambas citadas várias vezes na bibliografia deste trabalho. Também as publicações “Metal Progress Data Sheets”, nºs 77 e 79, de 1954, apresentam dados valiosos no que se refere aos vários tipos de atmosferas prote- toras.  x . TRATAMENTO TÉRMICO DOS AÇOS 87 capítulo dedicado à “Prática do Tratamento Térmico”, alguns novos pormenores serão mencionados. Num rápido apanhado, entretanto, convém mencionar que as atmosferas mais comuns são obtidas pela combustão total ou parcial de carvão, óleo ou gás. Tais atmosferas podem apresentar oxigênio, nitrogênio, anidrido carbônico, vapor de água, óxido de carbono, hidrogênio, hidrocarbonetos, etc. O hidrogênio e a amônia dissocia- da, esta última como fonte econômica de hidrogênio, também pode ser usadas, se bem que não tanto frequentemente. O hidrogênio atua como atmosfera redutora e do mesmo modo a amônia disso- ciada. O óxido de carbono atua também, no tratamento térmico dos aços, como at- mosfera redutora. É de de notar, contudo, que o hidrogênio e o óxido de carbono não são apenas agentes redutores. O hidrogênio sempre e o óxido de carbono, sob certas condições, podem provocar descarbonetação, de modo que seu uso deve ser estudado adequadamente para que um objetivo não seja atingido com sacrifício de outro — por exemplo, evitar a casca de óxido sem impedir a descarbonetação. De outro lado, os hidrocarbonetos sempre e o CO também sob certas condições podem carbonetar o aço. Em resumo, é preciso sempre um estudo cuidadoso das pro- porções corretas dos vários constituintes de uma atmosfera protetora para que, no tra- tamento térmico normal dos aços, sejam evitadas a oxidação e tanto a descarboneta- ção como a carbonetação. A Tabela 9 adaptada da publicação “Metal Progress Data Sheets"? resume as reações que ocorrem no interior dos fornos, devido às atmosferas comuns presentes, apontando esquematicamente o tipo de reação, a porcentagem desejada para que não ocorra descarbonetação, além de sugerir quais as atmosferas mais indicadas para cada fim. Atmosferas a base de nitrogênio, sobretudo as nitrogênio/álcool, estão sendo em- pregadas de modo crescente. Por exemplo, a adição de metano! no nitrogênio constitui num meio protetor que substitui uma atmosfera endotérmica. Uma composição típica é a seguinte: CO — 18 a 20%, Hz — 32 a 40%, N) — 36 a 49%, CH, — 1a 4%, CO; + H — 010 a 0,30%. Às vezes, para obter os mesmos resultados proporcionados pelas atmosferas pro- tetoras, usa-se como meio de aquecimento banhos de sal fundido; o tratamento térmi- co dos aços rápidos constitui o exemplo mais importante. Os tratamentos térmicos usuais dos aços são: recozimento, normalização, têmpe- ra, revenido, coalescimento e os tratamentos isotérmicos. . «= 3, Recozimento — É o tratamento térmico realizado com o fim de alcançar um ou vários dos seguintes objetivos: remover tensões devidas aos tratamentos mecâni- cos a frio ou a quente, diminuir a dureza para melhorar a usinabilidade do aço, alterar as própriedades mecânicas como resistência, ductilidade etc., modificar os caracteris- ticos elétricos e magnéticos, ajustar a-tamanho de grão, regularizar a textura bruta de fusão, remover gáses, produzir uma microestrutura definida, eliminar enfim os efeitos de quaisquer tratamentos térmicos ou mecânicos a que o aço tiver sido anteriormente submetido. O tratamento genérico recozimento abrange os seguintes tratamentos específicos: * 31. Recozimento total ou pleno, que consiste no aquecimento do aço acima da zona crítica, durante o tempo necessário e suficiente para se ter solução do carbono ou dos elementos de liga no ferro gama, seguido de um resfriamento muito lento, reali- zado ou mediante o controle da velocidade de resfriamento de forno ou desligando-se o mesmo e deixando que o aço resfrie ao mesmo tempo que ele. O recozimento total está representado esquematicamente na figura 54. Nessas condições obtém-se perita grosseira que é a estrutura ideal para melhorar a usinabilida- de dos aços de baixo e médio. carbono. Para aços de alto carbono, a perlita grosseira não é vantajosa sob o ponto de vista da usinabilidade e neles prefere-se uma estrutura .-  TABELA 9 Reações devidas a várias atmosferas quo podem ser utilizadas nos tratamentos térmicos dos aços Porcentagem Porcentagem usualmente desajada Tipo Gases presente nas | para evitar Reações de reação Observações atmosferas | descarbonetação + Levemente 2CO + 3Fe > FesC + CO; Óxido carbonetante O CO é desejáve! nas atmosferas dos fornos por- carbono Até 34% 104 34% que compensa a contaminação por parte de tra- (cor Levemente gos de CO», vapor de água ou oxigênio. co + FeO — Fe + CO; Vedutara = CO; + FesC » 3Fo + 200 | q cotemente Anidrido lescarbonetante | Deve-se eliminar totalmente o CO; das atmosferas carbônico Até 15% 0% dos fornos. Traços de CO» podem ser compensa- (CO: dos pela presença de CO e metana. CO; + Fe — FeO + CO Oxidante HO 4 FelC-3F + CO 4H Fortemente Vapor de hO + Fes + + Hz | descarbonetante | Deve-se eliminar completamente o vapor de água Ea a Até 22% abaixo de das atmosferas dos fornos. Traços de vapor de água 18.0) 0,09% podem ser compensados pela presença de CO e HO + Fe > FeO + H> Oxidante metana H + FeO = Fe + HO fortemente Hidrogénio redutora Ainda que o hidtagênio seja desejável em certas 8) 0a 40% 3a 20% aplicações, geralmente deve ser mantido baixo por 2 formar vapor de água ou descarbonetar. 2H + FesC > 3Fe + CHa | | Descarbonetante 88 SOCICNNA SONHHA H SODV ços 9 mação completa. Em seguida, o esfriamento até a temperatura ambiente pode ser apres- sado como mostra o diagrama da figura 56. a “94 md e & T dim dg fscgomento e vs» q eso Zoo no ac as sao ss seo Tamperotaro *€ Fig. 55 — Efeito da temperatura de recozimento nas propriedades mecânicas de um aço com 0.40% de carbono ligeiramente encruado. Cornos de Resranerte | | | Permparatora & * PEODUTO PERLITA | GA AERRITA E PERA LITA OO PERCITA E CEMENTITA) Jergão, esc. tag. Fig. 58 — Diagrama esquemático de transformação para recozimento isotérmico ou cíclica. Os produtos resultantes desse tratamento térmico são também perita e ferrita, perita e cementita ou só perlita. A estrutura final, contudo, é mais uniforme que no ca- so do recozimento pleno. Além disso, o ciclo de tratamento pode ser encurtado sensi- velmente de modo que o tratamento é muito prático para casos em que se queira tirar vantagem do resfriamento rápido desde a temperatura crítica até a temperatura de trans- 92 AÇOS E FERROS FUNDIDOS formação e desta à temperatura ambiente, como em peças relativamente pequenas que possam ser aquecidas em banhos de sal ou de chumbo fundido. Para peças grandes, entretanto, o recozimento isotérmico não é vantajoso sobre o pleno, visto que a veloci- dade de resfriamento no centro de peças de grande secção pode ser tão baixa que tor- * na impossível o seu rápido resfriamento à temperatura de transformação. As temperaturas recomendadas de austenitização para alguns tipos de aços-car- bonos e aços-liga estão a seguir indicadas*.” 1025 — 857 a 900ºC 1030 — 843 a 870ºC 1033, 1035, 1038, 1037, 1038, 1039, 1040 — 829 a 857ºC 1041, 1042, 1043,'1045, 1046, 1048, 1050, 1052, 1055, 1060, 1064, 1065, 1070, 1074 — 802 a 843ºC 1078, 1080, 1084, 1085, 1086, 1090, 1095 — 788 a 815ºC 4132, 1137 — 829 a 857ºC 1138, 1140 — 815 a 843€ 1141, 1144, 1145, 1146, 1151 — 802 a 843ºC 1130 — 8298 a 857ºC 1135, 1340, 1345, 3140 — 815 a 843ºC 4037, 4042 -- 829 a 857ºC 4047 — 815 a 857ºC 4063 — 802 a 843º€ 4130 — 815 a 871ºC 4135, 4137, 4140, 4142 — 843 a 871ºC 4145, 4147, 4150, 4161, 4337, 4340 — 815 a 843ºC 50840, 50B44, 5046, 50B46 — 815 a 843ºC 50B5O, 50B60 — 802 a 843ºC 5130, 5132 — 829 a 857ºC 5135, 5140, 5145 — 815 a 843ºC 5147, 5150, 5155, 5160 — 802 a 843ºC€ 50100, 51100, 52100 — 774 a 802ºC — para têmpera em água 50100, 51100, 52100 — 815 a 871ºC — para têmpera em óleo "6150 — 843 a 885ºC 81845 — 815 a 857ºC 8630 — 829 a 871ºC 8637, 8640 — 829 a 857ºC 8642, 8645, 86B45, 8650 — 815 a 857ºC 8655, 8660 — 802 a 843ºC 8740, 8742 — 829 a 857ºC 9254, 9255, 9260 — 815 a 900ºC 94830, 94840 — 843 a 885ºC 9840 — 829 a 857º€ + 3.3. Recozimento para alívio de tensões, que consiste no aquecimento do aço a temperaturas abaixo do limite inferior da zona crítica. O objetivo é aliviar as tensões ori- ginadas durante a solidificação ou produzidas em operações de transformação mecâni- ca a frio, como estampagem profunda, ou em aperações de endireitamento, corte por * chama, soldagem ou usinagem. Essas tensões começam a ser aliviadas a temperaturas logo acima da ambiente; entretanto, é aconselhável aquecimento lento até pelo menos 500ºC para garantir os melhores resultados.!De qualquer modo, a temperatura de aque- cimento deve ser a mínima. compatível com o tipo e as condições da peça, para que não se modifique sua estrutura interna, assim como não se produzam alterações sensi- veis de suas propriedades mecânicas. A tabela 10 apresenta alguns exemplos típicos de tratamento para alívio de ten- sges0, TRATAMENTO TÉRMICO DOS AÇOS 93 3.4. Recozimento em caixa, que é O tratamento utilizado para a proteção de gran- des massas ou grande número de peças de aço, de modo a impedir que a superfície acabada das mesmas seja afetada por oxidação ou outro efeito típico de tratamento térmico. As peças — tais como tiras e chapas laminadas a frio, portanto no estado en- cruado — são colocadas no interior do forno, em recipientes vedados. Geralmente faz-se aquecimento lento a temperaturas abaixo da zona crítica, variando de 600ºC a 700º€C. TABELA 10 Tratamentos típicos de alívio de tensões em diversos tipos de aços Tempo, horas Tipo de aço Temperatura por polegada de seoção Ago com 0,35% €, com menos de 3/4” de seoção alívio de tensões geralmente desnecessário Aco com 0,35% C, com 3/4” ou mais de secção 595º a 675ºC | 1 Aço com mais que 0,35% C, com menos de 1/2" de alívio de tensões geralmente secção desnecessário Aço com mais que 0,35% €, com 12” ou mais de secção 595º a 675ºC 1 Aço C-Mo, com menos que 0,20% € (qualquer espes- sura) 595º a 675ºC 2 Aço C-Mo, com 0,20 a 0,35% € (qualquer espessura) 675º a 760º€C 3a2 Aço Cr-Mo, com 2% Cr é 0,5% Mo (qualquer espes- suraj 720º à 745ºC 2 Ago Cr-Mo, com 2,25% Cr, 1% Mo é 5% Cr, 0,5% Mo iqualquer espessura) 730º a 760ºC 3 Aço Cr-Mo com 9% Cr e 1% Mo [qualquer espessura) | 745º a 775ºC 3 Aços inoxidáveis 410 é 430 lqualquer espessura) 775º a 800ºC 2 Aços inoxidáveis 309 e 310 (com secção superior a 3/4") az0ºc 2 3.5. Esferoidização, que consiste num aquecimento e resfriamento subsequente, em condições tais a produzir uma forma globular ou esferoidal de carboneto no aço. Hã várias maneiras de produzir tal estrutura, a saber: a) aquecimento a uma temperatura logo acima da linha inferior de transformação, seguido de esfriamento lento: b) aquecimento por tempo prolongado a uma temperatura logo abaixo da linha inferior da zona crítica. Este tratamento é também chamado de “recozimento subcritico”; :s: + 0) aquecimento e resfriamento alternados entre temperaturas que estão lago acima e lago abai- XD, da linha de transformação inferior, A esferoidização objetiva-melhorar a usinabilidade de aços de alto carbono. 4, Normatização — Consiste no aquecimento do aço a uma temperatura acima da zona crítica, seguido de resfriamento ao ar. Esse tratamento está esquematizado na figura 57. Para os aços hipoeutetóides, pode-se admitir que a temperatura de aqueci- mento ultrapasse a linha A; e para 'os hipereutetóides a linha Acm sem os inconvenien- tes, neste último caso, no esfriamento ao ar que,se seguem da formação do invólucro frágil de carbonetos. Entretanto, de acordo com o Comitê sobre Recozimento e Norma. fização do Aço da ASMOS, as temperaturas típicas para normalização de aços-carbono são as seguintes (*) í 1) Essas temperaturas, com base em experiência de produção, podem variar de 30ºC abaixo ou 80ºC acima da temperatura inidicada. Q-aço deve ser resfriado ao ar trangúio. A velocidade de resfriamento, nessas condições, dependerá do tipo de aço, da forma . e das dimensões das peças. Já foram vistos os meios de esfriamento mais utilizados e quais os característicos que os diferenciam. TABELA 1 Propriedades mecânicas dos aços nos estados normalizado e recozido NORMALIZADO PECOZDO imito do [Limite de resis- [Alonga-| Estric- [Dureza] Limite da |Limito de resia- [Alango-| Esurc: [Dureza escoamento | tência à tração | mento | ção | Beinell | escosmento | tência à tração | mento | cão | Brinall ] om 50 1 am 50 kegtimen'j MPa fegtimm?] MPa Im, %| % cgttmen') MPa fegtime?] MPa Imm, %| % 001 [180 | 180 | 31,5] 305) 48 [71 | 90 [125[ 125.280 [280 | 27 | 7 | 0, 0.20 | 31.5 | 305 | 450] 400| 35 | 60 | 120 [250] 250 [410] 400 | 37 | 64 | 115 0,40 | 35,5 | 345 | 59,5] 585 27 | 43 | 165 | 31,0] 300 | 525) 615 | 30 | 48 | 145 060 | 420 | 410 | 76,5) 755] 19 | 28 | 220 | 345| 425 | 670 | 660 | 23 | 33 | 190 o8o [430 | 480 | 940) 920] 13 | 18 | 260 [365] 455 | 605] 785 | 15 | 22 | 220 100 | 700 | 690 [1065/1045 | 7 | 11 | 295/3655] 355 [755] 745 | 22 | 26 | 195 120 | 700 | 690 [1070] 1050 | 3 | 8 |315)355|245]71,5]705| 24 | 35 | 200 1.40 | 870 | 660 [104,5] 1015 | 1 3 | 300 [350] 34 |690 [6% | 19 | 25 | 215 K PRODUTO ASARTENSITA REVENIDA Fermpo, esc. tag. . Fig. 59 — Diagrama esquemático de transformação para têmpera e revenido. Comolna têmpera o constituinte final desejado é a martensita, o objetivo dessa operação, sob o ponto de vista de propriedades mecânicas, é o aumento do limite de resistência à tração do aço e também da sua dureza; na realidade, o aumento da dure- za deve verificar-se até uma determinada profundidade. + Resultam também da têmpera redução da ductilidade (baixos valores de alonga- mento e estricção), da tenacidade e o aparecimento de apreciáveis tensões internas. Tais inconvenientes são atenuados ou eliminados pelo revenido. . Para que a têmpera seja bem sucedida vários fatores devem ser levados em con-* ta. Inicialmente, a velocidade de esfriamento deve ser tal que impeça a transformação da austenita nas temperaturas mais elevadas, em qualquer parte da peça que se deseja TRATAMENTO TÉRMICO DOS AÇOS 97 endurecer. De fato, as transformações da austenita nas altas temperaturas podem dar como resuitado estruturas mistas, as quais ocasionam o aparecimento de pontos mo- tes além de conferirem ao aço baixos valores para O limite de escoamento e para a re- - sistência ao choque. Portanto, a secção das peças constitui outro fator importante por- “que pode determinar diferenças de esfriamento entre a superfície e o centro. *- Em peças pequenas ou de pequena espessura, essa diferença é desprezível. O mesmo, contudo, não se dá com peças de grandes dimensões, no centro das quais a velocidade de esfriamento é menor do que na superfície, resultando estruturas de transformação mistas, a não ser que o teor de elementos de liga do aço seja suficiente para impedir essa transformação e produzir somente a estrutura martensítica. Às vezes, por outro lado, é conveniente um núcleo mais mole e, então, escolhe-se um aço e uma velocidade de esfriamento que produzam superfície dura e núcleo na- quelas condições. A razão da alta dureza da martensita já foi estudada. Para maior clareza será re- petida e ampliada a seguir: O carbono dissolve-se prontamente no ferro gama, mas é praticamente insolúvel no ter- ra alfa. Os átomos de carbono no ferro gama se distribuem nos espaços entre os átomos de ferra, isto é, no interior das unidades cúbidas de face centrada. Entretanto, os espaços entre os átomos de ferrá no reticulado cúbica centrado do ferró alfa são incapazes de acomadar áto- mos de carbono sem que se produza considerável deformação do reticulado. Esse é o motivo da baixa solubilidade do carbono no ferro alfa. Quando a austenita é resfriada a uma temperatura em que não é mais estável, o ferro gama passa a alfa e o carbono é expulsa da solução sólida, combinando-se com o fesro de mo- do a formar o carboneto Fes€. Este FexC. possui um reticulado complexo Com poucos planas de escorregamenta e é extremamente duro. Com o ferro ele forma, como se sabe, 9 constituin- 1e lamelar pertita. = Quando se aumenta a velocidade de esfriamento da austenita, pode-se chegar a uma velocidade tão alta que nãa permite à expulsão do carbono da solução sólida para formar o Fes€, verificando-se somente passagem da forma alotrópica do ferro de gama a alfa. Tem-se, então, uma solução sólida supersaturada de carbono em ferro alfa, constituindo a martensita Vig. 60), cuja extrema dureza deve ser atribuída à distorção do reticulado cúbico centrado cau- sada pela supersaturação. Admite-se hoje que a martensita apresenta uma estrutura tetragonal centrada e não cú- bica, formada por um movimento de átomos em planos especificos da austenita. Essa estrutu- ra está sujeita a microtensões elevadas é se apresenta também supersaturada de carbono ou contém partículas de carbonetos grandemente dispersas. ' O efeito da têmpera na estrutura dos aços-liga, sobretudo os altamente ligados, onde estão presentes alguns carbonetos será abordado por ocasião do estudo desses aços. Como já foi mencionado, a martensita é constituinte mais duro e mais frágil dos aços. A figura 610% mostra como pode variar a dureza da martensita em função do tesr de carbono. Por outro ladó, o gráfico indicado apresenta duas curvas: a superior, relativa a máxima dureza que se pode obter tom o resfriamento mais rápido possível e a interior, relativa à dureza média, como normalmente se obtém nas condições práti- cas de tratamento de têmpera. . Um fator importante a considerar na operação de têmpera, devido à ação que exerce na estrutura final do aço, é a temperatura de aquecimento. Em princípio, qualquer que seja o tipo de aço — hipoeutetóide ou hipereutetóide —. a tempêratura de aquecimento para têmpera deve ser superior à da linha de transformação Ai, quando a estrutura con- sistirá de grãos de austenita, em vez de perlita. O aço sendo hipoeutetóide, entretanto, além da austenita, estarão presentes grãos de ferrita. Assim sendo, um aço com tal es- “trutura, quando resfriado em água, por exemplo, apresentará martensita conjuntamente com ferrita, pois esta que estava presente acima da temperatura A,, não sofre qualquer aiteração ao ser 0 aço temperado. Tem-se, portanto, têmpera ou endurecimento incom- pleto do material, o que geralmente deve ser evitado, pois na têmpera visa-se obter a  Fig. 69 — Aspecto micrográfico de aco temperado: martensita. Ataque: reativo de nital, Ampliação: 1.000 vezes. Percebe-se perfeitamente a estrutura tipicamente acicular desse constituinte. máxima dureza. Em consequência, ao aquecer-se um aço hipoeutetóide para a têmpe- ra, deve-se elevar sua temperatura acima do limite superior da zona crítica — linha As — pois então a sua estrutura consistirá exclusivamente de austenita que se transforma- rá em martensita no resfriamento rápido subsequente. É evidente que devem ser evita- das temperaturas muito acima da As, devido ao superaquecimento que se poderia pro- duzir, e que ocasionaria uma martensita acicular muito grosseira e de elevada fragilidade. Ao contrário dos aços hipoeutetóides, os aços hipereutetóides são normalmente aquecidos acima de Ai, sem necessidade de se ultrapassar a temperatura correspon- dente a As. De fato, acima de A, o aço será constituído de grãos de austenita e peque- nas partículas de carbonetos secundários. No resfriamento subsequente, a estrutura re- sultante apresentará martensita e os mesmos carbonetos secundários. Como estes apre- sentam uma dureza até mesmo superior à da martensita, não haverá maiores inconve- nientes. Procura-se, por outro lado, evitar, nesses aços hipereutetóides, aquecimento aci- ma de A; visto que a austenita resultante apresentará granulação grosseira, com con- sequente martensita acicular grosseira, cujos inconvenientes já foram apontados. , Pelo que foi exposto sobre a natureza da estrutura martensítica, conclui-se que a mesma se caracteriza por excessiva dureza e por apresentar tensões internas consi- deráveis. Simultaneamente a essas tensões, por assim dizer estruturais, o aço tempera- do caracteriza-se por apresentar tensões térmicas. Estas são ocasionadas peto fato de que materiais resfriados rapidamente, esfriam de maneira não uniforme, visto que a sua superfície atinge a temperatura ambiente mais rapidamente do que as regiões mais cen- trais, ocasionando mudanças volumétricas não uniformes, com às camadas superficiais contraindo mais rapidamente do que as regiões internas. Como consequência, tem-se a parte central sob compressão e as camadas mais externas sob tração. Em última anátise, pois, após temperado, o aço apresenta-se em estado de apre- ciáveis tensões internas, tanto de natureza estrutural como de natureza térmica. Quan- do estas tensões internas ultrapassam o limite de escoamento do aço, ocorre sua de- formação plástica e as peças apresentar-se-ão empenadas; se, entretanto, as tensões internas excederem o limite da resistência à tração do material, então ocorrerão inevitá- veis fissuras e as peças estarão perdidas. TRATAMENTO TÉRMICO DOS AÇOS 101 As figuras 63 e 64 mostram, respectivamente, uma estrutura mista martensita- troostita e uma estrutura sorbítica. Na operação de revenido importa não só a temperatura do tratamento como igual- mente o tempo de permanência à temperatura considerada, o que pode ser comprova- do pelo exame do gráfigo da figura 65. A influência maior verifica-se no início, diminuin- do com intervalos de tempo maiores. Fig. 63 — Aspecto micrográfico de um aço temperado mostrando a estrutura mista troostita-martensita. Ataque: reativo de nital Ampliação: 200 vezes. Fig. 64 -— Aspecto micrográfico de um aço temperado e revenido. Estrutura: sórbita. Ataque: reativo de nital, Ampliação: 1.000 vezes, mz AÇOS E FERROS FUNDIDOS zo es Nos mio em co Ho TT 4 Wado q lr 4 c SN 45 A nl N so at DEE As se - - o S > as2xe ia O 7EX Ma as Jo MO 387. Irrir, O Gbl'2 SE 256 Lrervoto de feno 1a Femgosraturo em escal logorisgrico Fig. 65 — Influência do intervalo de tempo no revenido de um aço com 0,82% C, realizado a quatro temperaturas diferentes. - 61 Fragilidade de revenido — Diversos aços, principalmente aços-liga de baixo teor em liga, caracterizam-se por adquirirem fragilidade, quando são aquecidos na faixa de temperaturas 375 — 575ºC, ou quando são resfriados, lentamente através dessa faixa!” 9, Esse fenômeno é conhecido com o nome de “fragilidade de revenido”, A fragilida- de ocorre mais rapidamente na faixa 450 — 475ºC. Os aços-carbono comuns conten- do manganês abaixo de 0,30% não apresentam o fenômeno. Contudo, aços contendo apreciáveis quantidades de manganês, niquel e cromo, além. de uma ou mais impure- zas, tais como antimônio, tóstoro, estanho ou arsênio, são suscetíveis ao fenômeno. Não se tem uma explicação clara desse fato, embora se tenha observado concen- tração de impurezas nos contornos dos grãos, o que comprova que é necessária a pre- sença dessas impurezas, juntamente com um elemento de liga, para provocar essa fra- gilidade. Esta é somente revelada no ensaio de resistência ao choque, pois as outras pro- prigdades mecânicas e a própria microestrutura não são afetadas. À não ser que se utilizem matérias primas muito puras, os aços Cr-Ni são mais suscetíveis ao fenômeno. Aparentemente, o molibdênio, em teores de 0,5 a 1,0%, retarda a suscetibilidade à fragilidade de revenido. Os aços que se tornaram frágeis, devido às causas apontadas, podem voltar ao seu normal e ter a tenacidade por assim dizer restaurada, pelo aquecimento em torno de 600ºC ou acima, seguida de resfriamento rápido, abaixo de aproximadamente 300ºC. Mencione-se, mais uma vez, o fato de que a eliminação de impurezas indutoras do fenômeno evita a fragilidade, Como a antimônio é aparentemente o elemento mais prejudicial ele deve ser evitado a qualquer custo. Na prática, tanto o antimônio como  é ITAMENTO TÉRMICO DOS AÇOS 103 Arsênio não estão comumente presentes. Desse modo, a maior atenção deve ser diri- “Ada ao estanho e ao fósforo, cujas quantidades não devem ultrapassar 0,005% e 0,01% Ei respectivamente. Uma última prática para reduzir a severidade da fragilidade de revenido é manter o aço por longo tempo numa faixa de temperaturas entre Ac, e Aca. Contudo, esse tratamento, tembém chamado “inter-critico”, só deve ser aplicado em casos específicos. 6.2. Transformação da austenita retida -- Como já se viu, dependendo da composição do aço, pode-se ter à temperatura ambiente uma certa quantidade de “austenita retida” ou “astenita residual” que, do se transformar posteriormente, pode acasioner o fenômeno de instabilidade dimensional. A transformação dessa austenita residual é realizada por intermédio de diversos pro- cedimentos. : Um deles é o revenido, operação já descrita. Como se viu, o chamado “2º estágio de revenido” — entre 200º e 300º€ — transforma a austenita retida em bainita. Esta rea- ção do revenido prevalece somente em aços de médio ou alto carbono. Na realidade, no re- venido, para a obtenção de um certo grau de estabilidade dimensional, seria necessário = empregar-se a máxima temperatura de aquecimento permissível, tendo em vista a dureza desejada, de modo a desenvolver-se a contração máxima possível. Em alguns tipos comple- xos de aço — como os aços rápidos — surge a necessidade de mais de um revenido, visto «que no resfriamento posterior ao primeiro revenido, forma-se martensita que deve, em con- sequência, ser revenida, o que se faz através de um segundo aquecimento do aço. Outro método é o “resfriamento subzero”, ou seja resfriamento, após o aquecimento para a têmpera, a temperaturas abaixo de zero, para — se possível — ultrapassar-se a linha Mk dos diagramas 77 T. Quanto mais baixa a temperatura subzero, mais completa a transtor- mação da austenita e menos provável o fenômeno de instabilidade dimensional, Dependen- do da posição da linha Mr — que é função da composição do aço — poderá haver necessi- dade de recorrer-se a meios de resfriamento muito drásticos, como “nitrogênio líquido” (—200º€) ou “gelo seco” (— 68ºC] ou “hélio Iquido” (— 268ºC) ou métodos de resfriamento como “refrigeração mecânica”, que permitem temperaturas de —45ºC a —100ºC. Esse tra- tamento, entretanto, não é muito seguro devido ao choque térmico que resulta, podendo pro- vocar o aparecimento de fissuras de resfriamento. A tendência a fissuras de têmpera — em certas peças de aço para ferramentas — é tão grande que se recomenda exatamente o contrário do resfriamento subzero, ou seja a in- terrupção do resfriamento durante a têmpera a temperaturas de 65ºC a 93ºC, procedendo- se a revenido imediatamente a seguir. É claro que, desse modo, facilita-se a retenção da aus- tenita, a qual, nesse caso, favorece e não prejudica o material. Um terceiro método para transformar a austenita retida seria um artifício que se pode- ria chamar de "sazonamento”, ou seja, manutenção das peças tratadas em estoque por um determinado período de tempo ou submetendo-as repetidamente aos extremos de tempera- turas esperadas em serviço. Procura-se, assim, forçar a ocorrência das modificações dimen- sionais antes de utilizar as peças, o que, entretanto, raramente se consegue. Outro método que possibilita a transformação da austenita retida é a promoção de um certo grau de encruamento nas peças, 0 que, obviamente, não serve para garantir a estabiti- dede dimensional. : Choque mecânico tem sido usado como o mesmo objetivo, com resultados limitados, tontudo, devido à dificuldade do seu controle. Finalmente, frequentemente têm sido usados ciclos ace!erados de envelhecimento, com resultados aproximadamente idênticos aos obtidos no rever.ido comum. 7. Coalescimento — Qualquer tratamento capaz de produzir esferoidita (fig. 66) é cha- mado de coalescimento. Esse tratamento é aplicado principalmente em aços hipereutetóides e pode consistir em qualquer das seguintes operações: — Aquecimento prolangado de aços laminados ou normalizados a uma temperatura loga abai- xo da linha inferior da zona crítica Ay (*). 106 AÇOS E FERROS FUNDIDOS Por outro lado, as propriedades resultantes da têmpera superficial são: — superfícies de alta dureza e resistência ao desgaste; — boa resistência à fadiga por dobramento; — boa capacidade para resistir cargas de contacto; — resistência satisfatória ao empenamento. Algumas recomendações são necessárias para obtenção dos melhores resultados “”. — procurar obter camadas endurecidas pouco profundas; de fato, profundidades maiores, des- necessárias podem provocar o empenamento ou fissuras de têmpera ou desenvolver tensões residuais excessivamente altas, sob a camada endurecida; — levar em conta que a espessura da camada endurecida depende de cada caso específico, tendo em vista as resistências ao desgaste e à fadiga desejadas, a carga de serviço das peças, as dimensões destas é, inclusive o equipamento disponível: como por exemplo, deve-se lembrar que se a camada endurecida corresponder a uma fração significativa da espessura da peca, podem resultar tensões residuais de compressão de pequeno valor nessa camada endurecida, de modo a ter-se melhora insignificante na resistência à fadiga. As temperaturas de aquecimento devem proporcionar a austenitização do aço, pois somente assim obtém-se no resfriamento posterior, a martenista. As temperaturas, os meios de resfriamento recomendados e as durezas resultantes para aços-carbonos são os seguintes: 0,30%C — 900-975ºC — água — 50 RC 0,35%C — 900ºC — água — 52 RC 0,40%C — B70-900ºC — água — 55 RC 0,45%C — B70-900ºC — água — 58 RC 0,50%C — 870ºC — água — 60 RC 0.60%C — 850-875ºC — água — 64 RC óleo — 62 RC Os aços-liga e os aços de usinagem fácil, com o teor de carbono acima, são endureci- dos por indução, no caso de se adotar O processo de têmpera superficial. Quando os ele- mentos de liga provocam a formação de carbonetos (cromo, malibdênio, vanádio ou tungs- tênio), os aços correspondentes devem ser aquecidos a temperaturas 50 a 100º€ acima das indicadas. A duração do aquecimento é muito curta, geralmente poucos segundos, para produzir uma nitida fronteira entre a secção endurecida e o resto da secção. A figura 672 mostra o efeito do tempo de aquecimento na profundidade de endureci- mento e no início do aparecimento de fissuras, na têmpera superficial por indução de uma barra de aço 1045, com 25 mm de diâmetro. Após 4 segundos de aquecimento, notou-se o aparecimento de fissuras superficiais, em seguida ao resfriamento. Após 5 segundos, a superfície da barra aqueceu-se a uma tem- peratura próxima da de fusão do aço. A potência aplicada na experiência da qual resultou o gráfico da figura, foi 11,6 MWim? a 450 kHz. O meio de resfriamento usual na têmpera superficial é a água, fácil de instalar e man- ter e menos perigosa que os outros meios. Estes outros são salmoura, óleo, ar comprimido e polímeros líquidos. Normalmente, o meio é aspergido ou borrifado sobre a secção aquecida ou a peça é mergulhada no meio, terminado o aquecimento. Em alguns casos, por exemplo em peças maciças, como engrenagens de passo largo, pode ocorrer a rápida absorção do calor superficial pela massa não aquecida da peça. Desse modo, tem-se que poderia chamar de “auto-resfriamento”, que eliminaria os meios líquidos de têmpera. TÊMPERA SUPERFICIAL 107 E 8 E - Primeira bvidencia = às fissurhção 2 u a w 30 a 3 Bono afstad «< peito caior | a ã A 2s E i o = LA so Re E DT o Led «o E a o 1 2 3 4 5 & - TEMPO DE AQUECIMENTO, s Fig. 67 — Efeito do tempo de aquecimento na profundidade de endurecimento por têmpera superficial Além das vantagens citadas, outras que podem ser mencionadas são: eliminação dos fornos de aquecimento, maior rapidez de tratamento, tratamento em qualquer local da ofici- na, não produz apreciável oxidação ou descarbonetação do aço, etc. Os processos usuais de têmpera superficial são: — têmpera por chama; — têmpera por indução. 2. Têmpera por chama — Neste processo, aquece-se rapidamente, acima da tempera- tura crítica, a superfície a ser endurecida, por intermédio de uma chama de oxiacetileno, seguindo-se um jato de água, em forma de borrifo, de modo a produzir uma camada endure- cida até a profundidade desejada. Existem inúmeros dispositivos utilizados na operação. No caso mais simples de for- mas cilíndricas, leva-se a efeito o tratamento mediante a utilização de um dispositivo seme- ante ao torno, entre as pontas do qual é colocada a peça, sendo a torcha de oxiacetileno € o bocal de água colocados no “carro” do torno. A peça gira a uma velocidade periférica determinada, ao mesmo tempo que a torcha, dimensionada de modo a abranger a área que se deseja endurecer, aquece sucessivamente a superfície, seguindo-se imediatamente o res- friamento pela água. Com esta disposição, há probabilidade de se formarem faixas mais mo- les com alguns milímetros de largura. Para evitar esse inconveniente, prefere-se aquecer a superfície com uma torcha de chama móltipla e forma anular, que sé movimenta ao longo da peça girando rapidamente. O bocal de resfriamento apresenta também forma anular. A espessura da camada endurecida pode variar desde apenas uma casca superficial até cerca de 10 mm. O dispositivo descrito, adaptado em .máguina do tipo de um torno, dá uma idéia da maneira de realizar-se a têmpera superficial por chama. A figura 68 mostra mais claramente três métodos de aplicação desse tipo de endurecimento superficial“? Além desses, o método mais simples é o chamado “estacionário”, em que se aquecem apenas localmente áreas selecionadas da peça, com subsegúente resfriamento, ou por borri- to ou até mesmo por imersão. Este é o método mais simples, porque não exige equipamento elaborado, além evidentemente do dispositivo de chama e, eventualmente, dispositivo de fi- xação e de controle do tempo para permitir um aquecimento mais uniforme. 108 AÇOS E FERROS FUNDIDOS Fig. 68 — Três métodos de aplicação do endurecimento superficial por chama. A figura superior corresponde ao método chamado “progressivo”, em que 8 chama é movida ao longo da árca a ser endurecida; a figura central corresponde ao método “giratório”, em que a pega é feita girar; finalmente, a figura inferior refere-se ao método “combinado”, em que tanto a peça como a chama se movimentam, O método “progressivo” é empregado para endurecer secções grandes que não po- dem ser aquecidas pelo processo estacionário. As dimensões e a forma da peça a ser endu- recida, assim coma o volume de oxigênio e de gás combustível necessário para aquecer a secção, são fatores a serem levados em canta na escalha deste processo. O equipamento necessário no métado progressivo consiste de um ou mais cabecates de chama e de um dispositivo de resfriamento, montados num carro que pade se movimen- tar a uma velocidade regulável". as peças podem, por exemplo, ser montadas numa torno e tanto o cabeçote da chama como a peça podem girar, não havendo, finalmente, limite prá- tico quanto ao comprimento das peças que possam ser temperadas por este método. TÊMPERA SUPERFICIAL mm Em resumo, o controle da profundidade de aquecimento é conseguido, jogan- do-se com as seguintes variáveis: — forma da bobina; — distância ou espaço entre a bobina de indução e a peça; — taxa dê alimentação de torça; — trequência; — tempo de aquecimento. A Figura 70 mostra esquematicaments a técnica de aquecimento por indução!?, 4 agua dndução | águe (a) (6) Fig. 70 — Desenho esquemático representando a técnica de têmpera por indução. À esquerda, (a), mostra-se o aquecimento da peça; à direita, (b), o resfriamento subsequente. Para alguns tipos de equipamentos de indução, as frequências mais comumente usadas são as representadas na Tabela 134º Nessa Tabela, as expressões Ação Eficiente, Ação Razoável e Ação Inadequada indicam o seguinte: — “ação eficiente” — frequência que aquecerá do modo mais eficiente o material até a tempe- ratura de austenitização para a profundidade especificada; — “ação razoável” — frequência que é inferiar à ótima, mas suficiente para aquecer à tempera- tura de austenitização, para a profundidade especificada; - “ação inadequada” — frequência que poderá superaquecer a superficie. Por outro lado, o êxito de muitas aplicações de aquecimento por indução depende do desenho ou forma da bobina de indução. Essa forma é, evidentemente, influenciada 12 AÇOS E FERROS FUNDIDOS TABELA 13 Fonte de energia e frequências para têmpera superficial por indução Seleção de frequência para os equipamentos seguintes: Profundidade á de endureci- | Secção Motor Gerador da peça Tubo à vácuo mento im acima de mm m 1000 3000 10.000 PM Hz Hz Hz kHz 0.381,27 8,35-25,4 - - - Eficiente 1,29-2,54 nina5,88 - - Razoável Eficiente 15,88-25,4 - - Eficiente Eficiente 25,4-50,8 - Razoável Eficiente Razoável Acima 50,8 | Razoável Eficiente Eficieme inadequada 256-508 | 1905-508 - Eticiente Eficiente inadequada 50,8-101,6 Eficieme Eficiente Razoável - L Acima 101,6 | Eficiente Razoável | Inadequada por diversos fatores, entre os quais pode-se mencionar as dimensões e a forma da peça a ser aquecida, o modelo de aquecimento a ser obtido, número de peças a serem aque- cidas, etc. A Figura 71 mostra alguns desenhos básicos para utilização em alta frequencia tacima de 200 ko)“?. 5 B- MONO DE AGUGCIMNTO Mapas pe ApiçuNDATO , viço 3 Er Fig. 71 — Formas típicas de bobinas de indução para alta frequência TÊMPERA SUPERFICIAL 3 O tipo (a) consiste num simples solenóide para aquecimento externo; o tipo (b) consiste numa bobina para aquecimento interno de orifícios; o tipo (ci permite elevadas densidades de corrente numa faixa estreita da peça; o tipo td) consiste numa bobina de uma única volta para aplicação em superfície giratória, possuindo meia volta contor- nada para possibilitar o aquecimento de filetes; finalmente o tipo (e) é o indicado para aquecimento localizado de superfícies planas. Para tais bobinas, usam-se tubos de cobre comercial, com dimensões tais que per- mitam um fluxo de água adequado para seu resfriamento. A tubulação pode apresentar diâmetros pequenos — da ordem de 1/8" —.para máquinas de potência muito baixa; mas para unidades de 20 a 50 kW, o diâmetro da tubulação varia geralmente de 3/16” a 1/4", Entre os vários processos para aplicar-se aquecimento superficial por indução, po- de-se citar os seguintes: a) têmpera simultânea, em que a peça a ser temperada é feita girar dentro da bobina; uma vez atingido o tempo necessário para o aquecimento, a força é desligada e a peça imediatamente resfriada por um jato de água; b) têmpera contínua, em que a peça, ao mesmo tempo que gira no interior da bobina de indu- ção, move-se ao longo do seu eixo, de modo a se ter uma aplicação progressiva de calor. O dispositivo de resfriamento está montada a certa distância da bobina. 4. Outros métodos de têmpera superficial — Entre eles podem ser citados”: — raios laser e raios eletrônicos, os quais podem ser dirigidos a zonas muito pequenas e preci- samente localizadas. Consegue-se, assim, um aquecimento de grande intensidade. O aqueci- mento eletrônico, contudo, exige uma câmara de vácuo, onde a peça é colocada: — aquecimento por resistência de alta frequência, por exemplo em peças com forma de barras longas. 5. Revenido dos aços temperados superficialmente — Após a tâmpera superfi- cial, as peças são submetidas a um revenido, pois, qualquer que tenha sido o tratamen- to de têmpera adotado, é necessário revenir a martensita. Geralmente, esse revenido é levado a efeito a temperaturas baixas, objetivando-se sobretudo o alívio das tensões originadas. Considerando-se que os processos de têmpera superficial são adotados devido a característicos dimensionais das peças ou por outros motivos, pode-se também con- cluir que se deve igualmente preferir os métodos de chama ou por indução para revenir o material. No caso, por exemplo, da têmpera superficial por chama em peças de grandes dimensões, através do método progressivo, o revenido é realizado imediatamente após o resfriamento, pelo reaquecimento da superfície temperada com uma chama colocada a pequena distância do dispositivo de resfriamento. Em peças grandes, temperadas até uma profundidade e cerca de 6 mm ou mais, o calor residual presente depois do resfriamento, como já foi mencionado, pode ser sufi- ciente para aliviar as tensões da têmpera, tornando-se desnecessário um revenido sub- seqlente, como operação à parte. 6. Aços recomendados na têmpera superficial — Esse assunto já foi abordado. Os aços-carbono comuns, na faixa de 0,30 a 0,60% de carbono, são os mais usados nas aplicações de têmpera por chama, podendo ser endurecidos inteiramente em se- ções até aproximadamente 12,5 mm. O mesmo. pode-se dizer em relação à têmpera superficial por indução. Frequentemente usam-se aços-liga, quando se deseja maior resistência do núcleo e porque os aços-carbonos não são adequados para a obtenção dessa resistência em determinadas secções, ou ainda porque, devido ao peso e à forma da peça e possibili- dade de empenamento ou fissuração, não se recomenda o uso de aço-carbono resfria-