Tese_Anael_Krelling_FINAL

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ANAEL PREMAN KRELLING 
 
 
 
 
 
 
COMPORTAMENTO TRIBOLÓGICO DE AÇO AISI 1020 
BORO-NIOBIZADO 
 
 
 
 
 
 
Tese apresentada ao Programa de 
Pós-graduação em Ciência e 
Engenharia de Materiais do Centro 
de Ciências Tecnológicas, da 
Universidade do Estado de Santa 
Catarina, como requisito parcial 
para obtenção do grau de Doutor 
em Ciência e Engenharia de 
Materiais. 
 
Orientador: César Edil da Costa 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
JOINVILLE 
2016 
 
2 
 
 
 
 
 
 
K92c Krelling, Anael Preman 
 Comportamento tribológico de aço aisi 1020 boro- 
 niobizado/Anael Preman Krelling – 2016. 
 227 p. : il. ; 21 cm 
 
 Orientador: César Edil da Costa 
 Bibliografia: 205-226 p. 
 Tese (doutorado) – Universidade do Estado de Santa 
 Catarina, Centro de Ciências Tecnológicas, Programa de 
 Pós-Graduação em Ciência e Engenharia de Materiais, 
 Joinville, 2016. 
 
 1. Metais. 2. Aço (metalurgia). 3.Tribologia. 4. Nióbio. 
 I. Costa,César Edil da. II. Universidade do Estado de 
 Santa Catarina. Programa de Pós-Graduação em Ciência 
 e Engenharia de Materiais. III. Título. 
 
 
 
 
CDD: 620.16 - 23. ed. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
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À Roberta, pessoa com quem 
escolhi compartilhar a vida. 
Obrigado por sua capacidade de 
me trazer paz. Esta conquista é 
tão sua quanto minha. Amo 
tanto! 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
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AGRADECIMENTOS 
 
 À Universidade do Estado de Santa Catarina 
(UDESC) pela infraestrutura que permitiu a realização 
desta tese. 
 Ao meu orientador, professor Dr. César Edil da 
Costa. Pelas conversas, sérias e descontraídas. 
Orientador não só do doutorado, mas também de 
carreira. Um amigo e exemplo de profissional. 
 Ao professor Dr. Júlio César Giubilei Milan pela 
orientação durante o Mestrado, por compartilhar seus 
conhecimentos sem reservas e por indicar um caminho 
quando os resultados pareciam confusos. 
 À professora Marilena Valadares Folgueras por ter 
me ensinado a ―pilotar‖ o MEV e pelas análises de área 
superficial. 
 A todos os professores do Programa de Pós-
graduação em Ciência e Engenharia de Materiais pelos 
ensinamentos durante as disciplinas e convivência do 
dia-a-dia. 
 Aos amigos do ―Grupo do Pó‖, Alexandre Galiotto, 
Bruna Zapelinno, Eliana Franco, Elisangela Aparecida 
dos Santos de Almeida, Everton Rafael Breitenbach, 
Fernanda Brietzig, Flávia Costa da Silva, Ivandro Bonetti, 
Kamila Kazmierczak, Marcel Pietsch Mondardo, Mateus 
Arcego, Marcia Hagedorn e Fernando Demboski. 
Agradeço especialmente à Elisangela por tornar os dias 
de estudos menos pesados e mais divertidos, pelos dias 
gastos no microscópio eletrônico de varredura e 
microscópio confocal. À Bruna pelas dicas fit e ao 
Galiotto pelos cafés fortes que não deixam ninguém 
dormir e pelas discussões de artigos para publicação. 
 Aos bolsistas de iniciação científica Douglas pela 
preparação das amostras e Filipi pela ajuda com os 
 
8 
 
ensaios de microabrasão. A ajuda de vocês foi 
fundamental. 
 Aos graduandos em Engenharia Mecânica, alguns 
hoje engenheiros, da UDESC Joinville que fizeram o 
Trabalho de Conclusão de Curso em temas relacionados 
a esta pesquisa: Douglas Grings, Renan Frassetto Rosa 
e Murillo da Silva Santana. Agradeço de maneira 
especial à Jéssica Garcia Alves por ter trabalhado 
comigo tanto na iniciação científica quanto no TCC e ao 
Felipe de Souza Pinto Barbosa cujo TCC foi fundamental 
para o desenvolvimento desta tese. 
 À minha mãe Tania Quandt pelo amor 
incondicional e pelas várias conversas sobre educação 
durante nossos almoços, por ser uma batalhadora. 
Ao meu pai Ingo Gilmar Krelling pelo amor 
incondicional, meu ―ser do suposto saber‖. 
À Omi, Ivone Setti Quandt Rosa, que com todo o 
carinho sempre cuidou de mim, das mamadeiras aos 
almoços 31 anos depois. Por todo cuidado e amor com 
que ajudou na minha criação. 
 Ao meu irmão gêmeo, Gabriel Preman Krelling, 
para quem cito Allan Kardec quando trata da 
semelhança de caráter que existe, frequentemente, entre 
dois irmãos, principalmente entre gêmeos definindo-os 
como ―Espíritos simpáticos que se aproximam por 
semelhança de seus sentimentos e que ficam felizes por 
estarem juntos‖. E à sua esposa Joice Grabovski 
Krelling. 
 À minha sogra, Orlandina Vanderlinder de Souza, 
que mesmo antes do casamento já havia se tornado 
minha segunda mãe. 
 À minha esposa, Roberta Nazaré de Souza 
Krelling, para quem esta tese é dedicada. Pelo 
companheirismo, carinho e por estar presente em todos 
os momentos da minha vida. Por prestar atenção 
 
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enquanto eu falava por horas sobre o doutorado, mesmo 
que a recíproca nem sempre fosse verdadeira. Nossos 
planos para a vida vão se concretizando, objetivos vão 
sendo traçados, alterados, alcançados. Com você ao 
meu lado sempre fica mais fácil. 
 A Deus, que se mostrou criador, que foi criativo. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
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―O destino costuma estar na curva de uma 
esquina. Como se fosse um ladrão, uma puta ou 
um vendedor de loteria: as três encarnações 
mais comuns. Mas uma coisa que ele não faz é 
visitas em domicílio. É preciso ir atrás dele.‖ 
 
(A Sombra do Vento – Carlos Ruiz Zafón) 
 
 
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RESUMO 
 
 
KRELLING, Anael Preman. Comportamento 
tribológico de aço AISI 1020 boro-niobizado. 2016. 
227 p. Tese (Doutorado em Ciência e Engenharia de 
Materiais – Área: Engenharia de Materiais e Metalurgia) 
– Universidade do Estado de Santa Catarina. Programa 
de Pós-graduação em Ciência e Engenharia de 
Materiais, Joinville, 2016. 
 
 
Revestimento a base de boretos de nióbio foi depositado 
em aço AISI 1020 previamente boretado. O tratamento 
de boretação foi realizado por via sólida com uso de 
agente boretante comercial Ekabor 1-V2. O tratamento 
de niobização foi realizado através de um tratamento 
termo-reativo por deposição e difusão (TRD) com 
utilização de uma mistura contendo ferro-nióbio, cloreto 
de amônia e alumina a 1000 °C durante 4 horas. As 
amostras foram caracterizadas por difração de raios-X, 
microscopia eletrônica de varredura, espectroscopia por 
energia dispersiva (EDS) e microdureza Knoop. Ensaios 
de desgaste microabrasivo foram realizados em um 
equipamento de microabrasão por esfera rotativa fixa 
para a avaliação do comportamento tribológico. A carga 
utilizada e a concentração da lama abrasiva foram 0,49–
0,98 N e 0,5–1,0 g/cm³, respectivamente. O coeficiente 
de desgaste, coeficiente de atrito e mecanismos de 
desgaste foram comparados com os de amostras 
boretadas e sem tratamento. Difrações de raios-X 
mostraram a presença da fase Fe2B para as amostras 
boretadas e Fe2B, Al2O3, NbB, B6Nb5, Fe2O3 e NbC para 
as amostras boroniobizadas. A camada de boreto de 
ferro apresentou espessura de 177 µm e dureza de 
 
14 
 
aproximadamente 2100 HK0,01 enquanto a camada de 
boretos de nióbio apresentou 2 µm e 1369 HK0,005. O 
maior e o menor valor do coeficiente de desgaste foram 
obtidos para as amostras boroniobizadas e sem 
tratamento, respectivamente. Para as amostras 
boretadas e boroniobizadas o mecanismo de desgaste 
predominante foi de abrasão por rolamento. As amostras 
sem tratamento apresentaram mecanismo de abrasão 
por deslizamentocom ocorrência de micro-rolamento e 
misto, dependendo das condições de ensaio. 
 
Palavras-chave: Microabrasão, Comportamento 
Tribológico, Tratamento TRD, Boretação, Aço AISI 1020. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
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ABSTRACT 
 
 
KRELLING, Anael Preman. Tribological behavior of 
boro-niobized AISI 1020 steel. 2016. 227 p. Thesis 
(Doctorate in Materials Science and Engineering – Area: 
Materials Engineering and Metallurgy) – University of the 
State of Santa Catarina. Post-graduate Program in 
Materials Science and Engineering, Joinville, 2016. 
 
 
Niobium boride based coating was applied on pre-
boronized AISI 1020 steel. Boriding treatment was 
carried out in solid medium with commercial Ekabor 1-V2 
agent. Niobizing was carried out by Thermoreactive 
Deposition/Diffusion (TRD) treatment in a powder mixture 
consisting of iron-niobium, ammonium chloride and 
alumina at 1000 °C for 4 hours. Samples were 
characterized by X-ray diffraction, scanning electron 
microscopy, energy dispersive spectroscopy (EDS) and 
Knoop microhardness test. Tribological behavior was 
evaluated using a micro-abrasion wear tester with fixed-
ball configuration. The load and abrasive slurry 
concentration were 0,49–0,98 N and 0,5–1,0 g/cm³, 
respectively. Wear coefficient, friction coefficient and 
wear mechanisms were compared with borided and 
untreated samples. X-ray diffraction analysis showed the 
presence of Fe2B phase on borided samples and Fe2B, 
Al2O3, NbB, B6Nb5, Fe2O3 and NbC phases on 
boroniobized samples. The iron borided layer showed 
177 µm thickness and 2100 HK0,01 hardness, while 
niobium borides layer showed 2 µm and 1369 HK0,005. 
The highest and the lowest wear coefficient was obtained 
for boroniobized and untreated samples, respectively. 
For borided and boroniobized samples rolling abrasion 
 
16 
 
takes place. For untreated samples grooving abrasion 
with micro-rolling occurrence and mixed abrasion takes 
place depending of wear tests conditions. 
 
Keywords: Microabrasion, Tribological Behavior, TRD 
Treatment, Boriding, AISI 1020 steel. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
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LISTA DE FIGURAS 
 
Figura 1 – Perfil de dureza para nióbio puro boretado a 
940 ºC por 8 horas ........................................ 41 
Figura 2 – Esquema das reações que ocorrem em 
tratamento TRD de niobização por via sólida42 
Figura 3 – Efeito do teor de carbono na matriz na 
espessura da camada de carboneto de 
vanádio obtida por tratamento TRD em banho 
de bórax contendo 20%p de pó de Fe-V. 
Tempo de imersão de 4 horas ...................... 43 
Figura 4 – Espessura de camada x raiz quadrada da 
atividade de carbono para vários substratos 
tratados a 1000°C ......................................... 44 
Figura 5 – Micrografia Eletrônica de Varredura (MEV), de 
uma camada de carboneto de nióbio em 
substrato de aço 1040 obtida por tratamento 
TRD por via sólida a 900 °C por 2 horas ...... 47 
Figura 6 – Diagrama de equilíbrio Fe-B ......................... 49 
Figura 7 – Seção transversal de uma camada de 
FeB/Fe2B em ferro, mostrando a morfologia 
colunar das fases e a trinca propagando-se 
preferencialmente na interface das fases FeB 
e Fe2B ........................................................... 50 
Figura 8 – Representação esquemática dos estágios de 
crescimento termoquímico dos cristais de 
Fe2B: estágio 1, crescimento na superfície 
metálica; estágio 2, crescimento nas regiões 
mais externas da amostra metálica; e estágio 
3, crescimento em maior profundidade, 
levando a uma forte orientação preferencial 
(002) ............................................................. 52 
Figura 9 – Micrografias mostrando a influência do teor de 
liga na morfologia e espessura da camada de 
boretos. (a) 1018, (b) AISI 304 ..................... 55 
 
18 
 
 
Figura 10 – Micrografias ópticas de: (a) 1040 boretado a 
900 °C por 4 h; (b) 1040 boro-cromatizado a 
1000 °C por 2 h .......................................... 59 
Figura 11 – (a)-(c) crateras de desgaste das esferas de 
AISI 52100 (a) temperada, (b) boro-
cromatizada e (c) boretada. (d)-(f) pistas de 
desgaste formadas em aço AISI 1040 contra 
esferas (d) temperada, (e) boro-cromatizada 
e (f) boretada ............................................. 60 
Figura 12 – Micrografia eletrônica de varredura de aço 
AISI 52100 com capada de NbC ................ 61 
Figura 13 – Microscopia eletrônica de varredura das 
pistas de desgaste para as condições sem 
recobrimento (a) e borocromatizada (b). As 
setas indicam microtrincas na pista de 
desgaste .................................................... 62 
Figura 14 – Superfícies das amostras boretadas a 1000 
°C por 8 horas, após o ensaio abrasivo ..... 64 
Figura 15 – Microscopia eletrônica de varredura das 
amostras de aço AISI 8620 desgastadas com 
lixas de 120 mesh e carga de 30 N. (a) não 
boretada, (b) boretada a 850 °C por 2 h .... 65 
Figura 16 – Microscopia eletrônica de varredura da 
superfície de desgaste de amostras 
boretadas a 1000 °C por 4 horas com cargas 
de (a) 22 N e (b) 42 N após desgaste 
abrasivo ..................................................... 66 
Figura 17 – Microscopia eletrônica de varredura da 
superfície de desgaste da amostra boretada 
a 1050 °C por 6 horas com carga de 42 N 
após desgaste abrasivo ............................. 67 
Figura 18 – Microscopia eletrônica de varredura das 
pistas de desgaste do aço AISI 8620 
boretado por 5 horas: (a) e (b) 100% B2O3, 
 
19 
 
(c) e (d) 100% bórax, (e) e (f) 70% B2O3 + 
30% B4C, (g) e (h) 70% bórax + 30% B4C .. 69 
Figura 19 – Esquema do ensaio de desgaste do tipo 
quatro-esferas ............................................ 70 
Figura 20 – Micrografias eletrônicas de varredura das 
superfícies de desgaste das esferas 
boretadas. Ensaio sem lubrificação. (a) 98 N, 
(b) 147 N..................................................... 71 
Figura 21 – Microscopia eletrônica de varredura das 
calotas de desgaste após 400 rotações das 
amostras (a) recozida, (b) Temperada e 
revenida e (c) boretada .............................. 73 
Figura 22 – Microscopia eletrônica de varredura das 
pistas de desgaste das amostras que 
passaram por: (a) Têmpera e Revenimento, 
(b) Boretação com ―Mistura‖, (c) Boretação 
com Ekabor e (d) Boretação com Ekabor + 
Tempera e Revenimento ............................ 75 
Figura 23 – Mecanismos de desgaste abrasivo ............ 77 
Figura 24 – Mecanismos de microcorte (a), formação de 
aresta (b) e microsulcamento (c) ................ 77 
Figura 25 – Mecanismo de desgaste abrasivo em função 
da forma do abrasivo .................................. 78 
Figura 26 – Microscopia eletrônica de varredura do 
mecanismo de microfratura para diferentes 
materiais. (a) e (b) ferro fundido cinzento 
com grafita lamelar, (c) zinco a -196 °C e (d) 
aço com 0,9 %peso de C temperado ......... 80 
Figura 27 – Microscopia eletrônica de varredura da 
superfície de desgaste para abrasão a 2 
corpos (a) e três corpos (b) ........................ 81 
Figura 28 – Modos de desgaste abrasivo a dois e três 
corpos ......................................................... 82 
Figura 29 – Diagrama esquemático das duas 
configurações para ensaio de desgaste 
 
20 
 
micro-abrasivo. (a) esfera rotativa fixa e (b) 
esfera rotativa livre ..................................... 85 
Figura 30 – Representação esquemática da cratera de 
desgaste gerada em ensaios de desgaste 
micro-abrasivo em amostras sem 
recobrimento .............................................. 87 
Figura 31 – Representação esquemática da cratera de 
desgaste gerada em ensaios de desgaste 
micro-abrasivo em amostras com 
recobrimento .............................................. 88 
Figura 32 – Diagrama esquemático mostrando a 
obtenção de ks e kc .................................... 89 
Figura 33 – Obtenção do RPD em amostras recozidas deaço AISI H13 .............................................. 90 
Figura 34 – Ocorrência de scuffing na região externa de 
uma cratera de desgaste ........................... 92 
Figura 35 – Ocorrência de scuffing. Definição dos 
diâmetros ―d‖ e ―ds‖ .................................... 93 
Figura 36 – Ilustração esquemática da formação de 
―ridge‖......................................................... 95 
Figura 37 – Microscopia eletrônica de varredura de 
―ridge‖ formado em aço ferramenta com 
recobrimento de TiN .................................. 95 
Figura 38 – Transição entre os modos de desgaste 
abrasivo em função da concentração da 
lama abrasiva e da força normal. Abrasivo: 
SiC F1200 .................................................. 97 
Figura 39 – Cratera de desgaste obtida em ensaios de 
desgaste micro-abrasivo por esfera livre. 
Corpo-de-prova de metal-duro, distância de 
deslizamento de 8,8 metros ....................... 98 
Figura 40 – Comportamento dos modos de desgaste 
abrasivo em função da severidade de 
contato e da relação Hs/He ....................... 100 
Figura 41 – Fluxograma do trabalho experimental ...... 103 
 
21 
 
Figura 42 – Esquema do arranjo das amostras dentro do 
cadinho para boretação ............................ 105 
Figura 43 – Esquema do arranjo das amostras dentro do 
cadinho para niobização ........................... 106 
Figura 44 – Resumo da norma VDI 3198 .................... 108 
Figura 45 – Equipamento para ensaio de desgaste 
micro-abrasivo. (a) Visão geral do 
equipamento; (b) detalhe da interface de 
contato e fornecimento de lama abrasiva . 109 
Figura 46 – Microscopia eletrônica de varredura (MEV) 
das partículas abrasivas de SiC ............... 110 
Figura 47 – Distribuição granulométrica média do 
abrasivo .................................................... 111 
Figura 48 – Difratogramas de raios-X .......................... 115 
Figura 49 – Rugosidade inicial. Parâmetros Ra, Rq, Rp e 
Rv ............................................................. 117 
Figura 50 – Rugosidade inicial. Rarâmetros Rz, Rt, Rsk e 
Rku ........................................................... 118 
Figura 51 – Microestrutura da seção transversal do aço 
AISI 1020 boretado ................................... 120 
Figura 52 – Presença de um gradiente de quantidade de 
grãos de perlita (a) e detalhe da formação da 
perlita abaixo da camada de boretos ........ 121 
Figura 53 – Porosidade na superfície da camada de 
boretos ..................................................... 122 
Figura 54 – Microestrutura da seção transversal do aço 
AISI 1020 boroniobizado .......................... 123 
Figura 55 – Presença de alumínio na superfície de uma 
amostra boroniobizada ............................. 125 
Figura 56 – Mapeamento por EDS da seção transversal 
da amostra boroniobizada ........................ 126 
Figura 57 – Microdureza em diferentes regiões .......... 128 
Figura 58 – Micrografias eletrônicas do teste de 
aderência. (a) amostra boretada, (c) amostra 
boroniobizada, (b) e (d) aumento das áreas 
 
22 
 
representadas por retângulos em (a) e (c) 
respectivamente ....................................... 130 
Figura 59 – Amostra sem tratamento. (a) cratera de 
desgaste, (b) perfil obtido pela linha preta 
horizontal em (a), (c) raio da esfera que 
melhor se ajusta à topografia da cratera .. 132 
Figura 60 – Amostra boretada. (a) cratera de desgaste, 
(b) perfil obtido pela linha preta horizontal em 
(a), (c) raio da esfera que melhor se ajusta à 
topografia da cratera ................................ 133 
Figura 61 – Amostra boroniobizada. (a) cratera de 
desgaste, (b) perfil obtido pela linha preta 
horizontal em (a), (c) raio da esfera que 
melhor se ajusta à topografia da cratera .. 134 
Figura 62 – Amostra sem tratamento, carga de 50g, 
concentração da lama abrasiva de 0,5g/cm³. 
(a) k = f(S), (b) V = f(S) ............................ 136 
Figura 63 – Amostra sem tratamento, carga de 100g, 
concentração da lama abrasiva de 0,5g/cm³. 
(a) k = f(S), (b) V = f(S) ............................ 137 
Figura 64 – Amostra sem tratamento, carga de 50g, 
concentração da lama abrasiva de 1,0g/cm³. 
(a) k = f(S), (b) V = f(S) ............................ 138 
Figura 65 – Amostra sem tratamento, carga de 100g, 
concentração da lama abrasiva de 1,0g/cm³. 
(a) k = f(S), (b) V = f(S) ............................ 139 
Figura 66 – Amostra boretada, carga de 50g, 
concentração da lama abrasiva de 0,5g/cm³. 
(a) k = f(S), (b) V = f(S) ............................ 140 
Figura 67 – Amostra boretada, carga de 100g, 
concentração da lama abrasiva de 0,5g/cm³. 
(a) k = f(S), (b) V = f(S) ............................ 141 
Figura 68 – Amostra boretada, carga de 50g, 
concentração da lama abrasiva de 1,0g/cm³. 
(a) k = f(S), (b) V = f(S) ............................ 142 
 
23 
 
Figura 69 – Amostra boretada, carga de 100g, 
concentração da lama abrasiva de 1,0g/cm³. 
(a) k = f(S), (b) V = f(S) ............................. 143 
Figura 70 – Amostra boroniobizada, carga de 50g, 
concentração da lama abrasiva de 0,5g/cm³. 
(a) k = f(S), (b) V = f(S) ............................. 144 
Figura 71 – Amostra boroniobizada, carga de 100g, 
concentração da lama abrasiva de 0,5g/cm³. 
(a) k = f(S), (b) V = f(S) ............................. 145 
Figura 72 – Amostra boroniobizada, carga de 50g, 
concentração da lama abrasiva de 1,0g/cm³. 
(a) k = f(S), (b) V = f(S) ............................. 146 
Figura 73 – Amostra boroniobizada, carga de 100g, 
concentração da lama abrasiva de 1,0g/cm³. 
(a) k = f(S), (b) V = f(S) ............................. 147 
Figura 74 – Coeficientes de desgaste ......................... 148 
Figura 75 – Coeficiente de desgaste em função da 
relação Hs/He ........................................... 150 
Figura 76 – Microestrutura da seção transversal da 
amostra boroniobizada. Indicação da 
profundidade da cratera após 96 metros de 
deslizamento ............................................ 152 
Figura 77 – Diagrama de contorno para as amostras sem 
tratamento submetidas a ensaio de desgaste 
microabrasivo. Variável resposta: ―k‖ ....... 154 
Figura 78 – Diagrama de contorno para as amostras 
boretadas submetidas a ensaio de desgaste 
microabrasivo. Variável resposta: ―k‖ ....... 155 
Figura 79 – Diagrama de contorno para as amostras 
boroniobizadas submetidas a ensaio de 
desgaste microabrasivo. Variável resposta: 
―k‖ ............................................................. 156 
Figura 80 – Relação entre taxa de desgaste e 
concentração da lama abrasiva ................ 158 
 
24 
 
Figura 81 – Comportamento dos modos de desgaste 
abrasivo em função da severidade de 
contato e da relação Hs/He. Dados 
experimentais ........................................... 160 
Figura 82 – Crateras de desgaste das amostras sem 
tratamento após 1200 rotações. (a) 50 g, 0,5 
g/cm³; (b) 50 g, 1,0 g/cm³; (c) 100 g, 0,5 
g/cm³ e (d) 100 g, 1,0 g/cm³. Ampliação de 
40x ........................................................... 161 
Figura 83 – Crateras de desgaste das amostras sem 
tratamento após 1200 rotações. (a) 50 g, 0,5 
g/cm³; (b) 50 g, 1,0 g/cm³; (c) 100 g, 0,5 
g/cm³ e (d) 100 g, 1,0 g/cm³. Ampliação de 
200x ......................................................... 162 
Figura 84 – Crateras de desgaste das amostras sem 
tratamento após 1200 rotações. (a) 50 g, 0,5 
g/cm³; (b) 50 g, 1,0 g/cm³; (c) 100 g, 0,5 
g/cm³ e (d) 100 g, 1,0 g/cm³. Ampliação de 
2000x ....................................................... 164 
Figura 85 – Mapeamento por EDS das amostras sem 
tratamento. Presença de átomos de Si. As 
imagens (a)–(b), (c)–(d), (e)–(f) e (g)–(h) 
referem-se às condições de ensaio de 50 g, 
0,5 g/cm³; 50 g, 1,0 g/cm³; 100 g, 0,5 g/cm³ e 
100 g, 1,0 g/cm³, respectivamente ........... 166 
Figura 86 – Incrustação de partículas de SiC nas 
crateras de desgaste das amostras sem 
tratamento ................................................169 
Figura 87 – Crateras de desgaste das amostras 
boretadas após 1200 rotações. (a) 50 g, 0,5 
g/cm³; (b) 50 g, 1,0 g/cm³; (c) 100 g, 0,5 
g/cm³ e (d) 100 g, 1,0 g/cm³. Ampliação de 
40x ........................................................... 170 
Figura 88 – Crateras de desgaste das amostras 
boretadas após 1200 rotações. (a) 50 g, 0,5 
 
25 
 
g/cm³; (b) 50 g, 1,0 g/cm³; (c) 100 g, 0,5 
g/cm³ e (d) 100 g, 1,0 g/cm³. Ampliação de 
2000x ........................................................ 171 
Figura 89 – Detalhe das crateras de desgaste das 
amostras boretadas. Ocorrência de trincas e 
arrancamento da camada ......................... 172 
Figura 90 – Bordas das crateras de desgaste das 
amostras boretadas após 1200 rotações. (a) 
50 g, 0,5 g/cm³; (b) 50 g, 1,0 g/cm³; (c) 100 g, 
0,5 g/cm³ e (d) 100 g, 1,0 g/cm³. Ampliação 
de 200x ..................................................... 173 
Figura 91 – Scuffing em amostra boretada. (a) 
micrografia óptica e (b) perfil da cratera ... 175 
Figura 92 – Mapeamento por EDS das amostras 
boretadas. Presença de átomos de Si. As 
imagens (a)–(b), (c)–(d), (e)–(f) e (g)–(h) 
referem-se às condições de ensaio de 50 g, 
0,5 g/cm³; 50 g, 1,0 g/cm³; 100 g, 0,5 g/cm³ e 
100 g, 1,0 g/cm³, respectivamente ........... 178 
Figura 93 – Crateras de desgaste das amostras 
boroniobizadas após 1200 rotações. (a) 50 g, 
0,5 g/cm³; (b) 50 g, 1,0 g/cm³; (c) 100 g, 0,5 
g/cm³ e (d) 100 g, 1,0 g/cm³. Ampliação de 
40x ............................................................ 180 
Figura 94 – Crateras de desgaste das amostras 
boroniobizadas após 1200 rotações. (a) 50 g, 
0,5 g/cm³; (b) 50 g, 1,0 g/cm³; (c) 100 g, 0,5 
g/cm³ e (d) 100 g, 1,0 g/cm³. Ampliação de 
2000x ........................................................ 181 
Figura 95 – Bordas das crateras de desgaste das 
amostras boroniobizadas após 1200 
rotações. (a) 50 g, 1,0 g/cm³; (b) 100 g, 1,0 
g/cm³. Ampliação de 1000x ...................... 183 
Figura 96 – Mapeamento por EDS das amostras 
boroniobizadas. Presença de átomos de Si. 
 
26 
 
As imagens (a)–(b), (c)–(d), (e)–(f) e (g)–(h) 
referem-se às condições de ensaio de 50 g, 
0,5 g/cm³; 50 g, 1,0 g/cm³; 100 g, 0,5 g/cm³ e 
100 g, 1,0 g/cm³, respectivamente ........... 185 
Figura 97 – Mapeamento por EDS. Amostra 
boroniobizada, 50 g, 0,5 g/cm³, 1200 
rotações ................................................... 187 
Figura 98 – Mapeamento por EDS. Amostra 
boroniobizada, 50 g, 1,0 g/cm³, 1200 
rotações ................................................... 188 
Figura 99 – Mapeamento por EDS. Amostra 
boroniobizada, 100 g, 0,5 g/cm³, 1200 
rotações ................................................... 189 
Figura 100 – Mapeamento por EDS. Amostra 
boroniobizada, 100 g, 1,0 g/cm³, 1200 
rotações ................................................. 190 
Figura 101 – Evolução da severidade de ensaio em 
função da distância de deslizamento. Força 
normal de 0,49 N ................................... 192 
Figura 102 – Evolução da severidade de ensaio em 
função da distância de deslizamento. Força 
normal de 0,98 N ................................... 192 
Figura 103 – Morfologia das partículas de SiC antes do 
ensaio (a) e depois do ensaio para as 
amostras Sem Tratamento (b), Boretada (c) 
e Boroniobizada (d). Força normal de 0,98 
N e concentração da lama abrasiva de 0,5 
g/cm³ ...................................................... 197 
Figura 104 – Coeficientes de atrito médios após a 
obtenção do RPD ................................... 200 
 
 
 
 
 
 
27 
 
LISTA DE TABELAS 
 
Tabela 1 - Resumo de informações a respeito da 
formação de recobrimentos por difusão em 
ferro por elementos metálicos....................... 45 
Tabela 2 - Proposta de classificação de desgaste 
abrasivo baseado na severidade .................. 83 
Tabela 3 - Classificação qualitativa das influências das 
grandezas envolvidas na transição entre os 
modos de desgaste abrasivo ...................... 101 
Tabela 4 - Esquema dos experimentos de desgaste ... 112 
Tabela 5 - Espessura da camada de boretos obtida nesta 
tese em comparação com outros trabalhos 122 
Tabela 6 - Coeficientes de desgaste ........................... 149 
Tabela 7 - Taxa de desgaste ....................................... 157 
Tabela 8 - Valores estimados para o cálculo da 
Severidade de Contato (Sc) ....................... 159 
Tabela 9 - Severidade de Contato (Sc) e relação Hs/He159 
Tabela 10 - Quantidade de átomos de Si (%peso) nas 
crateras de desgaste analisadas por EDS. 
Amostras sem tratamento......................... 165 
Tabela 11 - Quantidade de átomos de Si (%peso) nas 
crateras de desgaste analisadas por EDS. 
Amostras boretadas ................................. 176 
Tabela 12 - Quantidade de átomos de Si (%peso) nas 
crateras de desgaste analisadas por EDS. 
Amostras boroniobizadas ......................... 184 
Tabela 13 - Área superficial das partículas de SiC. Força 
normal de 0,98 N e concentração da lama 
abrasiva de 0,5 g/cm³ ............................... 196 
 
 
 
 
 
 
28 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
29 
 
SUMÁRIO 
 
1 INTRODUÇÃO ........................................................... 31 
1.1 OBJETIVO GERAL .................................................. 33 
1.1.1 Objetivos Específicos ........................................ 33 
2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA ...................................... 35 
2.1 TRATAMENTOS DE SUPERFÍCIE ......................... 35 
2.1.1 Boretação Multicomponente ............................. 38 
2.1.1.1 Tratamento termoreativo por deposição e difusão 
(TRD) ............................................................................. 41 
2.1.1.2 Tratamento termoquímico de boretação ............ 47 
2.2 COMPORTAMENTO TRIBOLÓGICO ..................... 56 
2.2.1 Desgaste Abrasivo ............................................. 76 
2.2.2 Desgaste Microabrasivo .................................... 83 
2.2.2.1 Modos de Desgaste Microabrasivo.................... 96 
3 MATERIAIS E MÉTODOS ....................................... 102 
3.1 MATERIAIS ........................................................... 102 
3.2 MÉTODOS EXPERIMENTAIS .............................. 102 
3.2.1 Preparação das Amostras ............................... 104 
3.2.2 Boretação Multicomponente ........................... 104 
3.2.3 Caracterização Microestrutural ....................... 107 
3.2.4 Ensaio de Desgaste Micro-Abrasivo ............... 109 
4 RESULTADOS E DISCUSSÕES ............................. 114 
4.1 IDENTIFICAÇÃO DE FASES POR DIFRAÇÃO DE 
RAIOS-X ...................................................................... 114 
4.2 TOPOGRAFIA ....................................................... 115 
4.3 ANÁLISE MICROESTRUTURAL ........................... 119 
4.4 MICRODUREZA .................................................... 127 
4.5 ADERÊNCIA DAS CAMADAS DE BORETOS ...... 129 
4.6 COMPORTAMENTO TRIBOLÓGICO ................... 131 
4.6.1 Perfil da Calotas de Desgaste ......................... 131 
4.6.2 Regime Permanente de Desgaste ................... 135 
4.6.3 Mecanismos de Desgaste ................................ 147 
4.6.4 Coeficiente de Atrito......................................... 199 
5 CONCLUSÕES ........................................................ 203 
 
30 
 
6 SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS ...... 205 
7 REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS........................ 206 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
31 
 
1 INTRODUÇÃO 
 
O desenvolvimento e estudo de novas técnicas de 
tratamento de superfície são de extrema importância 
para o aumento da vida útil de ferramentas e 
componentes mecânicos em geral e consequente 
diminuição dos custos envolvidos. 
Com o desenvolvimento industrial houve a 
consequente busca por materiais de maior desempenho. 
Diante disso, tem-se tentado melhorar as características 
superficiais e comoobter as melhores propriedades para 
essas superfícies, reduzindo os custos para sua 
obtenção. A área de engenharia de superfície abrange 
uma vasta gama de processos como: tratamentos 
mecânicos, químicos, térmicos, por bombardeamento de 
íons, por difusão, entre outros (ALMEIDA, 2001). 
Entre os tratamentos realizados por difusão estão 
a boretação e tratamentos termo-reativos por deposição 
e difusão (TRD). No primeiro, camadas superficiais de 
boretos são formadas, normalmente, em substratos 
ferrosos para aumentar a dureza e resistência ao 
desgaste (CAMPOS et al., 2008). No segundo, são 
formadas camadas de carbonetos através da difusão de 
algum elemento formador de carbonetos (Nb, V, Cr, etc.) 
na superfície do material. 
O tratamento termoquímico de boretação 
normalmente leva à formação de camadas muito duras, 
porém muito frágeis, na superfície metálica não 
permitindo, assim, o aumento da vida em serviço de 
ferramentas e componentes mecânicos. Dessa forma, é 
essencial que se modifique o tratamento de boretação 
(AGHAIE-KHAFRI; MOHAMADPOUR NAZAR ABADY, 
2012). 
Uma linha futura para o desenvolvimento da 
técnica de boretação é a produção de camadas de 
32 
 
boretos de múltiplos elementos ou camadas compostas 
(PERTEK; KULKA, 2002). Recobrimentos duros com 
boretos, carbetos, nitretos e carbonitretos de metais de 
transição são comuns para melhoria da resistência ao 
desgaste de metais ferrosos (HAKAMI; SOHI; GHANI; et 
al., 2011). 
Os boretos de nióbio são reconhecidos entre os 
boretos de metais de transição como candidatos 
potenciais para aplicações estruturais em temperaturas 
elevadas devido à sua temperatura de fusão, resistência 
mecânica, condutividade térmica e elétrica, estabilidade 
química e resistência ao desgaste (SEN et al., 2008; 
YEH; WANG, 2010). 
Diante disso, quando se trata de tratamentos 
superficiais em aços para rolamentos, por exemplo, os 
boretos de nióbio são boas alternativas, visto que os 
aços para rolamentos devem apresentar alta dureza, 
resistência ao desgaste e estabilidade dimensional 
(FERNANDES et al., 2010). Em aços ferramenta os 
boretos dos metais de transição também podem ser 
considerados como alternativas vantajosas em termos 
de melhoria do comportamento tribológico. 
Devido à versatilidade de aplicações o 
comportamento ao desgaste dos aços ao carbono tem 
sido investigado ao longo dos anos (KUMAR et al., 
2011). Aços com baixo teor de carbono são muito 
aplicados devido ao baixo custo e disponibilidade, 
tornando interessante a troca de um substrato com 
elevado teor de elementos de liga, e consequentemente 
mais caro, por um aço mais barato, porém com algum 
tipo de tratamento superficial (BELIARDOUH et al., 
2014). 
Como o teor de carbono é reduzido a dureza da 
superfície é baixa se comparada com outros tipos de 
aços. Isso se torna um problema na medida em que a 
33 
 
dureza da superfície deve ser elevada para resistir ao 
desgaste em uma variedade de aplicações de 
engenharia (ALIAS et al., 2013). 
Para substratos de aço ao carbono, recobrimentos 
superficiais de boretos, carbonetos ou nitretos dos 
metais de transição produzem camadas superficiais 
duras e resistentes ao desgaste mantendo o substrato 
dúctil e tenaz. Além disso, permite explicar melhor a 
influência de tratamentos de alteração de superfície e 
sua influência na resistência ao desgaste. 
 
1.1 OBJETIVO GERAL 
 
O objetivo geral deste trabalho é o 
desenvolvimento e caracterização do comportamento 
tribológico de materiais utilizados em aplicações que 
exijam elevada resistência ao desgaste. 
Até o momento não está difundido na literatura 
científica o comportamento ao desgaste microabrasivo 
de aços boretados e, principalmente, boroniobizados. 
Diante disso, esta pesquisa se faz importante para o 
desenvolvimento de futuros trabalhos no Grupo de 
Metalurgia do Pó, Materiais Particulados e Tribologia do 
Centro de Ciências Tecnológicas da Universidade do 
Estado de Santa Catarina. 
 
1.1.1 Objetivos Específicos 
 
Como objetivos específicos, então, podem ser 
destacados: 
 
 Obter recobrimentos de boretos de nióbio na 
superfície de substratos de aço AISI 1020 por 
tratamento duplex de boro-niobização por via 
sólida; 
34 
 
 Caracterizar microestruturalmente as 
camadas/recobrimentos de boretos obtidos; 
 Avaliar a aderência das camadas/recobrimentos 
através de indentação Rockwell C; 
 Caracterizar o comportamento tribológico dos 
recobrimentos de boretos de nióbio e camadas de 
boreto de ferro. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
35 
 
2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA 
 
 Neste capítulo são abordados assuntos sobre 
tratamentos de superfície, mais especificamente 
boretação multicomponente que envolve Tratamento 
Termoreativo por Deposição e Difusão (TRD) e 
Boretação. Além destes temas, o comportamento 
tribológico de metais também é abordado, principalmente 
o comportamento ao desgaste micro-abrasivo. 
 
2.1 TRATAMENTOS DE SUPERFÍCIE 
 
 Os processos de modificação de superfície podem 
ser entendidos como tratamentos nos quais a superfície 
e a matriz são desenvolvidas em conjunto, de forma que 
o material adquira propriedades superficiais que não 
podem ser obtidas por cada um dos materiais 
separadamente (ATIK et al., 2003). Os recobrimentos, 
dessa maneira, proporcionam um meio de otimizar a 
desempenho dos materiais permitindo que as 
propriedades mecânicas do substrato possam ser 
mantidas enquanto o recobrimento atua como barreira 
térmica ou no sentido de proteger a superfície contra 
desgaste ou corrosão (SIDKY; HOCKING, 1999). 
Os tratamentos superficiais são alternativas 
importantes para possibilitar a otimização do 
comportamento tribológico através da obtenção de 
propriedades específicas onde elas são mais 
necessárias. Dessa forma, o uso de revestimentos 
adequados pode aumentar a vida útil e melhorar o 
desempenho de ferramentas de corte e matrizes de 
forjamento e de injeção, entre outros, e com isso, 
minimizar a maioria dos problemas existentes nos 
processos de fabricação mecânica (de OLIVEIRA, 2006). 
36 
 
Elementos de máquinas e peças sujeitas a 
ambientes agressivos e condições de desgaste severo 
necessitam de superfícies normalmente, com elevada 
dureza e resistência à corrosão (CASTILLEJO et al., 
2014). 
O uso dos processos de tratamento superficial nos 
materiais de engenharia pode melhorar suas 
propriedades tribológicas, aumentar a resistência à 
oxidação e corrosão, entre outros fatores. A maioria dos 
elementos de máquinas usados hoje operam sob 
severas condições envolvendo desgaste adesivo e 
abrasivo, erosão por partículas sólidas, corrosão e 
oxidação que podem diminuir sua durabilidade e 
desempenho (KARTAL et al., 2010). 
A escolha de um tratamento em particular 
depende de uma série de fatores como: temperatura do 
ambiente de trabalho, carga aplicada, velocidade 
relativa, material do contra-corpo de contato, lubrificação, 
etc. Os recobrimentos, por isso, podem variar entre 
duros ou dúcteis, finos ou espessos, porosos ou densos, 
multicamadas ou com camada única, dependendo da 
aplicação, sendo inviável considerar uma única solução 
para todos os problemas de desgaste (SUBRAMANIAN 
et al., 1996). 
Uma série de métodos de recobrimento e 
tratamento superficial podem ser utilizados para a 
deposição de recobrimentos ou obtenção de camadas 
obtidas por difusão em diferentes tipos de materiais. 
Almeida (2001) considera como tratamento de 
superfície processos que levam à modificação da 
superfície em pequenas profundidades, através de 
transição de fases, interdifusão ou implantação iônica, ou 
tratamentos que modificam a superfície em si, alterando 
sua morfologia, estrutura ou composição química, 
sempre com a necessidade de intervenção da própria 
37 
 
superfície que está sendo modificada. 
Recobrimentos/revestimentos, por sua vez, são obtidos 
por deposição de elementos estranhos à superfície, 
sendo o estado inicial da superfície metálica um fatorde 
grande importância. Para efeitos de padronização de 
termos, neste trabalho a modificação da superfície obtida 
através de tratamentos que envolvam difusão atômica e 
conseqüente formação de uma ―camada‖ a partir da 
superfície e em direção ao interior da matriz metálica 
serão chamados de tratamentos de superfície. Por sua 
vez, quando o resultado do processo de modificação de 
superfície for a obtenção de um ―recobrimento‖ sobre a 
superfície metálica, este será considerado como um 
processo de deposição/recobrimento. 
 Processos por PVD (Deposição Física de Vapor) 
e CVD (Deposição Química de Vapor) são largamente 
utilizadas industrialmente. Além desses, outras técnicas 
como nitretação e carbonitretação a plasma, aspersão 
térmica, revestimento por solda e implantação iônica 
podem ser utilizados na melhoria do desempenho de 
ferramentas (de OLIVEIRA, 2006). 
Processos CVD envolvem a formação reativa de 
recobrimentos através do equilíbrio das condições 
termodinâmicas necessárias para que o recobrimento 
ocorra. Precursores gasosos são usados. Nas superfície 
da peça os reagentes são decompostos e formam o 
recobrimento desejado (DeMasi-Marcin; Gupta, 1994). 
A deposição física de vapor (PVD) é caracterizada 
pela condensação de vapor sobre um substrato frio a 
baixa pressão e temperatura (Sanchette et al., 2011). 
Em se tratando de tratamentos termoquímicos, o 
adjetivo ―termoquímico‖ deve ser interpretado como 
indicando uma mudança deliberada na composição 
química do material que está sendo tratado a uma 
temperatura elevada. É acompanhado por uma reação 
38 
 
química da superfície com um ou mais componentes 
fornecidos por um ambiente apropriado como gases, 
plasma, banho de sais, pós, entre outros 
(MITTEMEIJER; SOMERS, 2015). 
Nos processos de aspersão térmica o material a 
ser depositado é introduzido em um fluxo de gás 
(plasma) a alta temperatura na forma de pó. As 
partículas de pó fundidas são transportadas para o 
plasma e impelidas contra o substrato, o qual é aquecido 
a uma temperatura controlada para reduzir tensões 
(DeMasi-Marcin; Gupta, 1994). 
Tratamentos TRD (Termoreativos por Deposição e 
Difusão) são uma alternativa de processo para o 
recobrimento de aços com uma camada dura e 
resistente ao desgaste composta por carbonetos, nitretos 
e boretos (PAZARLIOGLU et al., 2012). Dentre as 
vantagens dos tratamentos TRD estão o baixo custo, já 
que estes tratamentos são realizados à pressão 
atmosférica, não necessitando de equipamentos 
sofisticados como no caso de recobrimentos obtidos por 
PVD e CVD (CASTILLEJO et al., 2014). 
Estas técnicas de modificação de superfície, no 
entanto, não devem ser entendidas como processos 
concorrentes e sim, em muitos casos, complementares 
como ocorre nos tratamentos duplex nos quais há o 
endurecimento do substrato através de algum processo 
de difusão como nitretação, cementação, boretação, etc., 
combinado com técnicas de recobrimento/deposição 
como PVD ou CVD por exemplo (RODRÍGUEZ-
BARACALDO et al., 2007). 
 
2.1.1 Boretação Multicomponente 
 
 A boretação multicomponente envolve a 
boretação e a difusão de algum elemento metálico 
39 
 
formador de boretos, por via sólida ou em banho de 
bórax (SINHA, 1991). Neste processo a boretação pode 
ser feita previamente ou posteriormente à difusão de 
algum elemento metálico. Na boretação 
multicomponente as fases complexas de boro podem 
proporcionar o aumento da dureza, resistência à 
corrosão, ao desgaste e resistência à oxidação em 
temperaturas elevadas em comparação com as fases 
simples de boretos de ferro obtidas pelo tratamento 
termoquímico convencional de boretação 
(SUWATTANANONT; PETROVA, 2012). 
Essas fases complexas de boro são obtidas 
mediante a reação de átomos de boro com outros 
átomos metálicos como cromo (CHEN; WANG, 1999; 
GRACHEV et al., 1999; SEN; SEN, 2009), alumínio 
(MARAGOUDAKIS et al., 2002; TSIPAS et al., 2008), 
vanádio (GIDIKOVA, 2000; SEN, 2005), níquel 
(WIERZCHON et al., 1995), titânio (SAMADI; 
HABIBOLAHZADE, 2010), nióbio (SEN et al., 2008; 
PAZARLIOGLU et al., 2012), entre outros. 
Por se tratar de um tratamento controlado por 
difusão, a boretação multicomponente proporciona uma 
melhor adesão da camada de boretos com o substrato, 
em comparação com tratamentos mais conhecidos como 
PVD e CVD nos quais há pouca ou nenhuma difusão do 
recobrimento desejado. Além desse aspecto, o 
equipamento utilizado para este tipo de tratamento é 
muito mais simples do que para as técnicas de PVD e 
CVD (AGHAIE-KHAFRI; MOHAMADPOUR NAZAR 
ABADY, 2012). 
Devido à forte ligação covalente presente na 
maioria dos diboretos dos metais de transição, eles são 
os únicos materiais que apresentam elevado ponto de 
fusão, elevada dureza, resistência mecânica e módulo 
de elasticidade, são quimicamente inertes e apresentam 
40 
 
elevada condutividade elétrica (USTA et al., 2006; MA et 
al., 2009). Dentre esses diboretos, os diboretos de nióbio 
são reconhecidos como candidatos potenciais para 
aplicações estruturais em temperaturas elevadas, além 
de apresentarem propriedade de super-condutividade 
(SEN et al., 2008; MA et al., 2009). 
Usta (2005), realizou boretação sólida em 
substrato de nióbio e obteve camada de boretos com 
morfologia lisa e densa, sendo predominante a presença 
da fase NbB2. A dureza da camada de boretos foi de 
2500 HV, enquanto a dureza do substrato não 
ultrapassou 110 HV. A Figura 1 mostra a variação de 
dureza em substrato de nióbio puro boretado. 
Além do tratamento de boro-niobização, os 
boretos de nióbio podem ser sintetizados por uma 
variedade de métodos que envolvem alta pressão ou alta 
temperatura (MA et al., 2009) como processos por 
Deposição Química de Vapor (CVD)(MOTOJIMA et al., 
1975), combustão auto-propagante (TAKEYA et al., 
2004; YEH; CHEN, 2006), reação em estado sólido entre 
pó de nióbio e boro amorfo (MATSUDAIRA et al., 1989) 
entre outros. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
41 
 
Figura 1 – Perfil de dureza para nióbio puro boretado a 
940 ºC por 8 horas. 
 
 
Fonte: Usta, 2005 
 
2.1.1.1 Tratamento termoreativo por deposição e difusão 
(TRD) 
 
 O Tratamento Termoreativo por Deposição e 
Difusão (TRD) é um método de recobrimento de aços 
com camadas duras de carbonetos, nitretos, 
carbonitretos (ARAI; HARPER, 1991) e boretos (SEN, 
2005). Esses recobrimentos são utilizados para o 
aumento da vida útil de componentes mecânicos como 
ferramentas de conformação e usinagem (AZIZI; 
SOLTANIEH, 2010). Neste processo, o carbono, 
nitrogênio ou boro contido no substrato difunde até a 
superfície e reage com uma camada depositada de 
algum elemento formador de carboneto, nitreto ou boreto 
como vanádio, nióbio, tântalo, cromo, molibdênio ou 
42 
 
tungstênio. Um esquema das reações que acontecem 
durante o tratamento termorreativo de niobização em 
meio sólido foi apresentado por (FRANCO, 2014) e está 
ilustrado na Figura 2. 
 
Figura 2 – Esquema das reações que ocorrem em 
tratamento TRD de niobização por via sólida. 
 
 
Fonte: FRANCO, 2014. 
 
O processo acontece em temperaturas elevadas e 
pode ser realizado por banho de sais (bórax fundido) 
(CASTELETTI et al., 2009; FAN et al., 2010), leito 
fluidizado (CHEN et al., 1998; KING et al., 2004) ou por 
via sólida (OZDEMIR et al., 2007; TSIPAS et al., 2008; 
SEN; KOCAMAN, 2011; KILINC et al., 2013). O 
tratamento em meio líquido é conhecido como TD 
―Toyota Diffusion‖ e foi desenvolvido inicialmente no 
43 
 
Japão a mais de 20 anos (ARAI; HARPER, 1991). O teor 
de carbono do substrato, quando se deseja a formação 
de camadas de carbonetos, é um fator importante no 
tratamento. Aços submetidos ao processo TRD devem 
possuir, no mínimo, 0,3%p de carbono (OLIVEIRA, DE, 
2006). A influência do teor de carbono do substrato na 
espessura da camada de carboneto formada é ilustrada 
na Figura 3. Dessa maneira, a concentração de carbono 
livre na superfície deve ser zero. 
 
Figura 3 – Efeito do teor de carbono na matriz na 
espessura da camadade carboneto de vanádio obtida 
por tratamento TRD em banho de bórax contendo 20%p 
de pó de Fe-V. Tempo de imersão de 4 horas. 
 
 
Fonte: Adaptado de ARAI; HARPER, 1991. 
 
44 
 
Devido a isso, a força motriz para a difusão de 
carbono livre da interface substrato/camada para a 
superfície externa é a diferença de potencial químico 
(concentração) de átomos de carbono livre. Quanto 
maior a concentração de átomos de carbono livre, 
medida em termos da ―atividade de carbono‖, maior será 
a espessura da camada, como indicado na Figura 4. 
 
Figura 4 – Espessura de camada x raiz quadrada da 
atividade de carbono para vários substratos tratados a 
1000°C. 
 
Fonte: Adaptado de FAN et al., 2012 
Os elementos formadores de carbonetos, nitretos ou 
boretos, por sua vez, devem ser capazes de formar 
camadas de difusão na superfície do substrato. Drewett 
(1969) em um artigo de revisão sobre tratamentos 
45 
 
difusionais resumiu as condições necessárias para a 
formação dessas camadas em: 
(a) O diâmetro atômico do metal do recobrimento não 
pode exceder o diâmetro atômico do Fe em mais 
de 15-16%; 
(b) O metal do recobrimento deve ser solúvel em Fe 
na temperatura ambiente e em temperaturas 
elevadas; 
(c) Um ―contato elementar‖ deve ser obtido entre o 
substrato e o metal de recobrimento. 
 
A Tabela 1 resume a formação, ou não, de 
recobrimentos por difusão em ferro por elementos 
metálicos levando em conta o ―fator de tamanho‖. 
 
Tabela 1 – Resumo de informações a respeito da 
formação de recobrimentos por difusão em ferro por 
elementos metálicos. 
Formam 
recobrimentos por 
difusão no Fe 
Formação de 
recobrimentos por 
difusão incerta no Fe 
Não formam 
recobrimentos por 
difusão no Fe 
Elemento Fator 
Tamanho 
Elemento Fator 
Tamanho 
Elemento Fator 
Tamanho 
Alumínio 1,15 Cério 1,47 Bário 1,75 
Cromo 1,01 Gálio 0,98 Bismuto 1,25 
Cobalto 1,01 Platina 1,12 Cádmio 1,20 
Cobre 1,03 Zircônia 1,26 Lítio 1,23 
Níquel 1,00 Magnésio 1,29 
Nióbio 1,15 Prata 1,16 
Titânio 1,18 
Vanádio 1,05 
Fonte: Adaptado de DREWETT, 1969. 
46 
 
Dentre os metais possíveis de formarem camadas 
de difusão no ferro estão o nióbio, vanádio e cromo, que 
são os principais elementos formadores de carbonetos, 
nitretos ou boretos estudados na literatura. 
Quando realizado por via sólida, o pó para 
tratamento TRD normalmente é composto pelos 
seguintes componentes: elemento metálico que será 
depositado na forma de ferro-liga ou puro (formador de 
carbonetos, nitretos ou boretos); um ―diluente‖ inerte que 
não toma parte nas reações de formação das camadas e 
evita a sinterização das partículas do elemento metálico, 
normalmente Al2O3 ou SiC; e um ativador, NH4Cl por 
exemplo, que quando dissociado liga-se quimicamente 
com o formador de carboneto forma cloretos com este. 
Estes cloretos, então, reagem com o substrato formando, 
por exemplo, as camadas de carbonetos (GIDIKOVA, 
2000; SAMADI; HABIBOLAHZADE, 2010). Uma 
variedade de composições podem ser usadas para a 
realização deste tipo de tratamento (CHEN; WANG, 
1999). 
 Os tratamentos TRD são realizados em 
temperaturas elevadas, 850 – 1050 °C, com tempos de 
duração entre 0,5 e 10 horas. Como resultado, são 
obtidas camadas que variam entre 5 e 15 µm (ARAI; 
HARPER, 1991). Um exemplo de camada é mostrada na 
Figura 5. 
 
 
 
 
 
 
 
 
47 
 
Figura 5 – Micrografia Eletrônica de Varredura (MEV), de 
uma camada de carboneto de nióbio em substrato de 
aço 1040 obtida por tratamento TRD por via sólida a 900 
°C por 2 horas. 
 
 
Fonte: SEN, 2004. 
 
 Os tratamentos termoreativos por deposição e 
difusão, por serem processos difusionais estes 
tratamentos podem produzir camadas mais espessas, 
com maior capacidade de suporte de carga e com 
melhor aderência ao substrato do que tratamentos PVD 
e CVD (HAKAMI; SOHI; GHANI, 2011). 
 
2.1.1.2 Tratamento termoquímico de boretação 
 
 Boretação é um tratamento termoquímico no qual 
átomos de boro se difundem para o interior da matriz 
metálica. Por ser de pequeno tamanho, os átomos de 
boro difundem-se em uma variedade de materiais como 
metais ferrosos, ligas de níquel e cobalto, ligas 
48 
 
refratárias, ligas de titânio e materiais sinterizados como 
WC – TiC com Co ou Ni como ligantes, etc. (BÉJAR; 
MORENO, 2006; MU et al., 2010). 
 O tratamento termoquímico de boretação é 
geralmente aplicado na indústria em ligas ferrosas para 
melhorar sua dureza superficial e resistência ao 
desgaste (CAMPOS et al., 2008; CAMPOS-SILVA et al., 
2010). A boretação em aços, tipicamente, ocorre na faixa 
de temperaturas entre 840 e 1050°C (JAIN; 
SUNDARARAJAN, 2002; SAHIN, 2009) e pode ser 
realizada em uma variedade de meios como: pós, sais, 
óxidos fundidos, gases e pastas (PETROVA et al., 2008; 
SAHIN, 2009). 
Dentre os meios para realização da boretação, os 
agentes boretantes sólidos têm suas vantagens sobre 
outros processos em termos toxicológicos e econômicos 
(HECK, 2010; KEDDAM, 2011) além de poderem ter sua 
composição alterada para otimização do processo. 
Quando comparados com tratamentos em meio gasoso 
os processos de tratamento em escala industrial feitos 
com pós são mais caros, complicados e demorados, 
mais difíceis de controlar e automatizar, impedindo os 
tratamentos de boretação de serem largamente 
aplicados (MARTINI, C et al., 2004a). De acordo com o 
diagrama Fe-B (Figura 6) a difusão de boro no retículo 
cristalino de ligas ferrosas leva a formação de boretos 
ferrosos, como FeB (16,23%p B, ortorrômbica) e Fe2B 
(8,83%p B, tetragonal) (MARTINI, C et al., 2004a; 
ALLAOUI et al., 2006). 
 
 
 
 
 
 
49 
 
Figura 6 – Diagrama de equilíbrio Fe-B. 
 
 
Fonte: Adaptado de ALLAOUI et al., 2006. 
 
 A formação de uma camada monofásica de Fe2B 
ou bifásica, composta por Fe2B (interna) + FeB (externa) 
pode ocorrer. Como a fase mais rica em boro (FeB) é 
50 
 
mais frágil do que a fase Fe2B, a formação da primeira 
deve ser evitada. Quando há formação de camada dupla 
de boretos existe uma maior possibilidade de ocorrência 
de trincas na interface entre as fases de boretos, como 
mostrado na Figura 7. 
Figura 7 – Seção transversal de uma camada de 
FeB/Fe2B em ferro, mostrando a morfologia colunar das 
fases e a trinca propagando-se preferencialmente na 
interface das fases FeB e Fe2B. 
 
 
Fonte: MARTINI, et al., 2004b. 
 
 A formação destas trincas é favorecida pelo fato 
do coeficiente de expansão térmica das fases de boreto 
ser muito diferente 𝛼𝐹𝑒𝐵 = 23 ∙ 10
−6 °𝐶−1,𝛼𝐹𝑒2𝐵 = 7,85 ∙
10−6°𝐶−1 (GUNES, 2013). 
51 
 
A dinâmica de crescimento dos boretos de ferro 
pode ser descrita, segundo Martini, Palombarini e 
Carbucicchio (2004a), em três estágios subseqüentes. 
No primeiro estágio de crescimento, cristais 
aciculares da fase Fe2B crescem em direções radiais a 
partir das zonas de contato entre a superfície metálica e 
as partículas boretantes, alongando-se sobre a 
superfície do metal base. Essas características são 
explicadas pelo fato de que apenas reações no estado 
sólido acontecem, portanto, o boro ativo é fornecido 
apenas na região de contato entre a superfície e as 
partículas boretantes; os cristais de Fe2B crescem 
preferencialmente nas direções cristalográficas [001], ou 
seja, a região que apresenta a menor distância da 
vizinhança de átomos de B, sendo o caminho mais fácil 
para a difusão de boro no reticulado tetragonal de corpo 
centrado da fase Fe2B; as agulhas de Fe2B que crescem 
na superfície do metal encontram um mínimo de 
resistência mecânica do metal base devido ao 
considerável aumento no volume (~16%) associado com 
a transformação de Fe em Fe2B. 
Esse mecanismo leva à formação da primeira 
camada de cristais com orientação cristalográfica 
aleatória. Algumas agulhas de Fe2B podem crescer para 
o interior do substrato já que essas agulhas produzem 
tensões e distorções particularmente elevadas nas 
regiões à frente das agulhas, a grande disponibilidade de 
energia livre torna esses locais maisreativos, 
favorecendo o crescimento da fase de boreto. No 
entanto, esse crescimento para o interior do substrato é 
limitado pela pequena quantidade de boro ativo que se 
difunde através da camada formada até a ponta das 
agulhas. Como esquematizado na Figura 8, cristais de 
Fe2B podem crescer em diferentes regiões na mesma 
52 
 
camada com seus eixos [001] paralelos à superfície 
externa. 
Figura 8 – Representação esquemática dos estágios de 
crescimento termoquímico dos cristais de Fe2B: estágio 
1, crescimento na superfície metálica; estágio 2, 
crescimento nas regiões mais externas da amostra 
metálica; e estágio 3, crescimento em maior 
profundidade, levando a uma forte orientação 
preferencial (002). 
 
 
Fonte: Adaptado de MARTINI, et al., 2004a. 
 
No segundo estágio, o crescimento dos cristais 
Fe2B dentro do metal é prevalecente. É caracterizado 
pela transição de uma região externa, fina e 
mecanicamente inconsistente de cristais orientados 
aleatoriamente, ou localmente orientados (110) ou (200), 
para uma região interna, mais grossa e compacta de 
cristais orientados (002). Com o aumento do número de 
cristais formados no estágio 1, há o encontro de alguns 
53 
 
desses cristais não paralelos adjacentes, provocando 
elevadas tensões mecânicas. Devido a esses 
obstáculos, alguns cristais param de crescer, enquanto 
outros continuam a crescer apenas depois de mudarem 
suas direções na superfície do metal. Nesse estágio, há 
um aumento no número de cristais forçados a crescerem 
para o interior do metal com seus eixos [001], de 
crescimento mais fácil, não paralelos à superfície do 
metal. Além disso, o crescimento das agulhas é 
favorecido pelo fato de que quantidade de boro 
consumida pelos cristais na superfície do metal diminui 
e, consequentemente, mais boro pode se difundir para 
as pontas das agulhas que crescem para o interior do 
substrato. 
 No estágio 3 há a estabilização de uma forte 
textura (002) da fase Fe2B. Durante o estágio 2, alguns 
cristais não paralelos entraram em contato, 
consequentemente, há um aumento no número de 
cristais forçados a crescerem ao longo da direção de 
mínima resistência [001]. Dessa forma, um terceiro 
estágio de crescimento ocorre, onde todas as agulhas de 
boretos tendem a crescer perpendicularmente á 
superfície do metal. 
 Para camadas polifásicas de boretos, 
observações em MEV mostram que os cristais mais 
externos de FeB são orientados aleatoriamente e 
mecanicamente inconsistentes, vindo da transformação 
da camada mais externa de Fe2B. Ao contrário, as 
regiões mais profundas de FeB, vindas da transformação 
de regiões compactas orientadas (002) de cristais Fe2B, 
são texturizadas e muito compactas. Além disso, a 
orientação (002) de FeB aumenta em profundidades 
cada vez maiores para a interface FeB-Fe2B, de acordo 
com o perfil de textura das regiões de Fe2B 
transformadas em FeB (MARTINI, C. et al., 2004a). 
54 
 
A formação desses boretos depende da 
temperatura, composição da liga, tempo de tratamento e 
potencial de boro na vizinhança da superfície (GENEL, 
2006). 
Os elementos de liga do substrato também têm 
influência na espessura e morfologia da camada de 
boretos. Normalmente, quanto maior o teor de elementos 
de liga, mais fina e lisa será a interface entre a camada 
boretada e o substrato. Os elementos de maior influência 
são C, Cr e Ni (CAMPOS et al., 2008). 
Petrova e colaboradores (2008), estudando o 
efeito da boretação em ligas metálicas para aplicações 
automotivas comprovaram a influência da quantidade de 
elementos de liga na morfologia da camada boretada. 
Os autores concluem que a espessura da camada 
boretada diminui com o aumento dos elementos de liga. 
Aços comuns ao carbono apresentaram espessura da 
camada de boretos da ordem de 75-80 μm e morfologia 
dente-de-serra, enquanto aços de alta resistência, com 
maior quantidade de elementos de liga, apresentaram 
camada mais fina, da ordem de 50-55 μm para as 
mesmas condições de tratamento. No caso de aços 
inoxidáveis, a grande quantidade de elementos de liga 
(especialmente Cr e Ni) reduziram a camada de boretos 
para 21-23 μm e favoreceram a formação de uma 
interface mais lisa entre a camada de boretos e o 
substrato (PETROVA et al., 2008). A Figura 9 apresenta 
uma comparação da morfologia da interface 
camada/substrato para um aço AISI 1018 e AISI 304. 
 
 
 
 
 
 
55 
 
Figura 9 – Micrografias mostrando a influência do teor de 
liga na morfologia e espessura da camada de boretos. 
(a) 1018, (b) AISI 304. 
 
 
Fonte: PETROVA et al., 2008. 
 
Na boretação com pó, as peças a serem tratadas 
são colocadas em caixas feitas de aço inoxidável de 3 a 
5mm de espessura e as superfícies a serem boretadas 
são cobertas com aproximadamente 10 a 20mm de pó 
boretante. As caixas são então aquecidas entre 840 a 
1050°C. O resfriamento é feito ao ar. Os pós boretantes 
são compostos de uma substância responsável pelo 
fornecimento de boro (B4C, ferro-boro, boro amorfo ou 
bórax [Na2B4O7.10H2O]), como diluentes são utilizados, 
geralmente SiC ou Al2O3, não tomando parte na reação e 
um ativador (NH4Cl, KBF4, etc.). Existem marcas 
comerciais de pós para boretação, como as várias 
classes de Ekabor® (MARTINI, C et al., 2004b; TARAKCI 
et al., 2010). 
 A espessura da camada de pó, quando do 
tratamento de aço-carbono na temperatura de 940°C por 
aproximadamente 2 horas, precisa ser de no mínimo 
10mm para que se obtenha as melhores características 
de espessura, microestrutura e propriedades. Para 
espessuras da camada de pó menores do que 10mm 
ocorre a redução da camada boretada devido à 
56 
 
insuficiente quantidade de boro na fonte boretante (JAIN; 
SUNDARARAJAN, 2002). 
 
2.2 COMPORTAMENTO TRIBOLÓGICO 
 
O método tradicional de modificação do 
comportamento tribológico é a introdução de um fluido 
lubrificante entre as superfícies. Esta abordagem, porém, 
apresenta algumas falhas devido ao fornecimento de 
lubrificante, degradação, contaminação, etc. Uma 
alternativa que não sofre com essas limitações é o 
recobrimento, que pode ser feito por uma série de 
técnicas como PVD, CVD (STACHOWIAK, 2005), TRD, 
entre outros. As propriedades das superfícies podem ser 
modificadas por técnicas de tratamento superficial ou 
pela aplicação de uma ou muitas camadas na superfície. 
Além da resistência à oxidação ou corrosão superficial, a 
avaliação do comportamento tribológico é importante. 
Nos últimos dez anos, estudos têm sido realizados 
para obtenção e caracterização de camadas duras de 
boretos, carbonetos e nitretos de metais de transição. 
Usta e colaboradores (2006) realizaram boretação 
por via sólida com Ekabor em substratos de nióbio, 
tungstênio e cromo. Ensaios de pino-sobre-disco foram 
realizados sem lubrificação, com esferas de aço AISI 
52100 de 6 mm de diâmetro e carga de 5N. Após a 
boretação houve formação de camadas de NbB2, WB e 
CrB na superfície dos substratos de nióbio, tungstênio e 
cromo, respectivamente. O comportamento tribológico foi 
modificado de dúctil (apresentando mecanismo de 
deformação plástica) para frágil (apresentando 
mecanismos de deformação por fratura) após o 
tratamento superficial. 
Boretos de tântalo, TaB e TaB2 foram obtidos 
após a boretação por via sólida com Ekabor em 
57 
 
substratos de tântalo puro por Ribeiro e colaboradores 
(2007). O comportamento tribológico foi avaliado através 
de ensaios de deslizamento do tipo recíproco sem 
lubrificação e lubrificados com fluido corporal simulado 
com esferas de aço AISI 52100 de 6 mm de diâmetro e 
carga de 5N. A dureza aumentou de 870 HV para 3419 
HV após a boretação. Este aumento na dureza faz o 
tântalo tornar-se propenso à nucleação e propagação de 
trincas devido a fragilidade da superfície. A boretação do 
tântalo por via sólida durante 4 horas foi considerada não 
adequada para aplicações tribológicas. 
Camadas superficiais de nitreto de cromo Cr2N e 
nitreto de ferro e cromo (Cr,Fe)2N(1-x) foram obtidas por 
Ozdemir e colaboradores(2007) em substratos de aço 
AISI 1010 pré-nitretados através de tratamento TRD por 
via sólida. A dureza da camada de nitretos foi de 1785 
HV0,05 com espessura máxima de aproximadamente 14 
µm. 
Sen e colaboradores (2008) obtiveram, através de 
tratamento de boretação multicomponente, camadas de 
boretos de nióbio (NbB e Nb3B2) em substrato de aço 
AISI M2. A camada de boretos de nióbio atingiu 
aproximadamente 2700 HV0,01 e espessura de 3,25 µm. 
Camadas superficiais de carbonetos de nióbio, por 
sua vez, também aumentam a resistência ao desgaste 
de aços. Para ensaios de desgaste do tipo pino-sobre-
disco sem lubrificação com contra-corpo de alumina 
(esfera de 9,5 mm de diâmetro) sobre superfície de aço 
1040 observou-se que o mecanismo de desgaste 
atuante é oxidativo/abrasivo. Quando o contra-corpo 
utilizado é de aço AISI 52100, o mecanismo passa a ser 
predominantemente adesivo/oxidativo. A velocidade de 
deslizamento foi de 0,1 m/s, carga aplicada de 2,5; 5 e 
10 N e umidade relativa de 65%. Ainda, para todas as 
condições, com o aumento da carga houve aumento da 
58 
 
taxa de desgaste e do coeficiente de atrito (SEN; SEN, 
2008). 
Casteletti e colaboradores (2009) analisaram a 
resistência ao desgaste de camadas superficiais de NbC, 
VC e boretos (FeB e Fe2B) em aço AISI H13 e AISI D2 
utilizando micro-abrasômetro. Em aço AISI 1060 foram 
analisadas camadas de boretos e carbeto de cromo. 
Todas as camadas melhoraram a resistência ao 
desgaste em comparação com os resultados obtidos 
para os substratos sem tratamento. A maior dureza e 
maior resistência ao desgaste foi obtida para camadas 
de VC. 
As camadas de NbC e de carbeto de cromo 
apresentaram resultados intermediários em termos da 
resistência ao desgaste e as camadas de boretos foram 
as que apresentaram o maior desgaste entre as 
condições avaliadas. Cabe ressaltar, porém, que a 
metodologia utilizada pelos pesquisadores para a 
avaliação do comportamento tribológico foi a realização 
de desgaste micro-abrasivo (esfera rotativa fixa) sem a 
utilização de agente abrasivo, descaracterizando o 
ensaio como ―abrasivo‖. Velocidade de rotação da esfera 
foi de 148 RPM e carga de 18,7 N foram outros 
parâmetros utilizados. 
Boretação multicomponente foi utilizada para 
obtenção de camadas de Cr2B em esferas de aço AISI 
52100 (SEN; SEN, 2009). O comportamento tribológico 
foi avaliado através de ensaio pino-sobre-disco. Os 
discos utilizados foram de aço AISI 1040 boro-
cromatizados. As cargas utilizadas foram de 2, 5 e 10 N, 
velocidade de deslizamento de 0,1 e 0,3 m/s, distância 
de deslizamento de 320 m e esferas de 9 mm de 
diâmetro. Os ensaios foram realizados a seco. A Figura 
10 apresenta a seção transversal dos discos de aço AISI 
1040. 
59 
 
Figura 10 – Micrografias ópticas de: (a) 1040 boretado a 
900 °C por 4 h; (b) 1040 boro-cromatizado a 1000 °C por 
2 h. 
 
 
Fonte: SEN; SEN, 2009. 
 
 Nota-se que os ―dentes-de-serra‖ estão menos 
pronunciados após o tratamento TRD de cromatização. 
Além disso, é possível perceber a formação de uma 
camada externa de boreto de cromo. O menor 
coeficiente de desgaste foi obtido para a condição boro-
cromatizada, seguida da condição boretada. O maior 
coeficiente de desgaste foi obtido para a condição 
temperada. A Figura 11 apresenta as microscopias 
ópticas das esferas e dos discos. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
60 
 
Figura 11 – (a)-(c) crateras de desgaste das esferas de 
AISI 52100 (a) temperada, (b) boro-cromatizada e (c) 
boretada. (d)-(f) pistas de desgaste formadas em aço 
AISI 1040 contra esferas (d) temperada, (e) boro-
cromatizada e (f) boretada. 
 
 
Fonte: SEN; SEN, 2009 
 
Segundo os autores, como mostrado na Figura 
11, o mecanismo de desgaste predominante para as 
amostras boretadas e boro-cromatizadas é desgaste 
abrasivo, enquanto para as amostras temperadas e 
revenidas, além de abrasão, há ocorrência de adesão. 
 Fernandes e colaboradores (2010) avaliaram a 
resistência ao desgaste do aço AISI 52100 com camada 
de NbC obtida por tratamento TRD. A resistência ao 
desgaste foi avaliada utilizando equipamento de micro-
abrasão por esfera rotativa fixa, sem o uso de agentes 
abrasivos. A velocidade de rotação da esfera foi de 500 
RPM e as cargas utilizadas foram 6,65 N, 14,59 N e 
18,26 N. A camada de NbC apresentou dureza de 1992 
61 
 
HV e espessura de 6,1 µm. A morfologia pode ser 
observada na Figura 12. 
 
Figura 12 – Micrografia eletrônica de varredura de aço 
AISI 52100 com camada de NbC. 
 
 
Fonte: FERNANDES et al., 2010. 
 
O volume de material removido foi 
aproximadamente 10 vezes menor para as amostras que 
receberam tratamento TRD. Não foi observada nenhuma 
tendência à estabilização do volume de desgaste para as 
amostras tratadas para as condições estudadas. Os 
autores atribuem isso ao fato da camada de NbC ser 
rompida nos primeiros instantes do ensaio, expondo o 
substrato mais dúctil e com menor resistência ao 
desgaste. 
Tratamentos termoquímicos de boretação 
multicomponente em aço inoxidável AISI 316L foram 
realizados por Samadi e Habibolahzade (2010). Como 
primeira etapa foram realizados tratamentos TRD por via 
sólida para difusão de cromo, titânio e vanádio na 
superfície metálica. Após o tratamento TRD foi realizada 
boretação, também por via sólida. Como consequência 
desses tratamentos, camadas com presença de fases 
CrB, TiB2 e VB foram obtidas após a boretação das 
62 
 
amostras que haviam sido previamente tratadas em meio 
sólido. 
O desgaste, avaliado em teste de desgaste do tipo 
pino-sobre-disco foi o menor para a condição 
borocromatizada tanto para carga de 75 N quanto para 
115 N. Todas as amostras submetidas a tratamento de 
boretação multicomponente (ou boretação duplex) 
apresentaram menor desgaste em comparação com a 
condição sem recobrimento. Após o tratamento 
superficial, o mecanismo de desgaste passou de 
sulcamento e deformação plástica para um mecanismo 
predominante de fadiga/oxidação (SAMADI; 
HABIBOLAHZADE, 2010). A Figura 13 apresenta a pista 
de desgaste para as condições sem tratamento (a) e 
borocromatizada (b). 
 
Figura 13 – Microscopia eletrônica de varredura das 
pistas de desgaste para as condições sem recobrimento 
(a) e borocromatizada (b). As setas indicam microtrincas 
na pista de desgaste. 
 
 
Fonte: Adaptado de SAMADI; HABIBOLAHZADE, 2010. 
 
63 
 
 Também houve grande interesse no estudo da 
resistência ao desgaste de substratos ferrosos boretados 
nos últimos dez anos. 
 Béjar e Moreno (2006) boretaram, por meio de 
sais fundidos, aços AISI 1020, 1045, 4140 e 4340. 
Foram utilizadas várias misturas boretantes, tempos e 
temperaturas de tratamento. Ensaios de desgaste do tipo 
roda de borracha foram utilizados para avaliar a 
resistência ao desgaste abrasivo. A velocidade periférica 
da roda foi de 2-2,5 m/s e a força de 130 N. O agente 
abrasivo utilizado foi areia de quartzo com granulometria 
de 200 µm. Os melhores resultados de resistência ao 
desgaste abrasivo foram encontrados para o aço AISI 
1020, apesar deste ter apresentado a menor dureza da 
camada boretada. Os pesquisadores atribuem este 
resultado ao fato do aço AISI 1020 ter apresentado a 
maior espessura de camada (200 µm) e a menor 
fragilidade da camada de boretos em comparação com 
os outros substratos. A fragilidade da camada de boretos 
pode ser observada qualitativamente na Figura 14 com a 
formação de trincas após os ensaios de desgaste. 
Aços AISI 1018, 4340 e 304 foram boretados por 
via sólida em uma mistura de B4C e KBF4 em atmosfera 
de argônio a 850 °C por 4 horas por Petrova e 
colaboradores (2008). Após ensaios de desgaste do tipo 
pino-sobre-disco a 70 RPM com carga de 500 g e 
duração de 1 hora, os pesquisadores concluíram que as 
amostras boretadas apresentaram melhor resistência ao 
desgaste devido à formação da camada dura de boretos. 
Essa resistência ao desgaste das amostras boretadas 
depende, segundo os autores, da dureza do 
revestimento e microestrutura.64 
 
Figura 14 – Superfícies das amostras boretadas a 1000 
°C por 8 horas, após o ensaio abrasivo. 
 
 
Fonte: Adaptado de BÉJAR; MORENO, 2006. 
 
 Tabur e colaboradores (2009) realizaram 
boretação por via sólida com Ekabor em substratos de 
aço AISI 8620. As temperaturas de tratamento foram de 
850, 900 e 950 °C e os tempos 2, 4 e 6 horas. O 
comportamento ao desgaste abrasivo foi avaliado 
através de ensaios do tipo pino-sobre-disco não 
lubrificado. Nos discos eram fixadas lixas de Al2O3 de 80 
e 120 mesh. As cargas utilizadas foram de 10, 20 e 30 N 
e velocidade de 0,2 m/s. A distância de deslizamento de 
cada ensaio foi de 10,25 metros e o pino estava sempre 
em contato com partículas abrasivas novas da lixa. Os 
pinos possuíam ponta plana que foram boretadas e 
65 
 
deslizavam contra as superfícies abrasivas. As amostras 
que apresentaram camada dupla de boretos, com 
formação de FeB e Fe2B foram as que mais 
desgastaram. Segundo os autores isso se deve ao fato 
de que, para tempos maiores de tratamento (6 horas), 
ocorre a formação de FeB frágil e quebradiça. A Figura 
15 mostra as superfícies de desgaste para a condição de 
30 N e lixa de 120 mesh das amostras não boretadas (a) 
e boretadas a 850 °C por 2 horas (b). 
 
Figura 15 – Microscopia eletrônica de varredura das 
amostras de aço AISI 8620 desgastadas com lixas de 
120 mesh e carga de 30 N. (a) não boretada, (b) 
boretada a 850 °C por 2 h. 
 
 
Fonte: TABUR et al., 2009. 
 
Os autores concluem que a taxa de desgaste 
abrasivo aumenta com o aumento da carga e com o 
aumento do grão abrasivo e que o processo de 
boretação proporciona melhor resistência ao desgaste 
do que a cementação quando os pinos são abradados 
em lixas de 80 mesh. 
 A resistência ao desgaste por abrasão e por 
deslizamento do tipo bloco-sobre-disco em substratos 
boretados de aço AISI 4140 foi avaliada por Ulutan e 
colaboradores (2010). O tratamento termoquímico de 
66 
 
boretação foi realizado por via sólida com pó para 
boretação Ekabor nas temperaturas de 900, 950, 1000 e 
1050 °C por 2, 4 e 6 horas. Para os testes abrasivos, um 
disco de 60 mm de diâmetro foi recoberto com lixa de 
SiC número 500 (tamanho de grão de 30 µm). 
Para todos os ensaios a velocidade de 
deslizamento foi de 0,63 m/s e as cargas foram 22, 32 e 
42 N. A resistência ao desgaste abrasivo das amostras 
boretadas foi aproximadamente 3-4 vezes maior do que 
das amostras não boretadas. A melhor resistência ao 
desgaste foi obtida para a amostra boretada a 900 °C 
por 6 horas. A Figura 16 apresenta as superfícies de 
desgaste das amostras boretadas a 1000 °C por 4 horas 
submetidas a desgaste abrasivo com cargas de 22 N (a) 
e 42 N (b). 
 
Figura 16 – Microscopia eletrônica de varredura da 
superfície de desgaste de amostras boretadas a 1000 °C 
por 4 horas com cargas de (a) 22 N e (b) 42 N após 
desgaste abrasivo. 
 
 
Fonte: ULUTAN et al., 2010. 
 
Na Figura 16 (a) como há poucos riscos 
profundos, os autores concluem que há pouca abrasão 
com esta carga. Para a Figura 16 (b) os riscos são mais 
pronunciados e há presença de algumas partículas de 
67 
 
óxidos. Na Figura 17 é mostrada a superfície de 
desgaste da amostra boretada a 1050 °C por 6 horas e 
submetida a ensaio abrasivo com carga de 42 N. Esta 
condição apresentou o maior volume de material 
removido dentre todas as avaliadas. Nota-se a presença 
de alguns riscos característicos de desgaste abrasivo e 
algumas ―cavidades‖ na superfície. Segundo os autores, 
as partículas fraturadas pela carga elevada durante a 
abrasão atuam como partículas abrasivas, aprofundando 
ainda mais as marcas de abrasão. 
 
Figura 17 – Microscopia eletrônica de varredura da 
superfície de desgaste da amostra boretada a 1050 °C 
por 6 horas com carga de 42 N após desgaste abrasivo. 
 
 
Fonte: ULUTAN, et al., 2010. 
 
 Kiratli e Findik (2011), após tratamento 
termoquímico de boretação por via sólida em substratos 
de aço AISI 1035 concluem que com o aumento do 
tempo e da temperatura de boretação, a resistência ao 
68 
 
desgaste por deslizamento aumenta. Os autores 
boretaram pinos de aço AISI 1035 de 6 mm de diâmetro 
e 50 mm de comprimento. O disco era de aço 5190 com 
62 HRC de dureza, distância de deslizamento de 360 – 
1440 metros, carga de 40 N e velocidade de 
deslizamento de 1 m/s. 
 A resistência ao desgaste do aço AISI 8620, 
boretado por via sólida com pastas de boretação, foi 
avaliada por meio de desgaste por deslizamento do tipo 
pino-sobre-disco por Gunes (2013). As esferas utilizadas 
como contra-corpo eram de Wc-Co com 8 mm de 
diâmetro e os discos eram de aço AISI 8620 boretado 
com pasta através da técnica de boretação a plasma 
com utilização de pasta para boretação. Os ensaios de 
desgaste foram realizados sem lubrificação, temperatura 
ambiente, carga de 10 N, velocidade de deslizamento de 
0,2 m/s e distância de deslizamento de 500 metros. Após 
o tratamento de boretação foi observada a redução do 
coeficiente de atrito de 0,72 (amostras não boretadas) 
para 0,54 – 0,66 para as amostras boretadas. Foi 
observado o aparecimento de trincas nas superfícies de 
desgaste das camadas boretadas e, como 
consequência, a delaminação da camada de boretos 
ocorre. A Figura 18 apresenta as superfícies de desgaste 
das amostras boretadas a 700 °C por 5 horas para várias 
misturas boretantes. É possível perceber, além da 
presença de grande quantidade de trincas na figura (h), 
a presença de pequenas porosidades. Essas 
características indicam que fratura frágil da camada de 
boretos está ocorrendo, resultando em delaminação 
desta camada. 
 
 
 
 
69 
 
Figura 18 – Microscopia eletrônica de varredura das 
pistas de desgaste do aço AISI 8620 boretado por 5 
horas: (a) e (b) 100% B2O3, (c) e (d) 100% bórax, (e) e (f) 
70% B2O3 + 30% B4C, (g) e (h) 70% bórax + 30% B4C. 
 
 
Fonte: GUNES, 2013. 
70 
 
 A Figura 19 ilustra esquematicamente o ensaio de 
desgaste do tipo quatro-esferas. Este ensaio é utilizado 
principalmente para avaliação do comportamento 
tribológico de materiais submetidos a cargas elevadas e 
com lubrificação, podendo ser avaliado, também, o 
comportamento sem lubrificação. 
 
Figura 19 – Esquema do ensaio de desgaste do tipo 
quatro-esferas. 
 
 
Fonte: Adaptado de ASTM D4172-94, 2010. 
 
 Este ensaio foi utilizado por Garcia-Bustos e 
colaboradores (2013) para avaliar a resistência ao 
desgaste de camadas de boretos sobre substratos de 
aço AISI 52100. A boretação foi realizada por via sólida 
com Ekabor como agente boretante a 1050 °C durante 1 
hora. Foram avaliados o comportamento tribológico em 
condições sem lubrificação e com lubrificação a óleo. 
Cargas de 147 e 393 N foram utilizadas nos ensaios 
lubrificados e 49, 98 e 147 N foram as cargas utilizadas 
para avaliação da condição sem lubrificação. A 
velocidade utilizada foi de 0,46 m/s e os tempos de 
ensaio foram de 3600 segundos para a condição 
71 
 
lubrificada e 150 segundos para a condição sem 
lubrificação. As amostras boretadas apresentaram 
coeficiente de atrito menor em comparação com as 
amostras não-boretadas, especialmente para a condição 
não lubrificada. Para a carga de 147 N o coeficiente de 
atrito para as amostras boretadas e não-boretadas foi de 
0,32 e 0,62, respectivamente. Os autores atribuem o 
baixo coeficiente de atrito das amostras boretadas ao 
fato de ocorrer a formação de uma camada de ferro-boro 
na superfície que reage com o oxigênio presente na 
atmosfera. O coeficiente de atrito foi similar entre as 
amostras boretadas e não-boretadas devido à formação 
de um filme lubrificante entre as superfícies. Segundo os 
autores, não foi observado desgaste significativo para as 
amostras boretadas, mesmo na condição não lubrificada. 
Apenas alguns riscos foram observados nas amostras 
boretadas (Figura 20). 
 
Figura 20 – Micrografias eletrônicas de varredura das 
superfícies de desgaste das esferas boretadas. Ensaio 
sem lubrificação. (a) 98 N, (b) 147 N. 
 
 
Fonte: Adaptado de GARCIA-BUSTOS,