Desenvolvimento de um novo aço para moldes de plástico

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 UNIVERSIDADE PRESBITERIANA MACKENZIE 
 ESCOLA DE ENGENHARIA 
 MESTRADO PROFISSIONAL EM ENGENHARIA DE MATERIAIS 
 
 
 
 
 
 
 PAULO SÉRGIO RIBEIRO 
 
 
 
 
 
 
 
 DESENVOLVIMENTO DE UM NOVO AÇO PARA MOLDES DE PLÁSTICO 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
São Paulo 
2009 
 
 
 
 
 
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 PAULO SÉRGIO RIBEIRO 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 DESENVOLVIMENTO DE UM NOVO AÇO PARA MOLDES DE PLÁSTICO 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Dissertação de Mestrado apresentada ao 
Programa de Mestrado Profissional em 
Engenharia de Materiais da Universidade 
Presbiteriana Mackenzie como requisito 
parcial para obtenção do titulo de Mestre 
Profissional em Engenharia de Materiais. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
ORIENTADOR: Prof. Dr. Waldemar Alfredo Monteiro 
 
 
 
 
 
São Paulo 
2009 
 
 
 
 
 
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R484d Ribeiro, Paulo Sergio. 
 Desenvolvimento de um novo aço para moldes de plástico / 
 Paulo Sergio Ribeiro. – 2009. 
 70 p. : il. ; 30 cm. 
 
 Dissertação (Mestrado em Engenharia de Materiais) – Escola de 
 Engenharia, Universidade Presbiteriana Mackenzie, São Paulo, 
 2009. 
 
 Orientação: Prof. Dr. Waldemar Alfredo Monteiro. 
 Bibliografia: p. 69-70. 
 
 1. Aço P20. 2. Condutividade térmica. 3.Aço ecológico. 
4.Molde de plástico.. 
 II.Título. 
 CDD 672 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
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 PAULO SÉRGIO RIBEIRO 
 
 
 
 
 
 DESENVOLVIMENTO DE UM NOVO AÇO PARA MOLDES DE PLÁSTICO 
 
 
 
 
 
 
Dissertação apresentada à Universidade 
Presbiteriana Mackenzie como requisito 
parcial para obtenção do titulo de Mestre 
em Engenharia de Materiais. 
 
 
 
Aprovado em 
 
 
 
BANCA EXAMINADORA 
 
 
 
 
 
______________________________________________________________________ 
Prof. Dr. Jan Vatavuk 
Universidade Presbiteriana Mackenzie 
 
 
 
 
 
______________________________________________________________________ 
Prof. Dr. Waldemar Alfredo Monteiro 
Universidade Presbiteriana Mackenzie 
 
 
 
 
 
______________________________________________________________________ 
Prof. Dr. Arnaldo Homobono Paes de Andrade 
Instituto de Pesquisas Energéticas e Nucleares 
 
 
 
 
 
5 
 
 AGRADECIMENTOS 
 
Ao Prof. Dr. Waldemar Alfredo Monteiro pela disposição, empenho pessoal, esforço 
em transmissão de conhecimento e experiência acadêmica, e principalmente, pela observação 
metalográfica que foram importantíssimos para o desenvolvimento deste trabalho. 
Ao Msc. Eng. Dante Ribeiro, pelos comentários e sugestões apontadas no decorrer de 
todo o trabalho. 
Ao Prof. Rodrigo Magnabosco por comentários de grande importância ao 
desenvolvimento do estudo. 
Ao meu colega e técnico em mecânica Everaldo Vitor, pelo empenho na confecção de 
amostras para ensaio. 
Ao Eng° Sérgio Domingos, pelo apoio no início da pesquisa. 
Ao Prof. Antônio Augusto Couto, pelas fotos tiradas no Microscópio Eletrônico de 
Varredura. 
Ao Prof. Ricardo Alberto Neto Ferreira, e sua equipe (Denise Mercês Camarano, 
Pablo Andrade Grossi, Odair Miranda, Fabrício Lima Migliorini e Égonn Hendrigo Carvalho 
Silva), pelos ensaios e resultados que foram de extrema importância para a realização desse 
estudo. 
Aos colegas Eng° Hudison Libério de Souza, Eng° Leonardo Gaspar Rocha e Eng° 
Paulo Sérgio Perez e a todos que de alguma forma contribuíram com esse trabalho. 
A Prof. Leila no seu precioso auxilio na bibliografia sobre polímeros e na 
normatização. 
Ao Prof. Dr. Jan Vatavuk e Prof. Dr. Arnaldo Homobono Paes de Andrade 
pelas valiosas orientações que aprimoraram o resultado do trabalho. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
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“O único modo de escapar da corrupção 
causada pelo sucesso é continuar trabalhando.” 
Albert Einstein 
 
 
 
 
 
7 
 
RESUMO 
 
 
Uma nova liga a base de ferro (aço) para moldes plásticos foi obtida com 
características melhoradas quando comparada aos materiais usualmente utilizados no 
mercado. Os materiais, existentes no mercado, usados como referência neste trabalho, 
também não são indicados para utilização que necessitem acabamentos especiais. Para 
aplicações de uso restrito ou que requeiram acabamentos especiais, como texturização, por 
exemplo, outros testes, teriam que ser realizados. Com estas características atingiu-se melhor 
produtividade do molde, opções de menor custo, dependendo da variação de custo de liga, no 
mercado internacional, bem como uma redução no consumo de energia na produção das 
peças, por conta da melhoria da condutividade térmica. Como resultado deste trabalho 
atingiu-se a manutenção das características mecânicas quando comparado aos aços 
equivalentes comerciais em uso, obtendo ganho expressivo em condutividade térmica. 
Também foi obtida a possibilidade de obter-se um aço com estrutura compatível com a 
aplicações do aço DIN 1.2738 até 600 mm de espessura, com menor adição de elementos 
de liga. 
 
Palavras chave: 1.Aço P20. 2. Condutividade térmica. 3.Aço ecológico. 4.Molde de plástico. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
8 
 
 
ABSTRACT 
 
 
A new iron based alloy (steel) was developed to produce plastic molds focused on 
reaching improved characteristics when comparing with customary materials usually used on 
the market. Those materials existing in the market are reference on this work and also aren´t 
indicated for special finishing. For restricts applications or that who needs a special finishing, 
as photo etching for example, another tests need to be done. The characteristicsintend a 
greater production of the mold as well as a reduction in the energy consume when producing 
the parts, in order to have a better thermal conductivity result. The result of this work was 
achieved the maintenance of the mechanical characteristics comparing to equivalents steels in 
comercial use, and considerable profits concerning thermal conductivity. It was also obteined 
the possibility to make a steel with compatible structure with the steel DIN 1.2738 aplications 
up to 600 mm thickness, with lower alloy elements addition 
 
Key words: 1. P20 steel. 2.Thermal Conductivity. 3. Ecological Steel. 4.Plastic mold. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
9 
 
 
SUMÁRIO 
I INTRODUÇÃO 12 
1.1 Objetivo geral 13 
1.2 Objetivo específico 13 
1.3 Justificativa 13 
1.4 REVISÃO DE LITERATURA 14 
II Revisão de literatura 15 
2.1 Tratamento térmico 15 
2.1.1 Têmpera 17 
2.1.2 Revenimento 17 
2.2 Fundamentos teóricos 19 
2.3 Teores de liga 20 
2.4 Aspecto teórico de aços baixo carbono 25 
2.5 Microestrutura 26 
2.5.1 Martensita 28 
2.6 Diagrama TRC 31 
III MATERIAIS E MÉTODOS 34 
3.1 Desenvolvimento de ligas para moldes plásticos 34 
3.2 Obtenção dos lingotes 38 
3.3 Forjamento 39 
3.4 Beneficiamento 39 
3.5 Técnicas de ensaio 40 
3.6 Tração 41 
3.7 Dureza 42 
3.8 Impacto 43 
3.9 Análise da microestrutura 44 
3.10 Analise das propriedades térmicas pelo método flash 44 
3.11 Carbono equivalente 46 
3.12 Calculo do preço das ligas 47 
IV RESULTADOS E DISCUSSÃO 48 
4.1 Ensaio de tração 48 
4.2 Ensaio de dureza 51 
4.2.1 Dureza com temperaturas de revenimento compatível 52 
 
 
 
 
 
 
10 
 
 
 
4.3 Analise da condutividade térmica pelo método flash 53 
4.4 Formula teórica do carbono equivalente 54 
4.5 Comparação de custo 56 
4.6 Comparação entre desenvolvimentos e referências 57 
4.6.1 Comparação entre desenvolvimento 1 e referências 58 
4.6.2 Comparação entre desenvolvimento 2 e referências 59 
4.6.3 Comparação entre desenvolvimento 3 e referências 61 
4.6.4 
 
Comparação entre desenvolvimento 4 e referências 63 
4.7 Observações microestruturais 64 
4.8 Microestrutura obtida por MEV(microscopia eletrônica de varredura) 70 
4.8.1 MEV (Desenv. 1) 70 
4.8.2 MEV (Desenv. 2) 71 
4.8.3 MEV (Desenv. 3) 72 
4.8.4 MEV (Desenv. 4) 73 
4.8.5 MEV (K 2005) 74 
4.8.6 MEV (DIMO 42M) 75 
V DISCUSSÕES GERAIS 76 
VI CONCLUSÃO 77 
 
Referência 78 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
11 
 
 
INDICE DE FIGURAS 
 
 
Figura 1 Diagrama equilíbrio Fe-C 16 
Figura 2 
 
Diagrama Ellingham 23 
Figura 3 
 
Diagrama de equilíbrio Fe-C modificado 25 
Figura 4 
Esquema de uma microestrutura típica dos aços ferramenta e seus 
principais constituintes (EBNER;LEITNER,1999). 
 
27 
Figura 5 
 
Esquema representando o cisalhamento e a superfície associados à 
formação da martensita (THOMPSON,1983) 
30 
Figura 6 Curva CCT (K2005) 31 
Figura 7 Curva CCT (DIMO 42M). 32 
Figura 8 Curva CCT do aço 2311 (LUCCHINI) 32 
Figura 9 Curva CCT do aço 2738 (LUCCHINI) 33 
Figura 10 Simulação da estrutura do 2311. 34 
Figura 11 Simulação da estrutura do desenvolvimento 1. 35 
Figura 12 Simulação da estrutura do desenvolvimento 2. 35 
Figura 13 Simulação da estrutura do desenvolvimento 3 e 4. 36 
Figura 14 Aspecto dos lingotes em estado bruto de fusão 38 
Figura 15 Forma e dimensões (mm) dos corpos-de-prova de tração 41 
Figura 16 
 
Esquema de impressão da esfera no ensaio Brinell 42 
Figura 17 Esquema do ensaio de impacto Charpy sem entalhe 43 
Figura 18 Dureza Brinell para os diferentes desenvolvimentos 51 
Figura 19 Comparativo de revenimento entre todos desenv. e referências Ranking dos 57 
Figura 20 Comparativo das curvas de revenimento entre o Desenv. 1 e Refer. 58 
Figura 21 Comparativo das curvas de revenimento entre o Desenv. 2 e Refer. 59 
Figura 22 Comparativo das curvas de revenimento entre o Desenv. 3 e Refer. 61 
Figura 23 Comparativo das curvas de revenimento entre o Desenv. 4 e Refer. 62 
Figura 24 Análise Microestrutural ( Microscópio Óptico ) 63 
Figura 25 Análise Microestrutural ( Microscópio Óptico ) 64 
Figura 26 Análise Microestrutural ( Microscópio Óptico ) 65 
Figura 27 Análise Microestrutural ( Microscópio Óptico ) 66 
Figura 28 Análise Microestrutural ( Microscópio Óptico ) 67 
Figura 29 Análise Microestrutural ( Microscópio Óptico ) 68 
Figura 25 Análise Microestrutural ( Microscópio MEV ) 69 
Figura 26 Análise Microestrutural ( Microscópio MEV ) 70 
Figura 27 Análise Microestrutural ( Microscópio MEV ) 71 
Figura 28 Análise Microestrutural ( Microscópio MEV ) 72 
Figura 29 Análise Microestrutural ( Microscópio MEV ) 73 
Figura 30 Análise Microestrutural ( Microscópio MEV ) 74 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
12 
 
 
I . INTRODUÇÃO 
 
 
As ferramentas para moldes de plástico são empregadas nos mais variados ramos 
industriais e para um diversificado número de polímeros (plásticos) os quais apresentam 
propriedades diferentes como: transparência, tenacidade, rigidez, elasticidade, resistência ao 
desgaste, opacidade dentre outras. Estes moldes são mais utilizados no processo de injeção 
onde o polímero encontra-se geralmente no intervalo entre 135°C e 265°C, dependendo da 
composição e estrutura. As peças moldadas mais comuns são os corpos de eletrodomésticos, 
de aparelhos eletrônicos, encanamentos (conexões), componentes para indústria 
automobilística (como painéis e lanternas) além de utilidades domésticas, entre outros. 
Nos processos usuais de injeção o aço utilizado na construção do molde deverá 
suportar grandes pressões de fechamento, até 2.000 toneladas, dependendo da geometria da 
peça, do número de cavidades (área de injeção) do material a ser injetado e, em muitos casos, 
deverá resistir à ocorrência de risco em sua superfície polida. Após a injeção, ainda durante a 
extração da peça do molde, é possível que pequenos resíduos de plásticos se localizem nas 
regiões de fechamento da matriz, o que poderá, durante o fechamento do molde, para início de 
novo ciclo de injeção, ocasionar o amassamento dessa região. Este fato levaria as peças a 
apresentarem defeitos, em forma de rebarbas, pois o plástico passaria a penetrar nessas 
lacunas causadas pela deformação provocada no molde. 
Portanto, é importante que o aço possua o mínimo de resistência à compressão, para 
que a vida útil estimada do molde atenda às exigências de mercado. O acabamento do molde 
é outro fator importante, pois precisa apresentar um bom polimento. Para tanto, o aço deverá 
possuir boa isotropia (decorrente da limpeza e homogeneidade obtidas em sua fabricação). 
Este fator dificulta a usinagem, encarecendo a mão de obra, elevando o custo de energia e de 
ferramentas necessárias à usinagem para obtenção do molde. 
Além desses requisitos o aço precisa apresentar uma boa condutividade térmica,com o 
objetivo de diminuir o tempo no ciclo de injeção, pois o resfriamento da peça plástica, ainda 
dentro da cavidade do molde, representa aproximadamente 30% do tempo de processo. 
A consciência ecológica atual exige que todos os fatores ligados à economia de 
energia, ou recursos para fabricação, tenham a mesma relevância, que os ligados ao custo. 
Nesse particular, a baixa adição de elementos de liga torna-se importantíssima, pois, além de 
 
 
 
 
 
13 
 
baratear o custo da liga, facilitará a sua reciclagem, por não possuir concentração elevada de 
nenhum elemento químico que possa ser considerado contaminante residual para o 
reaproveitamento em corridas de outras ligas. Os aços mais utilizados, para essa finalidade 
são os da família do aço P20, que são derivados de um aço para construção mecânica. A 
demanda desses produtos, no Brasil, no ano de 2008 girou em torno de 5.000 toneladas. 
Este trabalho apresenta o projeto de um novo aço ferramenta com melhoria de custo, 
usinabilidade, condutividade térmica, procurando-se manter ou diminuir o carbono 
equivalente, mas que apresente resistência à compressão compatível com a aplicação e a 
mínima utilização de elementos de liga. 
 
 
1.1 - OBJETIVO GERAL 
 
 
Desenvolvimento de uma nova liga a ser usada na fabricação de moldes para injeção 
(AÇO ECOPLAST ®), com custo reduzido, ênfase ecológica, sem comprometimento do seu 
desempenho no maior número de requisitos. 
 
 
1.2 - OBJETIVO ESPECÍFICO 
 
 
Desenvolvimento e caracterização de uma nova liga a base de ferro, visando melhoria 
de custo, condutividade térmica e diminuição, ou manutenção do carbono equivalente, com a 
mínima adição de elementos de liga. 
 
 
1.3 - JUSTIFICATIVA 
 
 
O rápido crescimento e a importância adquirida pela indústria de plásticos, causaram 
uma expansão considerável no desenvolvimento de aços para moldes (COSTA E SILVA; 
MEI, 1988). 
 
 
 
 
 
 
14 
 
Sensíveis economias na produção de peças e moldes de aço podem ser observadas 
com a diminuição de paradas para reparo, com decréscimo de rejeitos de ferramentas após o 
tratamento térmico (devido à distorções, trincas, dentre outros) (COSTA E SILVA; MEI, 
1988). Além disso, torna-se importante acrescentar que, a troca de ferramentas pode ser um 
trabalho longo e difícil, causando atrasos na produção. 
Nesse contexto a facilidade de usinagem e conseqüente rapidez na construção do 
molde, a facilidade de reparo (soldabilidade) e a não necessidade de tratamento térmico são 
fatores importantíssimos (BLASS, 1988; COSTA E SILVA; MEI, 1988). 
Estes fatores levam a economia de recursos indo de encontro aos ideais ecológicos 
atuais. Neste contexto, o desenvolvimento de uma nova liga levando em conta todos estes 
fatores, torna-se necessário. 
 
 
1.4 - METODOLOGIA 
 
 
O desenvolvimento do tema proposto foi realizado por meio de pesquisa bibliográfica 
cuja função é ajudar a entender melhor quais as propriedades e necessidades gerais dos aços 
para moldes em estudo. As normas que foram utilizadas seguiram a normalização ABNT, 
SAE e ASTM a que for aplicada a cada caso, segundo procedimento usual no mercado em 
foco. 
A partir da determinação de quatro ligas experimentais e de seus tratamentos térmicos, 
com dados de experiência do dia a dia, e com o auxilio do software AC3 (foi utilizado o 
mesmo tratamento térmico utilizado no mercado com temperaturas de austenitização e 
revenimentos já definidos), foi feita toda a parte experimental com produção de quatro 
lingotes, pelo Instituto de pesquisas tecnológicas (IPT), com as ligas alternativas, procedeu-se 
o forjamento, tratamento térmico, ensaios mecânicos (tração e impacto), foi realizada a 
medição da condutividade térmica pelo Centro de Desenvolvimento de Energia Nuclear 
(CTDN) em Belo Horizonte (MG) realizou-se a observação metalográfica de todas as etapas 
com utilização de microscopia óptica na indústria “Aços Especiais Piratini (AEP)” e em 
laboratório da Universidade Presbiteriana Mackenzie. Os resultados foram obtidos da 
comparação dos resultados dos ensaios, e realizados gráficos que facilite o entendimento de 
tal comparativo. 
 
 
 
 
 
15 
 
II . REVISÃO DE LITERATURA 
 
 
Para execução do trabalho obteve-se catálogos e livros técnicos de bibliotecas 
conceituadas, como, por exemplo: Mackenzie, ABM(Associação Brasileira de metalurgia e 
materiais), FEI (Faculdade de Engenharia Industrial) e também publicações internacionais de 
trabalhos técnicos. Todo esse levantamento foi pautado levando-se em consideração a 
experiência acumulada em 40 anos de trabalhos no setor de assistência técnica em aços para 
moldes de plástico do autor desse trabalho. Como o objetivo do trabalho é desenvolver uma 
liga com algumas vantagens tanto técnicas como de custo sobre as já pré-existentes no 
mercado necessário fez-se comparar com os dados técnicos pré-existentes e as possíveis 
tentativas anteriores ao trabalho na mesma direção. A conclusão foi obtida a partir da 
compilação de todos os dados práticos e técnicos obtidos em laboratório e da avaliação do 
comportamento de ligas e tentativas possíveis no mercado normal nos dias de hoje. 
 
2.1 - TRATAMENTO TÉRMICO 
 
É dado o nome de Tratamento Térmico, para o conjunto de operações de 
aquecimento e resfriamento, a que são submetidos os aços sob controle de tempo, temperatura 
e atmosfera, objetivando alterar suas propriedades ou características mecânicas e estruturais, 
em função de suas aplicações. Os tratamentos que serão dados maior destaque serão o de 
Têmpera e Revenimento. 
 
 
 
 
 
16 
 
 
Figura 1: Diagrama de equilíbrio Fe-C. 
Fonte(CHIAVERINI,1977). 
 
Para se chegar aos resultados dos estudos, uma das ferramentas iniciais foi o 
diagrama de equilíbrio Fe-C (figura 1). 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 baixo 
teor de elementos residuais) mantidas durante anos a temperaturas elevadas (da ordem de 
700°C) o Fe3C pode-se decompor em ferro e carbono, este último na forma de grafita. 
Rigorosamente, pois, o diagrama Fe-C deve ser considerado de equilíbrio metaestável (estado 
fora do equilíbrio que pode persistir durante um tempo muito longo)(CALLISTER,2006); o 
equilíbrio estável Fe-grafita no diagrama Fe-C (figura 1) é representado pelas linhas 
pontilhadas, logo acima das linhas PSK, SE e ECF. O ponto A corresponde ao ponto de fusão 
do ferro puro, isto é 1534°C e o ponto D, ainda impreciso, ao ponto de fusão do Fe3C. 
 
 
 
 
 
17 
 
A partir do estudo do diagrama Fe-C na formação de fases e microestrutura, visou-se, 
com a adição balanceada de elementos de liga, a obtenção de propriedades específicas através 
destes constituintesmicroestruturais. 
2.1.1 - TÊMPERA 
Consiste no resfriamento rápido do aço de uma temperatura superior à sua 
temperatura crítica (mais ou menos 50°C acima da linha A¹ para hipereutetóide) em um meio 
com óleo, água, salmoura ou mesmo ar, com o objetivo de obtenção de uma estrutura 
chamada martensítica, tendo como resultado dessa operação, sob o ponto de vista de 
propriedades mecânicas, o aumento do limite de resistência à tração do aço e também da sua 
dureza. Também resultam da têmpera a redução da ductilidade, da tenacidade e o 
aparecimento de apreciáveis tensões internas. Esses inconvenientes são atenuados ou 
eliminados pelo revenimento (CHIAVERINI,1977). 
 
2.1.2 - REVENIMENTO 
É o tratamento térmico que normalmente acompanha a têmpera, pois elimina a 
maioria dos inconvenientes produzidos por esta, além de aliviar ou eliminar as tensões 
internas, corrige as excessivas dureza e fragilidade do material, aumentando sua ductilidade e 
resistência ao choque. 
Esta fase do tratamento térmico de ferramentas é uma das que menor atenção recebe, 
sendo, porém, de extrema importância. A formação da martensita, durante a têmpera, cria 
grandes tensões na ferramenta, diminuindo a plasticidade do aço à temperatura ambiente 
(tenacidade). Uma regra prática diz que: “deve-se proceder ao revenimento assim que as 
ferramentas possam ser seguras com as mãos desprotegidas”. 
O objetivo do revenimento, além de transformar a martensita em martensita revenida, 
menos tencionada, é também transformar em parte ou totalmente a austenita que porventura 
ainda não tenha se transformado em martensita (austenita retida). Portanto, após o primeiro 
revenimento, é normal a presença simultânea de martensita revenida e não revenida na 
estrutura da ferramenta. A martensita não revenida oriunda da transformação da austenita 
retida, novamente gera perda de tenacidade. Por este motivo, muitas vezes, há a necessidade 
 
 
 
 
 
18 
 
de um segundo ou terceiro revenimento. Concluí-se, portanto, por este quadro, que para um 
processo de têmpera correto é necessário à utilização de pelo menos dois fornos em seqüência 
imediata, pois com um único forno o tempo de redução da temperatura de têmpera para o de 
revenimento, seria muito grande, correndo-se o risco de trinca nas ferramentas. Vale lembrar, 
que o revenimento é obrigatório sempre que o constituinte resultante do tratamento térmico 
for a martensita. 
- Conforme a temperatura de revenido verifica-se as seguintes transformações: 
- Entre 25°C e 100°C - ocorre segregação ou uma redistribuição do carbono em direção a 
discordâncias; essa pequena precipitação localizada do carbono pouco afeta a dureza. O 
fenômeno é predominantemente em aços de alto carbono. 
- Entre 100°C e 250°C - às vezes chamado 1° estágio d revenido – ocorre precipitação de 
carboneto de ferro do tipo épsilon, de fórmula Fe2-3C, e reticulado hexagonal; este carboneto 
pode estar ausente em aços de baixo carbono e de baixo teor em liga; a dureza Rockwell 
começa a cair, podendo chegar a 60. 
- Entre 200°C e 300°C - às vezes chamado de 2° estágio do revenido – ocorre transformação 
austenita retida em bainita; a transformação ocorre somente em aços-carbono de médio e alto 
teor de carbono; a dureza Rockwell continua a cair. 
- Entre 250°C e 350°C – às vezes chamado de 3° estágio do revenido – forma-se um 
carboneto metaestável, de fórmula Fe5C2 ; quando ocorre, essa transformação verifica-se em 
aços e alto carbono; a estrutura visível ao microscópio é uma massa escura, que era chamada 
“troostita”, denominação não mais utilizada; a dureza Rockwell continua caindo, podendo 
atingir valores pouco superiores a 50. 
- Entre 400°C e 600°C - ocorre uma recuperação da subestrutura de discordância; os 
aglomerados de Fe3C passam a uma forma esferoidal, ficando mantida uma estrutura de 
ferrita fina acicular; a dureza Rockwell cai para valores variando de 45 a 25. 
- Entre 500°C e 600°C – somente nos aços contendo Ti, Cr, Mo, V, Nb, ou W, há precipitação 
de carbonetos de liga, a transformação é chamada de “endurecimento secundário” ou 4° 
estágio do revenido. 
- Entre 600°C e 700°C – ocorre recristalização e crescimento de grão; a cementita precipitada 
apresenta a forma nitidamente esferoidal; a ferrita apresenta forma equi-axial; a estrutura é 
freqüentemente chamada “esferoidita” e caracteriza-se por ser muito tenaz e de baixa dureza, 
variando de 5 a 20 Rockwell C. 
 
 
 
 
 
 
19 
 
Pelo que acaba de ser exposto, percebe-se que a temperatura de revenido pode ser 
escolhida de acordo com a combinação de propriedades mecânicas que se deseja no aço 
temperado. 
 
 
2.2 - FUNDAMENTOS TEÓRICOS 
 
É importante que o aço possua um mínimo de resistência à compressão, para que a 
vida útil estimada do molde atenda às exigências de mercado. 
Outro fator importante é o acabamento do molde, que precisa apresentar um bom 
polimento. Para tanto, o aço deverá possuir boa isotropia (decorrente da limpeza e 
homogeneidade obtidas em sua fabricação). Este fator dificulta a usinagem, encarecendo a 
mão de obra, elevando o custo de energia e de ferramentas necessárias à usinagem para 
obtenção do molde. A usinagem seria facilitada com a adição de impurezas na produção do 
aço como o enxofre, por exemplo, o que prejudicaria, na mesma proporção, o polimento, a 
tenacidade e a resistência do material (COSTA E SILVA; MEI, 1988). 
Como há necessidade potencial de reparos, no molde, seja durante o processo de 
fabricação ou durante sua vida útil, torna-se importante que o aço (contendo carbono 
equivalente o mais baixo possível) apresente boa soldabilidade (HONEYCOMBE, 1996) isto, 
posteriormente, será detalhado no capitulo cujo tema é carbono equivalente. 
A consciência ecológica atual exige que todos os fatores ligados à economia de 
energia, ou recursos para fabricação, tenham a mesma relevância, que os ligados ao custo. 
Nesse particular, a baixa adição de elementos de liga torna-se importantíssima. 
Atualmente, os aços mais utilizados, para essa finalidade, são os da família do aço 
P20, que ganharam mercado há cerca de 60 anos nos EUA e são derivados de uma classe de 
aços para construção mecânica, conhecido como SAE 4135 (COSTA E SILVA; MEI, 1988). 
A demanda desses produtos, no Brasil, no ano de 2008 girou em torno de 5000 ton. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
20 
 
2.3 - TEORES DE LIGA 
 
 
Os aços propostos foram estudados e elaborados focando o menor consumo de 
elementos de liga possível para obtenção e melhoramento do máximo de suas propriedades, 
entre elas polimento, resistência mecânica e condutividade térmica. Focando em um novo 
conceito de aço ecológico onde inclusive o seu reaproveitamento em futuras fusões será 
facilitado em comparação com outros aços utilizados amplamente no mercado para a mesma 
finalidade, conforme mostra a tabela 1. 
Foram considerados, para a soma de liga, os elementos: C, Si, Mn, Cr, Ni, Mo, Cu e 
V, quando mencionados pelo fabricante como pertencentes na liga, ou ainda por serem os que 
mais afetam o carbono equivalente, ou por estarem presentes como, por exemplo, o silício 
acima do nível residual normal (até 0,40%) nos aços atuais, para essa finalidade (moldes). O 
Si, apesar de não ser considerado umresíduo indesejável, durante a fusão, dada à sua 
relativamente fácil oxidação durante o processo, e não possuir um custo significativo na liga, 
além de não influir muito no carbono equivalente, ele muda propriedades, elevando o limite 
de escoamento, diminuindo a tenacidade, condutividade térmica e usinabilidade. Os 
elementos residuais só foram considerados, mais adiante, sem interferirem no calculo do 
carbono equivalente, ai então pela média dos certificados de análise. O elemento químico 
declarado pelo fabricante como participante da liga obriga a adição do mesmo, o que interfere 
com a conclusão deste trabalho. Para construção da tabela número 1 foram utilizados uma 
média de 3 certificados de analise de cada material em corridas diferentes. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
21 
 
Tabela 1 - Aços utilizados amplamente no mercado comparado, com as ligas em desenvolvimento, pelo 
percentual de liga. 
 
Material 
(nome comercial ou 
norma) 
Percentual em 
massa de 
elementos de 
liga com 
carbono 
Percentual em 
massa de 
elementos de liga 
sem carbono 
Desenvolvimento 1 3,31 2,98 
KEYLOS 2005 3,50 3,07 
DIMO 42M 3,60 3,18 
SP300 3,65 3,39 
Desenvolvimento 2 4,10 3,74 
Desenvolvimento 3 
(AÇO ECOPLAST®) 4,49 4,10 
KEYLOS 2311 4,54 4,10 
Desenvolvimento 4 4,85 4,47 
SP400 4,97 4,65 
KEYLOS 2002 5,27 5,02 
KEYLOS 2738 5,66 5,23 
AISI H13 8,99 8,60 
AISI 420 15,06 14,68 
 
 
Como pode-se notar na tabela 1 os desenvolvimentos 1, 2 e 3 estão entre os de menor 
concentração de elementos de liga, que é o objetivo deste trabalho no quesito. 
Quando se pensa no percentual de liga, deve-se analisar, separadamente, os 
elementos químicos de alto ou baixo poder contaminante na elaboração de corridas de aço 
(fundições). É considerado de alto poder contaminante aquele elemento químico presente na 
sucata que, durante a fundição, não pode ser removido, pois para se realizar este intento se 
oxidaria (ou queimaria) o Fe presente no banho antes de oxidar o elemento em questão. Em 
contrapartida os baixos contaminantes são aqueles que oferecem mais facilidade para serem 
removidos (oxidados). Essa dificuldade ou facilidade de reação química é estabelecida pela lei 
de Gibbs, definida pela equação de Richardson: 
 
∆G° = - RT ln po2 
Onde: ∆G° = Energia livre de Gibbs 
 R = Constante universal dos gases 
 T = Temperatura 
 po2 = Pressão parcial de Oxigênio 
 
 
 
 
 
22 
 
 
Conforme a 2ª Lei da termodinâmica (GASKELL,1940) em que as transformações 
ocorrem no sentido de aumentar a entropia e considerando apenas os casos onde se têm 
reagentes e produtos nos respectivos estados padrão, exceto o oxigênio, pode-se dizer que o 
potencial de oxigênio é função de dois parâmetros: 
 
• Temperatura. 
• Sistema que realiza o trabalho de expansão. 
 
Portanto, se for construído um gráfico de potencial de oxigênio em função da 
temperatura para diversos sistemas, duas informações podem ser obtidas: 
 
• Variação do potencial de oxigênio de cada sistema com a temperatura. 
• Comparação entre as capacidades dos sistemas de abaixar a pressão de oxigênio, ou 
seja, comparação entre as afinidades dos diversos elementos pelo oxigênio. 
 
Foi observado que a variação do potencial de oxigênio de qualquer sistema com a 
temperatura é aproximadamente uma linha reta. Esse gráfico é visto na figura 2 e foi 
construído para os sistemas mais importantes para os processos metalúrgicos. 
Esse gráfico recebe o nome de diagrama Ellingham. Deve-se observar que cada linha 
é traçada para um sistema envolvendo um mol de oxigênio. O diagrama Ellingham também 
permite comparar a afinidade dos elementos pelo oxigênio. Para os elementos onde essa 
afinidade é grande, a pressão de equilíbrio do oxigênio é baixa e o potencial de oxigênio será 
um valor grande com sinal negativo. Esses elementos se encontram na parte inferior do 
diagrama e seus óxidos são os mais estáveis. Á medida que se caminha para parte superior do 
diagrama, decresce tanto a afinidade pelo oxigênio quanto a estabilidade do óxido. 
O diagrama de Ellingham é de interesse quando se pensa na redução de óxidos para 
produção de metais. Facilmente se observa no diagrama, que a variação do potencial de 
oxigênio de qualquer sistema com a temperatura é aproximadamente uma linha reta para cada 
elemento em oxidação, e que as retas que aparecem mais altas no gráfico representam os 
elementos de maior dificuldade de oxidação. Fica evidente, por exemplo, que o Ni e Cu 
oxidariam depois do Fe (vide figura 2). 
 
 
 
 
 
 
23 
 
 
 
 
Figura 2: Diagrama Ellingham. 
 
Fonte: GASKELL,1940. 
 
 
 
 
 
 
 
 
24 
 
Para uma análise de cunho ecológico dois pontos devem ser considerados: Primeiramente, o 
mínimo de utilização dos elementos químicos de alto poder contaminante de corrida. Em segundo, o 
grau de dificuldade ou de energia que será necessário para a remoção daqueles elementos considerados 
removíveis como, por exemplo, o cromo. Este último como se pode perceber no diagrama de 
Ellingham, vai ter sua oxidação muito mais próxima da temperatura em que o ferro inicia sua própria 
oxidação (ou queima), ou seja, no auge da oxidação do cromo, durante o processo siderúrgico, iniciará 
a oxidação de quantidades consideráveis de Fe, o que tenderá a reduzir o rendimento metálico, 
diferentemente de outros como Mn ou Si. Portanto, ao mesmo tempo em que essa temperatura (mais 
elevada) torna a sua remoção mais difícil do ponto de vista energético, facilitará a oxidação do próprio 
Fe pela proximidade da temperatura de sua oxidação. Nesse contexto as ligas de desenvolvimentos 1, 
2 e 3 situam-se sempre entre as de menor poder contaminante ao se comparar com as referências 
existentes no mercado, como se pode ver na tabela 2. 
 
 
Tabela 2 - Percentual de liga com potencial contaminante. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
25 
 
 
2.4 - ASPECTOS TEÓRICOS DE AÇOS BAIXO CARBONO 
 
 
 
Lembrando que os aços em estudo encontram-se com composição de carbono na 
faixa entre 0,3 e 0,4%, quando em alta temperatura tem-se uma mistura hipoeutetóide de 
ferrita praticamente sem carbono e austenita com a composição eutetóide, representada pela 
linha vermelha ,na figura a seguir (Fig. 3). 
 
 
 
Figura 3: Diagrama de equilíbrio Fe-C modificado. 
Fonte : (CHIAVERINI, 1977). 
 
Abaixo da temperatura eutetóide, a ferrita permanece, mas a austenita se transforma 
em perlita. O que se espera é encontrar “ilhas” (grãos) de perlita com sua estrutura lamelar 
embebida em ferrita.26 
 
 
 
Com resfriamentos convenientes ter-se-á a formação de martensita nestes aços, estes 
recozimentos e tratamentos térmicos objetivam alterar a mistura estável da cementita e ferrita, 
com isso pode-se manter dureza da martensita e a ductilidade dos aços baixo carbono. Um 
posterior revenimento pode melhorar esse conjunto de propriedades. 
A presença de carbono móvel na austenita na temperatura escolhida neste trabalho 
ainda irá formar cementita e ferrita, assim têm-se partículas de cementita em ferrita-α com um 
menor tamanho de grão pela manutenção da estrutura de grão pequeno da martensita. 
A presença de finas partículas Fe3C dificulta o movimento de defeitos cristalinos 
pela matriz, por exemplo, discordâncias. Todos estes tratamentos térmicos irão colaborar em 
uma combinação excelente de resistência, dureza e tenacidade para o aço em estudo. Assim 
resfriamentos rápidos até temperatura intermediária e seguido de resfriamento lento produz 
ainda outra característica na mistura de Fe3C (ferrita) + α (bainita). 
 
 
2.5 - MICROESTRUTURAS 
Aços ferramenta, de uma maneira geral, são fornecidos pelos fabricantes na condição 
recozido e aplicados, posteriormente, o tratamento de têmpera e revenido. 
O fornecimento dos aços ferramenta como recozido (dureza na faixa de 180 a 
230HB) se justifica pela facilidade de se conformar e usinar os mesmos neste estado. A 
aplicação dos aços ferramenta após a seqüência de tratamentos como austenitização, têmpera 
e revenido, se baseia na necessidade destes materiais resistirem aos fenômenos de desgaste, 
presentes nas operações envolvendo ferramentas. Já, no caso, dos aços para moldes, é usual o 
fornecimento de materiais pré-tratados (pré-temperados) , normalmente entre 300 e 400 HB, 
dependendo da liga e da aplicação. Tanto para os materiais recozidos como para os pré-
tratados é importante analisar-se algumas características da formação micro-estrutural destes 
aços. 
Os mais relevantes elementos presentes nos aços ferramenta são a matriz metálica, os 
finos precipitados nela presentes e as partículas duras, também envolvidas pela matriz. 
 
 
 
 
 
 
27 
 
A matriz é responsável pela maior fração volumétrica da microestrutura, sendo esta 
normalmente martensita revenida. Já os precipitados finos, são normalmente constituídos por 
carbonetos complexos finamente dispersos com tamanho observável apenas através de 
técnicas que envolvem microscopia eletrônica de transmissão. Estes precipitados em geral são 
coerentes com a matriz, destacando-se os carbonetos de endurecimento secundário. As 
chamadas partículas duras apresentam tamanhos que podem estar contidos entre 0,1 a 100 
µm, sendo diretamente responsáveis pela resistência ao desgaste e pela queda nas 
propriedades como ductilidade e tenacidade dos aços ferramenta. Os carbonetos MC, M2C, 
M6C, M7C3 e M23C6 são os exemplos de partículas duras, onde “M” representa um elemento 
de liga metálica. 
A figura 4 apresenta, de forma esquemática, os principais elementos microestruturais 
presentes nos aços ferramenta temperados e revenidos. 
 
Figura 4 – Esquema de uma microestrutura típica dos aços ferramenta e seus principais 
constituintes (EBNER;LEITNER,1999). 
50 nm 
10 µm 
Precipitados 
Matriz 
Discordâncias 
Contorno de grão 
da martensita 
Contorno de grão 
da martensita 
Carbonetos 
(Partículas duras) 
Precipitação de carbonetos 
 (pró-eutetóides) 
 
 
 
 
 
28 
 
A tabela 3 apresenta uma relação entre os elementos principais constituintes da 
microestrutura dos aços ferramenta. 
Tabela 3 - Elementos constituintes da microestrutura dos aços ferramenta e suas propriedades. 
 
Constituinte Propriedades Relacionadas 
Matriz Metálica 
(Martensita revenida) 
- Tenacidade 
- Dureza 
- Fonte de C para endurecimento secundário 
- Fixar e estabilizar precipitados duros 
Precipitados Finos e 
Discordâncias 
- Dureza 
- Resistência ao desgaste 
- Resistência ao revenido 
Partículas duras e 
Precipitados pró-eutetóide 
- Resistência ao desgaste 
- Dureza 
 
Observa-se pela tabela 3 e figura 4 que o desenvolvimento de novas ligas de aços 
ferramenta, passa por uma otimização dos seus principais constituintes microestruturais, com 
o objetivo de se alcançar às propriedades específicas para uma dada aplicação. 
 
2.5.1 - CONSTITUINTES DO AÇO 
 
Martensita será a microestrutura que dará embasamento às diferenças relativas à 
resistência mecânica e tenacidade entre os dois materiais em estudo, porém existem mais 
alguns microconstituintes, a saber: 
a) AUSTENITA (ferro γ): nos aços comuns, só é estável acima de 720ºC, 
possuí boa resistência mecânica e apreciável tenacidade. Não é magnética, como exemplo 
dessa estrutura estável a temperatura ambiente o AÇO INOX AISI 304 é o mais comum. 
b) FERRITA (ferro α): baixa dureza, baixa resistência à tração, excelente 
resistência ao choque e elevado alongamento. 
 
 
 
 
 
29 
 
c) CEMENTITA (carboneto de ferro Fe3C): muito dura, quebradiça, é 
responsável pela elevada dureza e resistência de aços de alto carbono, assim como a sua 
menor ductilidade. 
d) PERLITA: é a mistura mecânica de 88% de ferrita mais 12% de cementita, 
suas propriedades mecânicas são intermediárias entre a martensita e a ferrita, cuja dureza é a 
função direta da sua espessura interlamelar. 
e) BAINITA: a microestrutura da bainita consiste nas fases ferrita e cementita; 
dessa forma, processos de difusão estão envolvidos na sua formação. A bainita se forma como 
agulhas ou como placas, dependendo da temperatura da transformação; os detalhes 
microestruturais da bainita são tão finos que só se consegue fazer a sua resolução com o 
auxilio de um microscópio eletrônico (CALLISTER,2006), essa microestrutura tem 
propriedades idênticas, senão mesmo superiores, as das estruturas martensiticas revenidas, ao 
evitar-se a formação direta da martensita, eliminam-se os inconvenientes que essa estrutura 
apresenta quando obtida pela tempera direta e que são somente eliminadas pelo 
revenimento(CHIAVERINI,1977). 
No caso particular dos aços, a martensita é o produto do resfriamento rápido da 
austenita, caracterizando a transformação de fase pela não presença da difusão atômica. O 
resfriamento rápido é necessário para justamente prevenir a decomposição da austenita por 
processo difusional, formando produtos como a ferrita e a perlita. Isto significa que sob 
determinadas taxas de resfriamento, os átomos de carbono podem se difundir fora da estrutura 
austenítica (cúbica de face centrada) quando esta lentamente se transforma em ferrita (cúbica 
de corpo centrada). Esta transformação da austenita para ferrita ocorre através do processo de 
nucleação e crescimento, sendo dependente do tempo. Com um significante aumento na taxa 
de resfriamento, o carbono não possui tempo suficiente para se difundir, embora átomos de 
ferro tenham se movimentado. A estrutura resultante, neste caso, não se transforma em cúbica 
de corpo centrada, uma vez que o carbono fica preso na solução. A estrutura resultante 
chamada martensita, estrutura esta supersaturada de carbono, responsável pela alta resistência 
mecânica, associada à alta dureza e resistência ao desgaste. Tais características são atribuídasà mencionada estrutura supersaturada de carbono, bem como à fina condição que se apresenta 
à subestrutura desta fase. 
 
 
 
 
 
30 
 
A transformação martensítica inclui ainda vários aspectos como geometrias 
resultantes, estruturas cristalinas unitárias e subestruturas, aspectos estes que variam conforme 
a composição química do aço em questão. 
A martensita se forma por mecanismo de cisalhamento representado na figura 5, a 
qual traz os mais relevantes aspectos desta transformação (THOMPSON,1983). 
 
Figura 5 – Esquema representando o cisalhamento e a superfície associados à formação da martensita 
(THOMPSON,1983). 
 
 
As setas verdes da figura 5 indicam a direção do cisalhamento no plano que a 
transformação se iniciou. O cisalhamento resulta numa rotação do plano vertical original da 
fase austenítica precursora, característica importante da transformação martensítica. 
 
 
 
 
 
 
 
 
Superfície distorcida da
martensita
 
Superfície original da
austenita
 
Martensita 
Plano de hábito 
Região de acomodação 
Espinha de peixe 
 
 
 
 
 
31 
 
2.6 - DIAGRAMAS TRC (Transformação por Resfriamento Contínuo) (em inglês: CCT- 
Continuous Cooling Transformation). 
 
 
As estruturas comentadas acima podem ser previstas e induzidas segundo a análise 
das curvas TRC de cada material, a seguir será mostrado as curvas nas figuras: 6, 7, 8 e 9 dos 
respectivos materiais: KEYLOS 2005, DIMO42M, 2311 e 2738. Materiais esses comuns e 
largamente distribuídos no mercado, as figuras 6 e 7 foram simuladas pelo software AC3 uma 
vez que os fornecedores não as disponibilizam no mercado e as figuras 8 e 9 foram extraídas 
de catálogos técnicos largamente distribuídos pelas empresas que distribuem o produto no 
mercado. 
 
 
 
Figura 6: Curva TRC (K2005). 
 
 
 
 
 
32 
 
 
 
Figura 7: Curva TRC do aço DIMO 42M. 
 
 
Figura 8: Curva TRC do aço KEYLOS 2311 (LUCCHINI). 
 
 
 
 
 
 
33 
 
 
Figura 9: Curva TRC do aço 2738 (LUCCHINI). 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
34 
 
III . MATERIAIS E MÉTODOS 
 
 
 
3.1 - DESENVOLVIMENTO DE UMA LIGA PARA MOLDES 
 
 
Para o desenvolvimento, em escala laboratorial, de uma nova liga para aplicação em 
moldes de injeção, foram definidas quatro composições químicas para serem avaliadas neste 
desenvolvimento, sendo uma composição química base mais três variações. Para chegar-se a 
conclusão dessas ligas utilizou-se o software AC3, um software aberto, 
determinístico(baseado em equações de natureza empírica) criado em l987 por uma empresa 
americana de fabricação de fornos(David Brown Gear) que tem como principal objetivo a 
previsão do percentual estrutural ( após tratamento térmico)a partir de uma liga hipotética, 
aliada a parâmetros pré estabelecidos de tratamento térmico. O software começa calculando as 
curvas TRC com base em composição química e tamanho de grão austenitico. Para uma dada 
temperatura de austenitização e geometria da peça o software calcula as curvas de 
resfriamento de 20 pontos entre a superfície(SF) e o núcleo(CORE). Após a sobreposição 
dessas curvas o software prevê o percentual microestrutural. Tomemos por exemplo as 
figuras 10 a 13, a seguir: 
 
 
Figura 10: Simulação da estrutura do aço 2311. 
 
 
 
 
 
 
35 
 
 
 
Figura 11: Simulação da estrutura do desenvolvimento 1. 
 
 
 
 
 
 
12: Simulação da estrutura do desenvolvimento 2. 
 
 
 
 
 
 
 
 
36 
 
 
 
Figura 13: Simulação da estrutura do desenvolvimentos 3(AÇO ECOPLAST®) e 4. 
 
 
 
A partir de várias simulações chegou-se às estruturas presentes nas figuras 10 a 13. 
Durante a produção e distribuição de mais de 2000 t de aço 2311 em espessuras até 600 
mm(não é usual a fabricação de aço 2311 acima dessa espessura) verificou-se que nunca 
ocorriam problemas de polimento ou mesmo texturização (em inglês:Photo Etching) quando a 
estrutura presente era homogeneamente formada por martensita revenida, bainita ou um mix 
das duas, desde que, com a dureza dentro de uma faixa estreita (não variando mais do que 
20HB), os problemas ocorriam sempre que o mix estrutural apresentava uma variação que 
envolvesse a presença de concentrações de fases ou microestruturas com durezas muito 
díspares tais como: ferrita, perlita e austenita retida. Isso influenciava, tanto no polimento 
como no processo de texturização. Daí tomou-se como base de partida a estrutura de 
referencia do aço 2311 com 600 mm de espessura. O cuidado tomado foi que mix de fases 
como ferrita e austenita retida , bem como estruturas perlíticas fossem evitadas. O objetivo 
seguido foi o de obter-se a maior quantidade de martensita e de bainita em toda a seção, pois 
através de um controle de tempo de revenimento, para cada espessura que o material possuir, 
pode-se obter homogeneidade de dureza, o que será fundamental para o resultado do 
acabamento (polimento e textura) do futuro material. 
 
 
 
 
 
 
 
37 
 
Ou melhor, através do controle da temperatura do revenimento no núcleo do bloco 
ou barra, objetivando manter-se as propriedades da bainita no núcleo, consegue-se igualar a 
dureza em toda seção da barra, uma vez que o núcleo, neste tipo de material, facilmente atinge 
valores acima de 360 HB, como a faixa de dureza fica entre 290 e 320 HB, controlando-se o 
revenimento nesse material, dificilmente se cria “não homogeneidade”, assim, respeitando-se 
o tempo de encharque, para que não se exagere no revenimento do núcleo,o que mudaria as 
propriedades da bainita presente, e procurando-se homogeneizar toda seção da barra, o 
comportamento final de isotropia poderá ser alcançado. A experiência, em campo, do autor 
desse trabalho demonstra que as diferenças entre uma bainita, mesmo superior, e a 
martensita revenida, embora existam, não são perceptíveis em um polimento, a olho nú, por 
mais apurado que ele seja, persistindo apenas diferenças relativas a processos de fabricação e 
não estruturais, a citar por exemplo o processo ESR (Electroslag Remelting) que conferiria 
ao acabamento do material uma ausência muito grande ou quase total de segregações, ou se 
existissem,seriam uniformemente distribuídas pela liga, isto sim podendo interferir no 
polimento, como no caso das lentes ( exemplo de polimento óptico) que não é relevante nesse 
estudo. As diferenças estruturais oriundas de uma bainita superior e uma martensita revenida 
são imperceptíveis no polimento, mesmo com observações em baixo aumento ou lupa. 
Portanto, partindo de 600 mm de espessura no aço 2311 procurou-se materiais que pudessem 
apresentar, segundo o software AC3, maior espessura possível dentro de uma estrutura 
correspondente após o tratamento térmico. Para o desenvolvimento 1 chegou-se a uma 
espessura de 140mm, no desenvolvimento 2 chegou-se a 255 mm e para os desenvolvimentos 
3 (AÇO ECOPLAST®) e 4 chegou-se a uma espessura de 760 mm, ou seja, previu-se que a 
temperabilidade equivalente dessa liga seria compatível com a do aço 2311 com 600 mm de 
espessura, portanto, com um ganho estimado de 160 mm de possibilidade de fabricação. No 
caso do desenvolvimento quatro a presença do cobre foi motivada para medir-se a diferença 
de condutividade térmica em relação as desenvolvimento 3 (AÇO ECOPLAST®). 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
38 
 
 
 
3.2 - OBTENÇÃO DOS LINGOTES 
 
 
Foram produzidos pelo Instituto de Pesquisas Tecnológicas (IPT) quatro lingotes 
fundidos sob vácuo conforme a composição química definida. A tabela 4 apresenta os 
resultados da análise química dos desenvolvimentos. Os elementos em amarelo foram 
alterados em relação a materiais utilizados no mercado de injeção para moldes plásticos. Na 
figura 14 podem ser vistos os lingotes no estado bruto de fusão. 
 
 
 Tabela 4: Composição química, em massa, dos desenvolvimentos. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 Figura 14: Aspecto dos lingotes em estado bruto de fusão. 
 
 
 
 
 
 
 
39 
 
 
3.3 - FORJAMENTO 
 
 
Os lingotes, com seção quadrada de 100 mm, foram forjados na AÇOS ESPECIAIS 
PIRATINI (AEP) localizada em Charqueadas – RS, na mesma temperatura utilizada para o 
aço DIN 1.2330, obtendo-se barras de seção quadrada de 50 mm. 
 
 
 
3.4 - BENEFICIAMENTO 
 
 
Após o forjamento, as barras foram beneficiadas para adequação da dureza e da 
microestrutura. O tratamento térmico foi realizado no laboratório metalúrgico da AEP. Os 
parâmetros utilizados estão apresentados na tabela 5. 
 
 Tabela 5: Parâmetros utilizados na têmpera das amostras. 
 
 
 
 
Pode-se notar diferenças nas temperaturas utilizadas para revenimento: 620°C 
(Desenv. 1), 640°C (Desenv. 2 e Desenv. 4) e 650°C (Desenv. 3). Esse procedimento foi 
adotado devido a variação dos teores de liga, e partindo de simulações no software AC3 que 
levaram em conta a dureza final objetivada no mercado (290 à 320HB) para evitar ficar 
abaixo da faixa estabelecida foram escolhidas temperaturas que levassem a durezas 
ligeiramente acima ou no pico da faixa. 
As variações obtidas são oriundas a partir de somatórias de desvio, tais como: 
tolerância de liga na fundição em comparação com a média utilizada no software AC3, 
tolerância de massa dos corpos de prova e tolerância de temperatura. 
 
 
 
 
 
40 
 
 
 
3.5 - TÉCNICAS E ENSAIOS UTILIZADOS 
 
 
Os ensaios de dureza foram realizados seguindo a norma ASTM E45. Todos os 
corpos-de-prova passaram pelo ensaio de dureza Brinell (HB), como não foi utilizado nenhum 
tipo de tratamento superficial não se fez necessário extrair durezas na escala Vickers. Vale 
salientar que os resultados obtidos correspondem a média de 3 pontos obtidos. 
O ensaio de dureza Brinell para este tipo de material, que possui resistência mecânica, 
porém com uma boa variação de microestrutura, é o mais indicado, já que a esfera da 
impressão gera uma média da região resultando em uma dureza, já outras durezas gerariam 
uma variação muito grande por serem mais suscetíveis à variação da dureza decorrente de tais 
microestruturas. 
Os ensaios de tração foram realizados seguindo a norma ASTM E8M. 
Os ensaios de impacto foram realizados mesmo não sendo o objetivo principal do 
trabalho, seguindo a norma ASTM E23. 
Para as medidas de tamanho de grão e inclusões utilizaram-se as normas ASTM E112 
e ASTM E45. Micrografias realizadas por microscopia óptica foram obtidas no Laboratório de 
Metalografia da Universidade Presbiteriana Mackenzie e por microscopia eletrônica de 
varredura no IPEN (Instituto de Pesquisas Energéticas e Nucleares). Para o ensaio 
metalográfico, os corpos de prova foram embutidos, polidos e passaram pelo ataque Nital. 
Foram utilizados os aumentos de 50x, 100x, 200x e de 500x. 
As propriedades térmicas foram obtidas pelo método FLASH LASER e foi realizada 
no Laboratório de Medição de Propriedades Termofísicas de Materiais do Centro de 
Desenvolvimento da Tecnologia Nuclear (CTDN). Este método consiste na aplicação de um 
pulso de energia radiante na face de uma amostra em forma de disco, registrando o transiente 
de temperatura na face oposta. O valor da difusividade térmica é computada a partir da 
espessura da amostra e do tempo requerido para o aumento da temperatura na face oposta 
atingir um dado percentual de valor máximo. O calor específico é calculado a partir da 
energia absorvida, da diferença máxima de temperatura na face oposta, da espessura e da 
densidade da amostra. O valor da condutividade térmica é obtido pelo produto da difusividade 
pelo calor específico e pela densidade do material. 
 
 
 
 
 
 
41 
 
Para a medição de difusividade térmica por meio do Método do Flash de Laser, as 
amostras foram elaboradas no formato de um disco com diâmetro de 8 mm (tolerância: 
+0,000, -0,050), e espessura de 2,5 mm. O valor exato da espessura para a determinação da 
difusividade foi medido com micrômetro de resolução de 0,001 mm. O disco tem faces 
paralelas e com bom acabamento em suas superfícies. 
 Para se fazer medições de calor específico por Calorimetria Diferencial Exploratória 
(em inglês: Differential Scanning Calorimetry – DSC) utilizaram-se amostras do aço com 
aproximadamente 10 miligramas. Foi necessário também, utilizar também pequenos 
fragmentos (aproximadamente 10 miligramas) do mesmo aço de cada amostra. 
A densidade foi medida pelo método do empuxo, que é uma simplificação do "Método 
de Penetração e Imersão com Xilol", desenvolvido no Centro de Pesquisas da Kraftwerk 
Union em Erlangen (Alemanha). Não houve necessidade de se impregnar as amostras com 
xilol, já que as amostras não possuíam porosidade aberta. 
A condutividade térmica k foi então calculada multiplicando-se a difusividade α pela 
densidade ρ e pelo calor específico Cp (k = α . ρ . Cp). 
 
3.6 - ENSAIO DE TRAÇÃO 
 
Os corpos-de-prova para ensaio de tração (três peças para cada aço estudado) foram 
confeccionados segundo a norma ASTM E 8M. A figura 15 mostra o desenho do corpo-de-
prova utilizado neste trabalho. Os ensaios foram realizados em uma máquina servo-hidráulica 
MTS,modelo 810.23M, à temperatura ambiente. Foram determinados o limite de 
escoamento, o limite de resistência à tração e o alongamento percentual dos materiais. 
 
 
 
 
 
42 
 
 
 
Figura 15: forma e dimensões (mm) dos corpos-de-prova de tração. 
 
 
 3.7 - ENSAIO DE DUREZA 
 
O ensaio de dureza Brinell consiste em comprimir lentamente uma esfera de aço 
temperado, de diâmetro D, sobre uma superfície plana, polida e limpa de um metal, por meio 
de uma carga ”F”, durante certo tempo “t”, produzindo uma calota esférica de diâmetro “d”. 
A dureza Brinell (HB) é a relação entre a carga aplicada (F) e a área da calota 
esférica impressa no material ensaiado (Ac). 
Em linguagem matemática: HB = F/Ac . A área da calota esférica é dada pela 
fórmula: πDp, onde p é a profundidade da calota, substituindo Ac pela fórmula para cálculo 
da área da calota, temos : HB = F/πDp . 
 
Figura 16: Esquema de impressão da esfera no ensaio Brinell. 
 
 
 
 
 
 
43 
 
 
3.8 - ENSAIO DE IMPACTO 
 
Os ensaios de impacto Charpy sem entalhe foram realizados em máquina de impacto 
WPM, modelo PSW 30, martelo 30 Kgf, padrão RBC (Rede Brasileira de Calibração). 
A figura 17 apresenta um esquema do ensaio de impacto Charpy sem entalhe. 
 
 
Figura 17: Esquema do ensaio de impacto Charpy sem entalhe. 
 
 A figura 17 apresenta o ensaio de impacto Charpy, de forma esquemática, ensaio este 
de grande aceitação devido a sua simplicidade e efetividade na obtenção de valores de energia 
absorvida pela amostra quando esta é submetida a carregamento dinâmico. Apesar do corpo 
de prova apresentar na maioria das vezes um entalhe em “V”, tal formato pode apresentar 
variações, como no caso de materiais com alta fração de partículas frágeis como os aços 
ferramenta alto C – alto Cr, para os quais se aplicam corpos de prova sem entalhe, devido aos 
baixos valores de energia absorvida por estes materiais quando solicitados. A velocidade é 
resultado da queda de um martelo pendular com elevado peso de uma altura conhecida 
(situação 1, representada na figura 17), o qual se impacta contra uma amostra que se encontra 
posicionada perpendicularmente a direção do martelo, de forma simétrica. 
 
 
 
 
 
44 
 
 A fratura ocorrida após o encontro do martelo pendular com a amostra, consome 
energia do referido martelo a qual é medida pela altura atingida pelo mesmo após o impacto 
(situação 2, representada na figura 17). 
 
 
3.9 - ANÁLISE DE MICROESTRUTURA 
 
 
As amostras para microscopia óptica tiveram o chanfro desbastado até o início da 
região de fratura e foram submetidas ao preparo metalográfico convencional, consistindo em 
embutimento, lixamento nas granulometrias de 100, 220, 320, 400, 600, 1200 e 4000 e 
posterior polimento utilizando-se pastas de diamante de 6µm, 3µm, 1µm e 1/4µm. Seguindo-
se diversos ataques químicos conforme aplicável. As amostras foram observadas em 
microscópio ótico e microscópio eletrônico de varredura para as diferentes análises. 
 
 
3.10 - ANÁLISE DAS PROPRIEDADES TÉRMICAS PELO MÉTODO FLASH 
 
Para medição de condutividade térmica através do Método do Flash de Laser, as 
amostras foram enviadas ao Centro de Desenvolvimento da Tecnologia Nuclear (CDTN), um 
laboratório com um sistema para medição de propriedades termo-físicas de materiais em 
geral, e especialmente de combustíveis nucleares. 
Foram encaminhadas 6 amostras, onde duas seriam utilizadas para aferição da 
medição, a partir de dados conhecidos, a saber: DIMO 42M e KEYLOS 2005, que possuem , 
por catálogo, medidas de 46W/mK e 34,2W/mK, respectivamente. 
 Neste método, um pulso luminoso de curta duração e alta intensidade fornecido por 
um laser de potência, é aplicado na face de uma pequena amostra com a forma de um disco, 
obtendo-se um registro do histórico de temperatura resultante da face oposta através de um 
sensor de temperatura. Para se chegar à condutividade térmica necessita-se calcular a 
difusividade. A difusividade térmica é a capacidade de o material conduzir a energia térmica 
em relação à sua capacidade em armazená-la e a condutividade térmica fornece a indicação da 
taxa segundo a qual a energia é transferida pelo processo de difusão. A condutividade 
 
 
 
 
 
45 
 
depende da estrutura física da matéria, a níveis atômicos e moleculares, que por sua vez está 
relacionada ao seu estado físico. 
 
A difusividade térmica indica como o calor se difunde através de um material. Isto 
depende, por um lado, da condutividade (k) ou da velocidade de condução da energia térmica 
no interior do material e, por outro lado, do calor específico volumétrico (Cp) ou da 
quantidade de energia térmica necessária para aumentar a temperatura de determinado 
volume do material. 
 
Obtém-se a difusividade dividindo o valor da condutividade (k) pelo calor especifico 
volumétrico (Cp), isto é: 
 
α = k/Cp, cuja unidade é m²/s. 
 
A difusividade térmica é determinada a partir da espessura da amostra e do tempo 
requerido para o aumento da temperatura na face oposta atingir um dado percentual de seu 
valor máximo. O calor específico é calculado a partir da temperatura máxima indicada pelo 
sensor de temperatura, e a condutividade térmica pelo produto da difusividade pelo calor 
específico e pela densidade do material da amostra. O método tem sido usado para medir 
materiais cujas difusividades térmicas variam de 0,1x10-6 a 1.000x10-6m².s-1 (uma faixa de 
104) e a temperatura entre 80 e 3.000 K, com resultados que podem ser obtidos em segundos. 
Este método tem sido empregado para medir a difusividade térmica de metais, ligas, 
cerâmicos, materiais e combustíveis nucleares, semicondutores, compósitos, metais líquidos, 
fibras de carbono, materiais reforçados com fibras, camadas individuais ou compósitos em 
camadas, condutância de contato térmico em interfaces, compósitos dispersos, além de 
medições mais rotineiras. Tem sido demonstrado que se pode reduzir erro de medição abaixo 
de 0,5% usando modelos matemáticos adequados (PARKER,1961). 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
46 
 
3.11 - CARBONO EQUIVALENTE 
 
A determinação do carbono equivalente, em uma liga em desenvolvimento, se faz 
importante por conta de apresentar, teoricamente, qual das ligas pode ter uma soldabilidade 
maior do que outras. Esta característica (soldabilidade) está relacionada à capacidade de se 
obter uma junta soldada com uma zona termicamente afetada com a menor variação de dureza 
possível sem defeitos (isto é, com um nível aceitável de descontinuidades) e com 
características mecânicas adequadas (em geral, resistência de junta soldada é especificada 
como sendo maior que o mínimo especificado para o metal base). 
Uma avaliação básica e preliminar de soldabilidade de um material é feita tendo-se 
como referência o valor de carbono equivalente, o qual é funçãoda composição química do 
aço. Existem várias fórmulas para calculo deste valor, sendo a mais comum e conhecida, a 
proposta pelo IIW (International Institute Welding), normalmente referenciada como “Ceq” 
(Carbono equivalente): 
 
 
 
 
Sendo: 
 
 
Ceq= Carbono Equivalente Mo= Molibdênio (%) 
C= Carbono (%) V= Vanádio (%) 
Mn= Manganês (%) Ni= Níquel (%) 
Cr = Cromo (%) Cu= Cobre (%) 
 
 
 
Outros fatores determinantes na soldabilidade são a espessura do material (grau de 
restrição de estrutura soldada) e o procedimento de soldagem (processo e eletrodo) usado. 
Outras metodologias e testes para avaliação de soldabilidade, que consideram 
algumas ou todas estas variáveis envolvidas, são também freqüentemente empregadas. 
Normalmente, estas metodologias resultam da definição de uma temperatura de pré - 
aquecimento mínima para atingir-se uma solda sem presença de trincas. Tais procedimentos 
 
 
 
 
 
47 
 
serão definidos para determinadas combinações de materiais (composição e espessura) e 
procedimento de soldagem a ser aplicado (processo/ eletrodo). Códigos e normas para 
estruturas soldadas (por exemplo, AWS “American Welding Society” D1.1) também 
estabelecem tais temperaturas, além de outras recomendações, para os materiais já 
amplamente utilizados no mercado cuja soldabilidade já é bem conhecida. 
 
 
 
3.12 - CALCULO DO PREÇO DAS LIGAS 
 
Para o calculo de custo médio de liga foi adotado o seguinte critério: primeiramente 
só foram considerados os elementos de adição, não levando em conta micro-adições (valores 
inferiores a 0,05% de massa) também não se considerou teores residuais, ou que não 
pertençam à norma do material. Posteriormente adotaram-se os parâmetros de preço dos 
componentes de liga por meio eletrônico (www.metalprices.com) e calculou-se a média de 
cada mês para obter a média semestral de cada ano. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
48 
 
IV . RESULTADOS E DISCUSSÃO 
 
 
A seguir são apresentados os ensaios realizados para as quatro composições químicas 
testadas e os mesmos são discutidos. 
 
 
4.1 - ENSAIO DE TRAÇÃO 
 
 
 
 Como as temperaturas utilizadas nos revenimentos eram diferentes em função do 
objetivo do desenvolvimento, ou seja, obter-se uma estrutura definida por uma espessura 
baseada no aço 2311. Os resultados dos ensaios de tração devem ser, portanto, analisados com 
cautela. Guardarão diferenças, obviamente, em relação aos existentes no mercado, aqui o 
importante será levar em conta se os valores mínimos (que são as referências do mercado) 
foram atingidos. 
Analisando-se todos os desenvolvimentos (ou ligas desenvolvidas) realizados, 
observou-se que o limite de escoamento ficou sempre acima dos existentes no mercado onde 
o maior é o do aço 2738 com 905Mpa (conforme mostra a tabela 7). Com relação ao limite de 
resistência, novamente o valor encontrado, para todas as ligas de desenvolvimento, ficou 
maior em relação às referencias existentes no mercado. 
Neste trabalho será mantido o foco em obtenção de dureza, portanto, as analises 
complementares que foram realizadas, detém-se neste quesito (conforme se pode observar na 
tabela 8 e na fig. 18, mais adiante). 
Aqui seria interessante realizar-se uma analise mais profunda, comparativa, com a 
mesma temperatura de revenimento, como foi utilizado para o estudo de dureza (vide 4.2.1). 
Nesse contexto os complementos exibidos na tabela 6, relativo ao Alongamento, Estricção e 
impacto só foram registrados para analises futuras. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
49 
 
Tabela 6 – Resultados Do Ensaio de tração nos desenvolvimentos 
 
Material Escoamento Resistência Alongamento Estricção Impacto Dureza 
 MPa MPa % % (Kj/m²) (HB) 
933 1078 17 56 28 
936 1075 17 56 26 Desenv. 1 
906 1075 17 55 27 
332 
994 1089 19 55 46 
999 1090 19 55 47 Desenv. 2 
1015 1098 19 56 48 
332 
1082 1214 17 54 59 
1114 1207 18 51 61 Desenv. 3 
1115 1213 15 52 63 
360 
1130 1242 17 50 38 
1141 1244 15 48 40 Desenv. 4 
1133 1246 13 47 41 
369 
 
 
 
Tabela 7 – Resultados encontrados em materiais usuais no mercado e utilizados como referência no trabalho 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
50 
 
 
Os gráficos a seguir apresentam os resultados obtidos nos ensaios de: tração, 
escoamento, alongamento, estricção e impacto para as 4 composições químicas testadas. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
51 
 
 
4.2 - ENSAIO DE DUREZA (HB) 
 
 
Com relação aos ensaios de dureza tem-se que ser cuidadoso, em razão das diferenças 
de temperatura executadas no revenimento. Vale salientar, entretanto, que a previsibilidade do 
software AC3 confirmou-se, dentro dos seus desvios permitidos, em virtude da simulação 
conter dados exatos, por exemplo: 0,35%C, austenitização 860°C, espessura 200mm, 
resfriamento a óleo, revenimento 180°C. Quando na realidade, pode ocorrer uma somatória de 
desvios, tais como: 0,37%C, austenitização 870°C, espessura 198mm, resfriamento em óleo 
mais rápido ou mais lento e revenimento a 190°C, As temperaturas utilizadas para 
revenimento mantiveram o material ligeiramente acima, no quesito dureza, das obtidas pelas 
temperaturas usuais no mercado, atingindo o objetivo do trabalho em sua parte experimental. 
 
A figura 18 apresenta os resultados dos ensaios de dureza Brinell obtidos das quatro 
ligas do desenvolvimentos. 
 
 
Figura 18: Dureza Brinell para os diferentes desenvolvimentos. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
52 
 
 
4.2.1 - COMPARAÇÃO DE DUREZA COM TEMPERATURA DE REVENIMENTO 
COMPATÍVEL. 
 
 
Para eliminar-se o desvio provocado pelas diferentes temperaturas utilizadas no 
revenimento, foi refeito o trabalho de têmpera e revenimento para os materiais usuais no 
mercado, agora em escala laboratorial, para que possamos comparar nas temperaturas de 
620°C, 640°C e 650° C, com as respectivas ligas em desenvolvimentos e suas temperaturas 
equivalentes, como mostra a tabela 8. 
 
Tabela 8: Durezas nos materiais de referência. 
 
Material 620º C 640º C 650º C 
KEYLOS 2005 341 HB 363 HB 302 HB 
DIMO42M 341 HB 363 HB 302 HB 
KEYLOS 2311 321 HB 321 HB 285 HB 
KEYLOS 2738 388 HB 302 HB 311 HB 
 
 
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