Dissertação Obtenção e caracterização de camadas de austenita expandida,Ramos,2018

•

UFSC

Bruno Borges Ramos

24/01/2019

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Bruno Borges Ramos

Obtenção e caracterização de camadas de austenita expandida
através da nitretação a baixa temperatura de AISI 316L

Dissertação submetido ao Programa de
Pós-graduação em Ciência e
Engenharia de Materiais da
Universidade Federal de Santa
Catarina para a obtenção do Grau de
Mestre em Ciência e Engenharia de
Materiais
Orientador: Prof. Dr Cristiano Binder
Coorientadora: Profª. Dra. Ana Maria
Maliska

Florianópolis
2018

Bruno Borges Ramos

Obtenção e caracterização de camadas de austenita expandida
através da nitretação a baixa temperatura de AISI 316L

Esta Dissertação foi julgada adequada para obtenção do Título de
Mestre e aprovada em sua forma final pelo Programa Pós-graduação em
Ciência e Engenharia de Materiais.

Florianópolis, 6 de fevereiro de 2018.

________________________
Prof. Guilherme Mariz de Oliveira Barra, Dr.
Coordenador do Curso

Banca Examinadora:

_________________________
Prof. Cristiano Binder, Dr.
Orientador
Universidade Federal de Santa
Catarina

________________________
Prof.ª Ana Maria Maliska Dr.ª
Coorientadora
Universidade Federal de Santa
Catarina

________________________
Tatiana Bendo, Dr.ª
Universidade Federal de Santa
Catarina

________________________
Prof. Rodrigo Perito Cardoso, Dr.
Universidade Federal do Paraná

Dedico este trabalho à minha família.

AGRADECIMENTOS

Gostaria de agradecer imensamente ao PGMAT e toda sua equipe,
em especial ao Rogério e ao Professor Guilherme, pois sempre foram
atenciosos e prestativos.
À Professora Ana Maria Maliska, que tem me permitido realizar
atividades desde 2010 no Laboratório de Caracterização de Materiais, que
sempre me instruiu na jornada acadêmica e confiou na minha capacidade
de desenvolver as atividades de ensino e pesquisa.
Junto disso, agradeço à família que nos tornamos nesse laboratório,
Patrícia, Bruno, José, Franciscos, Luana, Keila e Carmelita, vocês me
ajudaram muito na realização deste trabalho. A contribuição de vocês vai
muito além da execução de técnicas e atividades acadêmicas, e passa
pelos diversos momentos de distração, reflexão e companheirismo que
compõem a nossa amizade.
Muito tenho a agradecer a ótima orientação e apoio do Professor
Cristiano Binder, que acreditou no potencial do trabalho e muitas vezes
me guiou em momentos de indecisão, espero ter causado uma impressão
tão positiva quanto tive nessa oportunidade.
Estendo o agradecimento a equipe do LabMat. Tati, Diego,
Professora Sônia e Professores Daniel e Klein, pelas diversas vezes que
me auxiliaram e me ensinaram. Aos colegas e parceiros de pesquisa da
8.1, em especial ao Thiago e Renan, espero que possamos desenvolver
muitas atividades de pesquisa nos próximos anos.
Como a vida não se resume ao trabalho, agradeço imensamente às
amizades de longo tempo como as de Djeison, Julio e Walter. Faço
questão de lembrar a todos meus amigos, que os considero minha família.
Por fim, agradeço ao crescimento da minha família, e a companhia
e cuidado das duas mulheres que dão sentido para minha vida, Manoella
e Vera, minha mãe. A primeira delas, uma dessas surpresas da vida, está
trazendo mais uma surpresa para o mundo, o Théo, que logo, logo chega
para nos ensinar mais coisas sobre a vida.

..be formless, shapeless, like water..
(Li Tsung, 1972)

RESUMO

Os aços inoxidáveis austeníticos possuem elevada resistência à corrosão
devido ao fenômeno de passivação, que consiste na formação de óxido de
cromo na superfície deste material. Estas ligas possuem alta ductilidade e
baixa resistência mecânica quando comparado aos inoxidáveis ferríticos
e martensíticos. Tratamentos termoquímicos, como a nitretação, podem
ser utilizados com a finalidade de aumentar a dureza da superfície destas
ligas, porém a fina camada de óxido que se forma espontaneamente na
superfície destes materiais tem efeito deletério no processo de difusão.
Por isso técnicas que promovem pulverização através da aceleração de
íons, como a nitretação assistida por plasma (NAP), têm sido preferidas
para o tratamento destes materiais. As técnicas de NAP permitem
tratamentos a baixas temperaturas que se caracterizam pela formação de
uma camada supersaturada em nitrogênio evitando a formação e
precipitação de nitretos de cromo nos aços inoxidáveis austeníticos. A
formação desta camada, conhecida como austenita expandida, é ideal para
aplicações que visam simultaneamente propriedades químicas e
mecânicas. A fase consiste em uma solução intersticial de nitrogênio em
austenita para além dos limites de equilíbrio termodinâmico, para valores
entre 20 at% e 40 at% de nitrogênio. O estado da arte tem explorado as
diferenças entre as propriedades de camadas nitretadas na faixa de
temperatura entre 350°C e 550°C, mas poucos estudos se aprofundaram
na influência da quantidade de nitrogênio nas propriedades químicas e
mecânicas. Assume-se aqui que uma liga inoxidável com diferentes teores
de nitrogênio, tratado como elemento de liga, deve apresentar diferentes
propriedades de resposta. Antecede ao estudo da resposta química e
mecânica, a fabricação de camadas com diferentes teores de nitrogênio, e
o domínio dos parâmetros de nitretação que permitam sua fabricação.
Sendo assim o trabalho a seguir, através da variação de parâmetros de
processo (potencial aplicado, razão cíclica e pressão), obteve diferentes
características da camada de austenita expandida em um aço inoxidável
316L. Através das técnicas de Difração de raios X, microdureza Vickers,
MEV e EDS, pôde-se caracterizar camadas enriquecidas por nitrogênio
com espessuras que variam de cerca de 2µm a 8µm e com teores máximos
de nitrogênio na faixa de 18 at% a 38 at%, que permitiram níveis de
expansão da célula unitária entre 3% e 9% do parâmetro de rede inicial.

Palavras-chave: austenita expandida, nitretação a baixa temperatura,
plasma DC
ABSTRACT

The austenitic stainless steels have high corrosion resistance due to the
passivation phenomenon that consists on the formation of chromium
oxide on the materials surface. These alloys have high ductility and low
mechanical strength when compared to ferritic and martensitic stainless
alloys. Thermochemical treatments, like nitriding, can be used to increase
the surface hardness of these alloys, but the thin oxide layer that is
spontaneously formed on the surface of these materials has a deleterious
effect on the diffusion process. Because of that, techniques that promote
pulverization through ion acceleration, as the plasma nitriding process,
have been preferred to treat these materials. The plasma nitriding
techniques allow treatments at low temperatures that are characterized by
the formation of a nitrogen supersaturated layer, avoiding the formation
and precipitation of chromium nitrides on austenitic stainless steels.The
formation of this layer, known as expanded austenite, is ideal to
applications that simultaneously require chemical and physical
properties. The phase consists of an interstitial solution of nitrogen in
austenite above the thermodynamic equilibrium limits, with nitrogen
values between 20 at% and 40 at%. The state of the art has been exploring
the differences between the properties of layers nitrided between 350 °C
e 550 °C, but few studies deepened on the influence of the nitrogen
quantity on the chemical and mechanical properties. Here, it’s assumed
that a stainless alloy with different levels of nitrogen, treated as an
alloying element, should present different properties. The fabrication of
layers with different nitrogen levels and the mastery of the nitriding
parameters that allow their fabrication precedes the study of the chemical
and mechanical response. Therefore, the following study, through the
variation of the process parameters (applied voltage, duty cycle and
pressure), obtained different characteristics of the expanded austenite
layer in a 316L stainless steel. X-ray diffraction, Vickers microhardness,
SEM and EDS techniques allow to characterize layers enriched in
nitrogen with thickness around 2 µm to 8 µm and with maximum nitrogen
levels between 18 at% and 38 at%, which allowed levels of unit cell
expansion between 3% and 9% of the original lattice parameter.

Keywords: expanded austenite, low-temperature nitriding, DC plasma.

LISTA DE FIGURAS

Figura 1 - Curvas de Paschen para diferentes gases. .................. 34
Figura 2 - (a) Aspecto do plasma durante uma descarga
luminescente anormal, (b) características eletromagnéticas do
plasma. ........................................................................................ 35
Figura 3 -Simplificação das interações entre cátodo e gás. ........ 36
Figura 4 - Influência da variação de tensão aplicada nas espécies
ativas de um tratamento de cementação ..................................... 41
Figura 5 - Influência do tempo de pulso ligado na intensidade de
emissão ótica das espécies formadas. ......................................... 43
Figura 6 - Influência do tempo de pulso desligado na intensidade
de emissão ótica das espécies formadas. .................................... 43
Figura 7 - Microestrutura típica de ligas de aço nitretadas. ........ 44
Figura 8 - Microestrutura típica de ligas de aço inoxidável
nitretadas em temperaturas convencionais. ................................ 45
Figura 9 - Microestrutura típica de aços inoxidáveis austeníticos
nitretados a baixa temperatura. ................................................... 46
Figura 10 - Difratograma característico da austenita expandida. 47
Figura 11 - Dependência do coeficiente de difusão do nitrogênio
com a concentração. ................................................................... 49
Figura 12 - Comparação entre o modelo de Boltzmann-Matano
com o modelo que considera o fenômeno trapping-detrapping. 50
Figura 13 - Síntese do Procedimento Experimental. .................. 51
Figura 14 - Difratograma do aço AISI 316L. ............................. 53
Figura 15 - Micrografias do aço AISI 316L utilizado, seção (a)
transversal -1000x e (b) longitudinal-500x. Reagente: ácido
clorídrico saturado em ácido pícrico. ......................................... 54
Figura 16 - Configuração do reator. ........................................... 57
Figura 17 - Projeção das combinações viáveis para tratamento. 60
Figura 18 - Histórico térmico de diferentes condições de nitretação.
.................................................................................................... 68
Figura 19 - Espectro ótico da etapa de pré-aquecimento. ........... 69
Figura 20 - Espectro ótico da etapa de limpeza. ......................... 70
Figura 21 - Espectros óticos da etapa de nitretação. ................... 71
Figura 22 - Média da microdureza Vickers dos ciclos. .............. 72
Figura 23 - Comparação entre posições do ciclo [1-300-60]. ..... 73
Figura 24 - Comparação entre micrografias de diferentes amostras
do ciclo [2-300-45]. .................................................................... 75
Figura 25 - Micrografias de cada ciclo, 500x. ............................ 76
Figura 26 - Difratogramas de raios X dos ciclos. ....................... 79

Figura 27 - Variação do parâmetro de rede das amostras. .......... 80
Figura 28 -Variação da expansão da austenita das amostras. ..... 80
Figura 29 - Teor de nitrogênio na superfície das amostras. ........ 81
Figura 30 - Teor de ferro na superfície das amostras. ................ 82
Figura 31 - Teor de cromo na superfície das amostras. .............. 82
Figura 32 - Teor de níquel das amostras. ................................... 83
Figura 33 - Teor de molibdênio das amostras. ........................... 83
Figura 34 - Imagens de (a) elétrons secundários e (b) elétrons retro
espalhados do ciclo [1-400-15]. ................................................. 84
Figura 35 - Análise química semiquantitativa das regiões: (a) clara
E1, (b) escurecidas E2. ............................................................... 85
Figura 36 - Difração de raio X rasante (1° de incidência) para todos
os ciclos. ..................................................................................... 87
Figura 37 - Difratogramas que apresentam possíveis precipitados
de nitretos. .................................................................................. 88
Figura 38 - Micrografia da seção transversal, M.O., magnificação
1500x, reagente Behara II. ......................................................... 89
Figura 39 -Micrografia da seção transversal, M.E.V., magnificação
15000x, reagente Behara II. ....................................................... 90
Figura 40 - Espessura das camadas nitretadas obtidas por MO e
MEV. .......................................................................................... 91
Figura 41 - Correlação do parâmetro de rede com a concentração
de nitrogênio. .............................................................................. 93
Figura 42 - Evolução dos parâmetros de rede dos planos (111) e
(200) com a concentração de nitrogênio. ................................... 94
Figura 43 - Anisotropia calculada a partir dos planos (111) e (200).
.................................................................................................... 94
Figura 44 - Microdureza Vickers em função da concentração de
nitrogênio. .................................................................................. 95
Figura 45 - Produto da pressão e tensão média e sua influência na
espessura da camada................................................................... 96
Figura 46 - Produto da pressão, tensão aplicada e razão cíclica e
sua influência na espessura da camada. ...................................... 97
Figura 47 - Influência da potência na espessura das camadas. ... 98

LISTA DE TABELAS

Tabela 1 - Composição das principais ligas de aços inoxidáveis,
por família. ................................................................................. 32
Tabela 2 - Processos industriais para obtenção de austenita
expandida. ................................................................................... 46
Tabela 3 - Composição química em at%. ................................... 52
Tabela 4 - Outros elementos encontrados na análise por GDOES
(at%). .......................................................................................... 52
Tabela 5 -Valores de parâmetros de superfície mínimos pré-
tratamento. ..................................................................................55
Tabela 6 - Distribuição das amostras no cátodo. ........................ 56
Tabela 7 - Parâmetros fixos de processamento. .......................... 58
Tabela 8 - Combinações de experimentos segundo delineamento
por quadrados latinos. ................................................................. 61
Tabela 9 - Descrição das caracterizações para um experimento. 62
Tabela 10 - Parâmetros elétricos obtidos. ................................... 68
Tabela 11 - Profundida média das indentações. ......................... 74

LISTA DE ABREVIATURAS E SIGLAS

NAP – Nitretação assistida por plasma
MEV – Microscopia Eletrônica de Varredura
EDS – Espectroscopia de energia dispersiva
ddp – diferença de potencial
DC – Direct Current(Corrente contínua)
RC – Razão cíclica
CFC – Cúbica de face centrada
MO – Microscopia ótica
DRX – Difração de raios X
MDV – Microdureza Vickers
DRXr – Difração de raios X rasante

SUMÁRIO

1 INTRODUÇÃO ................................................................... 27
OBJETIVOS ......................................................................... 29
ORGANIZAÇÃO DO TRABALHO .................................... 30
2 FUNDAMENTAÇÃO TEÓRICA ..................................... 31
AÇOS INOXIDÁVEIS AUSTENÍTICOS ............................ 31
FUNDAMENTOS DE DESCARGAS DC ........................... 33
2.2.1 Sistemas De Plasma Pulsados ............................................... 37
NITRETAÇÃO A PLASMA ................................................ 38
PARÂMETROS DE NITRETAÇÃO ................................... 40
NITRETAÇÃO DE AÇOS INOX AUSTENÍTICOS ........... 44
CARACTERISTICAS DA AUSTENITA EXPANDIDA .... 47
3 PROCEDIMENTO EXPERIMENTAL ............................ 51
MATERIAIS ......................................................................... 52
PREPARAÇÃO DAS AMOSTRAS ..................................... 55
APARATO EXPERIMENTAL ............................................ 56
PARÂMETROS FIXOS ....................................................... 58
PARÂMETROS VARIÁVEIS ............................................. 59
PLANEJAMENTO EXPERIMENTAL ................................ 60
MÉTODOS DE CARACTERIZAÇÃO ................................ 62
3.7.1 Preparação Metalográfica do Corte Transversal ................... 62
3.7.2 Microscopia Ótica ................................................................. 63
3.7.3 Microscopia Eletrônica de Varredura ................................... 63
3.7.4 Difração de Raios X .............................................................. 64
3.7.5 Espectrometria Ótica de Emissão .......................................... 64
3.7.6 Microdureza Vickers ............................................................. 65
4 RESULTADOS E DISCUSSÕES ...................................... 67

EXECUÇÃO DOS CICLOS................................................. 67
CARACTERIZAÇÃO DA DESCARGA ............................. 69
CARACTERIZAÇÃO MECÂNICA .................................... 72
CARACTERIZAÇÃO MICROESTRUTURAL .................. 75
CARACTERIZAÇÃO ESTRUTURAL ............................... 78
CARACTERIZAÇÃO QUÍMICA DA SUPERFÍCIE ......... 81
CARACTERIZAÇÃO ESTRUTURAL POR DR-X
RASANTE ............................................................................ 86
CARACTERIZAÇÃO MICROESTRUTURAL
TRANSVERSAL .................................................................. 89
INDÍCIOS DE PRECIPITAÇÃO ......................................... 91
CORRELAÇÃO DAS CARACTERÍSTICAS ..................... 92
INFLUÊNCIA DOS PARÂMETROS DE TRATAMENTO 96
5 CONCLUSÃO ..................................................................... 99
SUGESTÕES ........................................................................ 99
REFERÊNCIAS ................................................................ 101

1 INTRODUÇÃO

A nitretação a plasma é uma técnica de tratamento termoquímico
de superfície que permitiu avanços metalúrgicos devido às peculiaridades
inerentes aos fenômenos que se passam no plasma. Nos tratamentos
realizados sob descarga luminescente anormal a aceleração de espécies
presentes no gás, causada pelo campo elétrico, implica em reações entre
íons-gás, gás-gás, íons-sólido e gás-sólido. Destas colisões surgem os
efeitos de ionização, dissociação, recombinação, excitação e relaxação
das moléculas gasosas e pulverização, rearranjo, difusão e retrodifusão
dos átomos em estado sólido, entre outras (PAVANATI, 2005).
Os fenômenos de ionização, dissociação e excitação do gás
permitem uma taxa de difusão mais elevada quando comparados com
processos de nitretação convencionais (EDENHOFER, 1974; EPRI,
1994), enquanto o processo de pulverização é eficaz para promover a
quebra da barreira de óxido formada nas superfícies dos aços inoxidáveis
e outros metais que apresentam passivação que, por sua natureza iônica,
reduz em grandes ordens a difusão de nitrogênio através da superfície
(CHEN; STOCK; MAYR, 1994; DOS REIS; NEIDERT, 2011;
SCHEUER; CARDOSO; BRUNATTO, 2015). Estes fenômenos tornam
a nitretação a plasma uma forma de processamento eficaz para as ligas
inoxidáveis.
Dentre as vantagens que a técnica de nitretação a plasma
apresenta, destaca-se a redução de temperatura de tratamento utilizadas
tendo em vista que a velocidade de formação de camadas é superior em
tratamentos a plasma, o processo se torna possível mesmo em
temperaturas mais baixas, permitindo controle e diferenciação de
microestrutura e até mesmo evitando deformações causadas por
gradientes internos gerados em operações anteriores (WOLFART JR,
2002).
Os aços inoxidáveis foram desenvolvidos para aplicações onde a
resistência à corrosão é propriedade chave e têm como característica a
adição de cromo, que em teores diferentes e associado a outros elementos
de liga permite o controle da estrutura da matriz (PICKERING, 1976). As
ligas austeníticas possuem, dentre os aços inoxidáveis, alta resistência à
corrosão, sendo selecionado para os meios corrosivos mais severos. Em
contrapartida, não permitem tratamentos térmicos capazes de aumentar
de forma satisfatória a resistência mecânica para aplicações que
envolvem esforços mecânicos severos (ASM INTERNATIONAL, 1995;
PICKERING, 1976).
28

Estes esforços podem ser entendidos, por exemplo, de forma
estrutural (em toda a peça) ou superficial, sendo este último ligado a
fenômenos tribológicos. Surge disto uma necessidade de uma liga
suficientemente resistente à corrosão, ao desgaste, economicamente
viável e de fácil fabricação. A nitretação e a cementação convencionais
são técnicas aplicáveis, mas sabe-se que o ganho de dureza superficial
acontece em detrimento da resistência à corrosão devido à natureza dos
nitretos de cromo e ferro, que se formam nas temperaturas convencionais
de tratamento (acima de 500 °C) (OZBAYSAL; INAL, 1986;
SUNDARARAMAN; KUPPUSAMI; RAGHUNATHAN, 1987).
ZHANG e BELL (1985) e ICHII, FUJIMURA e TAKASE (1986),
realizando tratamentos termoquímicos em temperaturas mais baixas,
observaram a presença de uma camada isenta de precipitados e, nos anos
subsequentes, muitos pesquisadores (CZERWIEC; RENEVIER;
MICHEL, 2000; FEWELL et al., 2000a; LEI; ZHANG, 1997)
conseguiram observar e estudar este tipo de microestrutura, que está
diretamente ligada a baixas temperaturas de processamento. Os
tratamentos termoquímicos a baixa temperatura se caracterizam pela
formação de uma fase expandida por solução sólida intersticial, onde o
nitrogênio ou/e carbono ocupam os interstícios em quantidadesvariáveis,
indo a saturações além do previsto termodinamicamente (CASTELETTI;
NETO; TOTTEN, 2014). O estudo dessa fase foi intensificado pelo
potencial de elevar as duas propriedades que eram antes concorrentes nos
tratamentos a temperaturas superiores, gerando uma microestrutura capaz
de atender aplicações que antes eram desafios no ponto de vista da
engenharia de superfície (MITTEMEIJER; SOMERS, 2014).
Tendo como foco a nitretação da liga de aço inoxidável austenítico,
AISI 316L, tratamentos a baixa temperatura foram realizados no intuito
de obter camadas de austenita expandida. Para estes aços observa-se certa
divergência sobre a temperatura limite para que ocorra a precipitação de
nitretos. A literatura aponta uma temperatura a partir de 450°C para que
a reação de precipitação e o coalescimento de nitretos ocorra para tempos
usuais de tratamento (CHRISTIANSEN; SOMERS, 2006a), outros
autores apontam que para o intervalo entre 400°C e 450°C ocorra a
precipitação de forma reduzida (BORGIOLI; GALVANETTO; BACCI,
2016; LARISCH, 1999).
Muitos tipos de técnicas de nitretação já foram aplicadas para ligas
inoxidáveis (MOSKALIOVIENE et al., 2011; PRANEVICIUS et al.,
2001; ZHU; LEI, 2000), assim como para nitretação em descarga
luminescente estudos têm explorado a influência da temperatura, tempo e
mistura gasosa nas propriedades da fase expandida (BORGIOLI et al.,
29

2005; FOSSATI et al., 2006; LEPIENSKI et al., 2008). Técnicas de
microscopia, de análise química semiquantitativa e de profundidade
também são extensamente utilizadas para precisar a espessura e perfil
químico de nitrogênio nas camadas expandidas (LUO; YANG, 2015).
A despeito disto, as características químicas obtidas através dos
diferentes processos e caracterizações não foram correlacionadas com as
propriedades químicas e mecânicas dos aços austeníticos.
Sendo assim, este trabalho almeja produzir através da variação de
parâmetros de processo da nitretação a baixa temperatura, camadas de
austenita expandida com diferentes características. Tendo como foco
principal a composição química na superfície, estrutura e espessura da
camada rica em nitrogênio.
As técnicas de caracterização de difração de raios X, microscopia
eletrônica de varredura e análise química semiquantitativa foram
utilizadas de forma a tornar possível a correlação das características da
camada expandida.
Através da revisão da literatura optou-se pela variação de
parâmetros de controle de processo que alterassem a disponibilidade de
nitrogênio na superfície sem modificar outras grandezas importantes para
a difusão como a temperatura do substrato e o tempo de tratamento. Sendo
assim foram escolhidos os parâmetros de tensão aplicada, tempo de pulso
ligado e pressão.

OBJETIVOS

Do ponto de vista de engenharia de superfície, as características
físico-químicas de uma camada têm suma importância nas aplicações
tribológicas e químicas. Neste trabalho, busca-se analisar as
características físicas das camadas de modo a melhor correlacioná-las
com as propriedades requeridas para uso. Sabendo que a austenita
expandida não é uma fase estequiométrica, e que o nitrogênio se comporta
como um elemento de liga em solução sólida, torna-se possível obter
camadas com diferentes combinações de espessura e concentração de
nitrogênio.
Tais características diferentes das camadas expandidas podem
possuir combinações que sejam mais ou menos sinérgicas para dada
função de engenharia, porém o conhecimento destes efeitos depende
primeiramente do domínio dos parâmetros de processamento ideais para
arquitetar a camada.
30

O objetivo principal do trabalho é produzir camadas nitretadas de
austenita expandida com diferentes características químicas e estruturais.
Sendo assim, torna-se subjacente ao objetivo principal o aprofundamento
nas técnicas de caracterização para uma descrição correta das
características da camada.
Também se objetivo deste trabalho procurar correlações entre os
parâmetros de processamento variados e as características metalúrgicas
obtidas.

ORGANIZAÇÃO DO TRABALHO

A partir deste breve capítulo introdutório serão apresentados na
sequência os conceitos que fundamentam a pesquisa.
No capítulo 2, introduz-se fundamentos metalúrgicos de aços
inoxidáveis, aspectos físicos e químicos de plasmas, aspectos de
processamento por plasma, em particular a nitretação, e informações
voltadas para a nitretação em aços inoxidáveis austeníticos, buscando
fornecer ao leitor subsídios para o entendimento do trabalho.
No terceiro capítulo, detalhes sobre a parte experimental serão
expostos, indo do material utilizado à seleção de parâmetros de
processamento. Também neste capítulo as definições das técnicas de
caracterização utilizadas e as condições de ensaio podem ser consultadas.
Na sequência os resultados obtidos serão apresentados técnica a
técnica e devidamente discutidos e relacionados. No quinto e último
capítulo são apresentadas as conclusões e proposições de trabalhos
futuros.

2 FUNDAMENTAÇÃO TEÓRICA

Este capítulo tem por fim apresentar brevemente as características
dos aços inoxidáveis, da austenita expandida, conceitos de nitretação a
plasma e estudos realizados sobre os parâmetros de processamento. Tais
conceitos serão utilizados para fundamentação e interpretação dos
resultados obtidos.

AÇOS INOXIDÁVEIS AUSTENÍTICOS

Os aços inoxidáveis são ligas à base de ferro que possuem teor de
cromo mínimo de 11% em peso em solução sólida. Devido à alta
reatividade do cromo com o oxigênio, esses aços apresentam uma fina
camada de óxido de cromo em suas superfícies, tornando-os menos
suscetíveis à corrosão. Este fenômeno é conhecido como passivação
(CASTELETTI; NETO; TOTTEN, 2014; M.MCGUIRE, 2008). Devido
a este fenômeno, esta classe de aços é utilizada para diversas aplicações
que exijam resistência à corrosão e estabilidade química.
Os aços inoxidáveis são, tipicamente, classificados de acordo com
suas fases, sendo : ferríta, austenita, martensita e duplex. Existe ainda uma
quinta família para as ligas endurecíveis por precipitação (PICKERING,
1976; SMITH, 1993). Alguns exemplos de ligas são apresentados na
Tabela 1.
Uma ferramenta bastante útil para prever o tipo de matriz para os
aços inoxidáveis é o diagrama de Schaeffler que relaciona o cromo
equivalente e o níquel equivalente, considerando estes dois elementos
como os principais elementos na constituição de aços inoxidáveis, sendo
o cromo principal responsável pelo fenômeno de passivação e o níquel
principal elemento estabilizador de austenita.
Os valores de Cromo e Níquel equivalente são dados pelas
equações (DACAPO STAINLESS, 2017):

𝐶𝑟𝑒𝑞 = (𝐶𝑟) + 2(𝑆𝑖) + 1.5(𝑀𝑜) + 5(𝑉) + 5.5(𝐴𝑙) +
1.75(𝑁𝑏) + 1.5(𝑇𝑖) + 0.75(𝑊) (1)

𝑁𝑖𝑒𝑞 = (𝑁𝑖) + (𝐶𝑜) + 0.5(𝑀𝑛) + 0.3(𝐶𝑢) + 25(𝑁) + 30(𝐶) (2)

Tabela 1 - Composição das principais ligas de aços inoxidáveis, por família.
AISI C Mn Si Cr Ni outros
Austeníticos
304 0,08 2 1
18,0-
20,0
8,0-
10,5

316 0,08 2 1
16,0-
18,0
10,0 -
14,0
2,0-3,0 Mo
Ferríticos
409 0,08 1 1
10,5-
11,7
0,5
6x %C-0,75
máx Ti
430 0,12 1 1
16,0-
18,0

Martensíticos
420
0,15
min
1 1
12,0
-14,0

440C
0,95-
1,2
1 1
16,0-
18,0
0,75 Mo
Duplex
UNS
S30205
0,03
máx
2
máx
1
22,0-
23,0
4,5-
6,5
3,0-3,5 Mo
0,14-0,2 NUNS
S32304
0,03
máx
2,5
máx
1
21,5-
24,5
3,0-
3,5
0,05-0,6 Mo
0,05-2,0 N
End. Por
precipitação
17-4
PH
0,07 1 1
15,5-
17,5
3,0-
5,0
3,0-5,0 Cu 0
0,15-0,45 Nb
13-8
PH
0,05 0,2 0,1
12,2-
13,2
7,5-
8,5
2,0-2,5 Mo
0,9-1,3 Al
Fonte: CASTELETTI; NETO; TOTTEN (2014)

Neste trabalho trataremos apenas dos aços inoxidáveis
austeníticos. Tais aços apresentam estrutura cúbica de face centrada
devido a adição de elementos de liga gamagênicos como níquel,
manganês e nitrogênio.
A série 300 destes aços contém alto teor de níquel (na faixa de 8%
a 35%), até 7% de manganês e adições de molibdênio, cobre, silício,
alumínio, titânio e nióbio que influenciam na resistência à corrosão (ASM
INTERNATIONAL, 1995).
Possuem alta ductilidade e podem ser submetidos a deformações
de até 50%. O sufixo L é utilizado para identificar ligas com teores de
carbono reduzido, ideais para aplicações que envolvam soldas. A quase
ausência de carbono reduz a formação de zonas afetadas pelo calor com
precipitação de carbonetos intergranulares, que tem efeitos negativos na
resistência mecânica local e também na resistência química (LIPPOLD;
KOTECKI, 2005; PARANZINI, 2005).
O cobre e o manganês desempenham juntamente com o níquel o
papel de estabilizantes da fase gama, sendo o manganês o principal
elemento para evitar transformações martensíticas a baixa temperatura.
Estes aços são aplicados extensamente nas indústrias químicas,
alimentícias, médicas e nucleares.
33

FUNDAMENTOS DE DESCARGAS DC

O termo plasma define um gás totalmente ou parcialmente
ionizado. Existem numerosas configurações para a criação de um plasma,
comumente, para tratamentos termoquímicos as descargas são geradas
por radiofrequência, micro-ondas ou através de aplicação de uma
diferença de potencial (d.d.p.) entre eletrodos. No último caso, uma
tensão aplicada entre um cátodo e um ânodo, contidos dentro de uma
câmara à baixa pressão, pode ser suficiente para fornecer uma corrente de
elétrons capaz de ionizar as moléculas gasosas que separam os eletrodos
causando um efeito cascata de produção de cargas (GUO, 2010).
O nível de ionização do gás é uma importante característica nos
plasmas. Quando a população de elétrons, íons e espécies neutras são
semelhantes o plasma é chamado de quente.

𝑇𝑖𝑜𝑛 ≈ 𝑇𝑒 ≈ 𝑇𝑔 (3)

Contudo, é possível a obtenção de plasmas com quantidades
baixas de íons e elétrons quando comparadas ao total de partículas
moleculares. Estes são chamados de plasmas frios por possuírem uma
temperatura macroscópica baixa devido à grande população de espécies
neutras.

𝑇𝑖𝑜𝑛 > 𝑇𝑒 ≫ 𝑇𝑔 (4)

A geração de um plasma com corrente direta (DC) consiste na
aplicação de uma diferença de potencial entre um diodo composto de no
mínimo um cátodo e um ânodo. A correlação entre pressão, tensão
aplicada, distância entre os diodos e tipo de gás determina se a reação de
produção de íons será suficiente para gerar plasma, ou seja, gerar uma
corrente de elétrons e íons entre eletrodos através de mecanismos
colisionais. Na Figura 1, pode-se observar estas curvas de ignição,
também chamadas de curvas de Paschen.

Figura 1 - Curvas de Paschen para diferentes gases.

Fonte: Plasma Chemistry (FRIDMAN, 2008)

Para os tratamentos de nitretação é utilizado o regime de descarga
luminescente anormal, pois este tipo de descarga cobre a área do cátodo
totalmente, permitindo o aquecimento e potencial químico homogêneo e,
por consequência, um tratamento uniforme.
Tais descargas têm uma arquitetura definida, que de forma
simplificada, se pode distinguir de acordo com as zonas de luminosidade
diferenciadas, apresentadas na Figura 2. A queda de potencial se
concentra, essencialmente, ao longo da bainha catódica o que implica em
uma grande aceleração dos íons e elétrons nesta região.
Ao fim da bainha catódica, os elétrons primários que foram
acelerados em direção ao ânodo entram em colisão com as moléculas e/ou
átomos gasosos. Estas colisões causam transferências de energia entre
partículas, podendo ser observadas diferentes tipos de transferências. De
maneira resumida, são elas (MARCHAND, 1988):
• Transferências de quantidade de movimento, que são
negligenciáveis devido à pequena massa dos elétrons;
• Transferência de energia cinética em energia potencial
que causam a ionização, dissociação e excitação das
moléculas. Estas excitações podem ser de caráter
vibracional, rotacional ou eletrônicas.
35

Figura 2 - (a) Aspecto do plasma durante uma descarga luminescente
anormal, (b) características eletromagnéticas do plasma.

Fonte: Principles of Plasma Discharges and Materials Processing,
LIEBERMAN e LICHTENBERG (2005) adaptado por PAVANATI
(2005).

As espécies ionizadas por sua vez são aceleradas em direção ao
cátodo podendo causar a implantação iônica, a emissão de elétrons
secundários, pulverização, transferência de energia cinética com
átomos/moléculas e diversos outros tipos de transferência de energia entre
gás-sólido. Estes fenômenos são esquematizados na Figura 3.
36

Figura 3 -Simplificação das interações entre cátodo e gás.

Fonte: BERNARDELLI (2011)

O bombardeamento do cátodo pelas espécies rápidas do gás (íons
e neutros rápidos) provoca uma série de reações na superfície da peça. A
emissão de elétrons secundários é uma das mais importantes
consequências deste bombardeamento. Outra reação importante é a
ejeção de átomos da superfície do cátodo conhecido como pulverização
catódica ou sputtering. O processo colisional de íons ou espécies neutras
rápidas com os átomos do cátodo pode ser tratado como uma série de
colisões binárias. A espécie energética, ao se chocar com o cátodo,
transfere momento aos átomos da superfície. O átomo que recebeu a
colisão primária transfere momento aos vizinhos e estes, por sua vez, aos
átomos mais próximos, sendo este fenômeno conhecido como cascata
colisional (CHAPMAN, 1980). Nesta sequência de colisões um átomo
pode ser ejetado (pulverização catódica) ou a energia pode ser transferida
gradualmente para o interior sendo então dissipada, produzindo o
aquecimento do cátodo.
Outras reações, não menos importantes, podem ocorrer devido ao
bombardeamento de espécies energéticas. Dentre várias pode-se citar a
implantação da espécie no interior do material e o rearranjo estrutural,
que podem causar o aumento da densidade de defeitos cristalinos e
alterações na estequiometria do material.

2.2.1 Sistemas De Plasma Pulsados

As fontes de tensão pulsada constituem uma chave na tecnologia
de nitretação por descarga DC por oferecerem as seguintes vantagens
(GALERIE, 2002; GUIBERTEAU et al., 1997):
• Melhoria na estabilidade da descarga, evitando a
passagem acidental ao regime de arco, que causa
sobreaquecimento localizado, podendo danificar o cátodo;
• Permite alterar a temperatura do tratamento com o ajuste
da razão cíclica sem modificar as características gerais do
fluído ionizado;
• Permite uma melhor penetração das descargas em peças
com geometria complexa.
Estes geradores são capazes de fornecer correntes cuja frequência
varia entre 50 e 30000 Hz e razões cíclicas de 0,1 a 0,95. A razão cíclica
(RC) é definida pela fração de tempo ligado em relação ao tempo total deum pulso:

𝑅𝐶 =
𝑡𝑙𝑖𝑔𝑎𝑑𝑜
𝑡𝑡𝑜𝑡𝑎𝑙
⁄ (5)

NITRETAÇÃO A PLASMA

Tratamentos termoquímicos a plasma podem ser realizados
utilizando atmosferas ricas no elemento a ser difundido. Para a nitretação
a plasma atmosferas contendo em N2 são usualmente utilizadas.
A nitretação a plasma apresenta uma série de vantagens em relação
aos processos realizados a gás e em banho de sal (BELL; SUN; SUHADI,
2000; EDENHOFER, 1974). Menores tempos de tratamento, maior
controle de processo e menor impacto ambiental tornam a tecnologia
atraente para o endurecimento superficial de inúmeros tipos de ligas.
Os parâmetros de nitretação em plasma pulsado são inúmeros e,
devido à natureza do plasma e dos diferentes aparatos experimentais,
complexos de serem avaliados. Por ser um processo predominantemente
difusivo os estudos realizados avaliam principalmente:
• mistura gasosa (DE LAS HERAS et al., 2017;
LEPIENSKI et al., 2008; SKONIESKI, 2008);
• tempo de tratamento (FOSSATI et al., 2006;
MOSKALIOVIENE et al., 2011; WANG; JI; SUN,
2006);
• temperatura de tratamento (BORGIOLI et al., 2005;
BÔRTOLI; VITOI; FRANCO JR, 2012; MANOVA et
al., 2013).
Estes três parâmetros alteram diretamente propriedades do
transporte de massa em sólidos que são descritas pelas equações de Fick.
A diferença de potencial químico imposta por misturas gasosas ricas em
nitrogênio serve como como força motriz, como mostra a primeira lei:

𝑗𝑁 = −𝐷𝑁.
𝑑𝐶𝑁
𝑑𝑥⁄ (6)

Onde jN (átomos/cm².s) é o fluxo de massa de nitrogênio, CN
(átomos/cm³) é a concentração de nitrogênio e DN (cm²/s) a difusividade
intrínseca do nitrogênio, dependente da temperatura segundo a seguinte
equação de Arrhenius:

𝐷𝑁 = 𝐷𝑁0. 𝑒
−𝑄
𝑅𝑇 (7)

Onde DN0 é o coeficiente de difusão do nitrogênio quando a
temperatura tende ao infinito, que para uma matriz de ferro austenítico
39

tem o valor de 0,0034 (cm²/s), Q é a energia de ativação que é de 34600
(cal/mol), R é a constante de gases e T é a temperatura em Kelvin.
Para regime transiente, a segunda lei de Fick em sua forma
diferencial (Equação 8), descreve a concentração de nitrogênio em função
do tempo e da distância de uma superfície inicial com concentração
constante.

𝜕𝐶𝑁
𝜕𝑡
=
𝜕
𝜕𝑥
(𝐷
𝜕𝐶𝑁
𝜕𝑥
) (8)

A solução para a Equação 8, proposta por Grube (Equação 9),
considera que o coeficiente de difusão não depende da posição ou da
concentração e que a concentração é constante na superfície, utiliza uma
função de erro que possui valores tabelados (REED-HILL, 1982).

𝐶𝑠−𝐶𝑥
𝐶𝑠−𝐶0
= 𝑒𝑟𝑓 (
𝑥
2√𝐷𝑡
) (9)

Na sequência, veremos que a solução fornecida na Equação 9 não
é a melhor solução para o tipo de perfil de difusão obtido, mas é o
suficiente para ilustrar os conceitos a seguir.
Além dos aspectos de transporte de massa em sólidos, outros
parâmetros podem alterar o comportamento do plasma e por
consequência do transporte de massa de nitrogênio. Sendo assim a
pressão, tensão aplicada e as características do pulso elétrico também
podem ser utilizadas para o controle do processamento. De uma forma
ampla, a disposição desses parâmetros influencia na:
• Distribuição de espécies ionizadas presente no plasma;
• Densidade de íons do plasma;
• Arquitetura da descarga luminescente;
• Temperatura do cátodo;
• Taxa de pulverização catódica;
• Energia das espécies rápidas.

PARÂMETROS DE NITRETAÇÃO

Como mostrado na seção anterior outros parâmetros de processo
têm influência na característica do plasma e, por consequência disso, nas
características da camada formada. Neste trabalho os parâmetros variados
foram:
• Pressão;
• Tensão aplicada;
• Razão cíclica.
Para compreensão da influência destes parâmetros, alguns modelos
e conceitos serão apresentados.
Inicialmente é necessário o conceito de livre caminho médio. Para
um gás que se encontra numa câmara em vácuo existe uma diminuição
do encontro entre as moléculas do gás devido a menor quantidade de
moléculas presentes no volume, quando comparado a um gás a pressão
atmosférica,. O livre caminho médio torna-se uma propriedade do gás
importante para técnicas que aconteçam em vácuo, pois o comportamento
de um gás rarefeito pode ser viscoso ou molecular. Ou seja, quando mais
rarefeito menos as moléculas passam a interagir entre si, até um momento
que a interação moléculas-paredes passa a ser principal (BINDER, 2017).

𝜆 =
𝑇
𝜉2𝑃
2,33. 10−20 (10)

A expressão 10 correlaciona o livre caminho médio,  (cm), com
temperatura, T (K), pressão, P (torr), e diâmetro da partícula,  (cm). Na
Equação 10 temos que a pressão é inversamente proporcional ao livre
caminho médio das espécies presentes. Para a faixa de pressão
usualmente utilizada em tratamentos termoquímicos obtém-se livres
caminhos médios que vão de frações a dezenas de micrômetros, portanto,
ainda sob regime viscoso.
A pressão utilizada também tem relação direta com a espessura da
bainha catódica, região onde ocorrerão grande parte das reações com
grande impacto no tratamento (CARDOSO, 2003). As Equações 11 e 12
relacionam a pressão com a espessura da bainha catódica para nitrogênio
e hidrogênio (LIEBERMAN; LICHTENBERG, 2005) .

𝑃. 𝑑 = 0,42 𝑡𝑜𝑟𝑟. 𝑐𝑚 (𝑁2) (11)

𝑃. 𝑑 = 0,9 𝑡𝑜𝑟𝑟. 𝑐𝑚 (𝐻2) (12)

Para as misturas gasosas e pressões utilizada nos tratamentos a
plasma a bainha catódica apresenta espessura, d, na faixa de 0,1cm à 3cm.
Já a tensão aplicada sob o cátodo tem como principal efeito o
aumento da densidade de íons, pois implica em uma maior emissão de
elétrons, que por consequência aumentam o número de colisões que
geram íons ao fim da bainha catódica. Além disto BUDTZ-JØRGENSEN
(2001) demonstra que para o aumento da tensão aplicada há diminuição
da bainha catódica de forma a manter as propriedades de equilíbrio do
plasma (CHAPMAN, 1980).
Para uma mesma pressão, mistura gasosa e razão cíclica, RIE,
MENTHE e WÖHLE (1998) demonstraram, a partir de espectroscopia
ótica, que a intensidade dos principais íons formados durante um
tratamento de cementação evolui de forma aproximadamente exponencial
de acordo com o aumento da tensão aplicada entre os eletrodos (Figura
4). Isto nos permite assumir que a variação da tensão tem influência direta
com a taxa de ionização do plasma.

Figura 4 - Influência da variação de tensão aplicada nas espécies ativas de um
tratamento de cementação

Fonte: RIE; MENTHE; WÖHLE (1998)

A espessura da bainha catódica, o livre caminho médio e a tensão
aplicada podem ser correlacionados como na Equação 13, onde C é uma
constante e a Ei é a energia do íon ao fim da bainha catódica (PAVANATI,
2005).

𝐸𝑖 = 𝐶.
𝑉.
𝑑
(13)

Esta equação, de forma simplificada, permite a compreensão do
quão relacionadoestão os parâmetros de pressão e tensão aplicada.
Sabendo que o livre caminho médio para as faixas de pressão e tensão
aplicadas é da ordem de 10-3 a 10-4 o tamanho da bainha catódica, temos
que os íons sofrerão colisões durante a bainha catódica, alterando a sua
energia cinética nas colisões. Nessas colisões entre íons e átomos neutros
podem ocorrer a troca de carga ou a troca de energia cinética, o que gera
os chamados neutros rápidos (Equação 14). Muitos autores se dedicaram
ao estudo das espécies geradas no plasma, incluindo a influência delas em
tratamentos termoquímicos (QUANDT, 2002).

𝐴𝑟
+ + 𝐴𝑙 → 𝐴𝑟 + 𝐴𝑙
+ (14)

Para as descargas que funcionam em regime pulsado a frequência
e a fração de tempo em que a descarga fica ligada/desligada (ou razão
cíclica) inserem outras variáveis no processo de nitretação.
A razão cíclica tem influência no tempo onde há disponibilidade
de partículas ionizadas, ao mesmo passo que impede arcos e mantêm a
temperatura. Sabe-se que variando a razão cíclica pode-se diminuir
drasticamente a cinética de nitretação devido a tempos altos de pulso
desligado, implicando em um tempo real de nitretação reduzido e em uma
menor intensidade de partículas ionizadas e excitadas.
RIE, MENTHE e WÖHLE (1998) mostraram que para tempos de
pulso desligado fixos, Figura 5, o aumento do tempo ligado, alterando
assim a frequência do pulso, tem impacto linear na formação de espécies
devido ao aumento do tempo real de tratamento. Enquanto o aumento do
tempo desligado faz com que as espécies percam intensidade (Figura 6).
Os resultados da Figura 6 corroboraram com estudos em pós-
descarga, em que as espécies têm decaimento aproximadamente
exponencial com o aumento do tempo de plasma desligado (ALVES JR;
RODRIGUES; MARTINELLI, 1999). Segundo estudos anteriores as
espécies excitadas possuem tempo de vida de alguns milisegundos
enquanto que as espécies ionizadas têm impacto superior na sua
intensidade, decaindo para cerca de 10% da intensidade inicial após 100
microsegundos (ALVES JR; RODRIGUES; MARTINELLI, 1999;
PETITJEAN; RICARD, 1984).

Figura 5 - Influência do tempo de pulso ligado na intensidade de emissão
ótica das espécies formadas.

Fonte: RIE; MENTHE; WÖHLE (1998)

Figura 6 - Influência do tempo de pulso desligado na intensidade de emissão
ótica das espécies formadas.

Fonte: RIE; MENTHE; WÖHLE (1998)

NITRETAÇÃO DE AÇOS INOX AUSTENÍTICOS

Assim como as ligas de aços tradicionais, os aços inoxidáveis
quando tratados a temperaturas convencionais, acima de 500 °C,
apresentam arquitetura da camada similar às dos aços ao carbono. Onde
temos a formação de uma camada de compostos cerâmicos, também
chamada de camada branca, na parte mais externa, seguida de uma região
de difusão onde o nitrogênio se encontra na forma de precipitados em uma
matriz com seus interstícios saturados em nitrogênio.
Trabalhos como de OZBAYSAL e INAL (1986) e dos REIS,
MALISKA e BORGES (2008) realizados sobre aços inoxidáveis
mostram a semelhança da arquitetura das camadas de aço inoxidável
nitretadas com as dos aços comuns (Figura 7 e Figura 8).
Destaca-se aqui que, devido à alta quantidade de cromo nas ligas
e a maior afinidade do nitrogênio com o cromo quando comparado ao
ferro, aconteça uma forte precipitação de nitretos de cromo, além da
precipitação dos nitretos de ferro já bastante explorados na literatura, ’ e
.

Figura 7 - Microestrutura típica de ligas de aço nitretadas.

Fonte: Adaptado de LAMIM (2016)

Figura 8 - Microestrutura típica de ligas de aço inoxidável nitretadas em
temperaturas convencionais.

Fonte: Adaptado de MONTEIRO et al. (2017).

Os tratamentos realizados a estas temperaturas têm como objetivo,
assim como a maioria dos tratamentos termoquímicos, melhorar as
propriedades tribológicas dos aços inoxidáveis, principalmente dos
inoxidáveis austeníticos, que devido à alta ductilidade possuem desgaste
adesivo acentuado (LIANG et al., 2000). Porém a formação de nitretos de
cromo seguida da depleção da matriz em cromo tem efeito negativo na
resistência à corrosão, apresentando mecanismo semelhante a
sensitização, onde a resistência química das regiões com teor de cromo
abaixo de 10,5 wt% é drasticamente diminuída (BORGIOLI et al., 2005;
CARDOSO; MAFRA; BRUNATTO, 2016).
Como solução alternativa aos tratamentos a alta temperatura foram
desenvolvidos os tratamentos a baixa temperatura, apresentados
primeiramente por ZHANG e BELL (1985). Utilizando temperaturas
inferiores a 450 °C, estes pesquisadores conseguiram gerar camadas
endurecidas isentas de nitretos e com alto teor de nitrogênio dissolvido
intersticialmente chamadas de austenita expandida (Figura 9).
Após isto, inúmeros pesquisadores se dedicaram ao entendimento
do mecanismo e do processamento a baixas temperaturas. É unanime que
o principal fator inibidor da precipitação de nitretos é a temperatura, pois
para acontecer a supersaturação em nitrogênio é necessário permitir ao
nitrogênio difusividade intersticial suficiente para penetrar na superfície
ao mesmo tempo que a difusividade dos átomos da rede cristalina,
CrN / Nitretos de
Ferro
(N) Intersticial
Precipitados de
nitretos
46

principalmente o cromo, seja suficientemente baixa para evitar a
nucleação de precipitados.

Figura 9 - Microestrutura típica de aços inoxidáveis austeníticos nitretados a
baixa temperatura.

Fonte: Adaptado de FERNANDES et al. (2016).

Apesar de inúmeros trabalhos a temperatura ótima para que se
coíba a precipitação de nitretos varia de acordo com características do
processo, mas sabe-se estar contida na faixa de 400 °C à 450 °C.
Atualmente os tratamentos termoquímicos focados na obtenção de
fases expandidas podem ser encontrados industrialmente, sendo o mais
comum a nitretação a plasma. Na Tabela 2 são apresentadas algumas
alternativas industriais registradas até 2010 para obtenção de fases
expandidas (DONG, 2010).

Tabela 2 - Processos industriais para obtenção de austenita expandida.

Nome
comercial
Processo Propriedade de
Kolsterising carbonetação Bodycote,EUA
Nivox carbonetação a plasma Nitruvid,França
Expanite nitretação/carbonetação a gás Expanite A/S, Dinamarca
NV-Pionite carbonetação a gás Air Water ltd, Japão
Swagelok carbonetação a gás Swagelok,EUA
Palsonite nitretação a banho de sais Nibin Parkerising, Japão
Solnit nitretação a gás em alta
temperatura
Ipsen, Alemanha
Fonte: Adaptado de DONG (2010).
47

CARACTERISTICAS DA AUSTENITA EXPANDIDA

A fase formada através de tratamento a baixa temperatura é
conhecida como austenita expandida, também relatada como fase S, fase
m ou apenas γn (BUHAGIAR, 2010). Os primeiros estudos foram
realizados por ZHANG e BELL (1985) e ICHII et al. (1986),
demonstrando que a austenita supersaturada em nitrogênio era capaz de
manter as propriedades de resistência à corrosão originais dos aços
inoxidáveis aliadas a respostas tribológicas superiores.
A fase, considerada metaestável, pode ser obtida através de
diferentes técnicas de nitretação e carbonetação (CASTELETTI; NETO;
TOTTEN, 2014), e tem como principal característica a grande quantidade
de solutos intersticiais acompanhada pela expansão da célula unitária.
Essa expansão da célula unitária, que pode ser calculada através da
Equação 15, pode ser observada claramente através de difração de raios
X, observa-seos picos originais deslocados para ângulos menores (Figura
10).

%𝑒𝑥𝑝 = (
𝑎𝑡−𝑎0
𝑎0
) 𝑥 100 (15)

Figura 10 - Difratograma característico da austenita expandida.

Fonte: Adaptado de BELL (2002).

A expansão calculada na Equação 15, através do parâmetro de rede
inicial, a0 e após tratamento, at pode atingir valores superiores à 10%, em
volume da célula unitária, isso é equivalente a cerca de 30% do volume
inicial. Devido a esta grande variação de volume as camadas de austenita
48

apresentam grandes níveis de tensão residual compressiva e deformação
(CHRISTIANSEN; HUMMELSHØJ; SOMERS, 2010). Isto implica em
alterações na estrutura cristalográficas difíceis de ser interpretadas.
Diferentes tipos de célula unitária já foram propostos
principalmente devido à expansão mais elevada para a família de planos
{200}(LO; SHEK; LAI, 2009). FEWELL et al., (2000b)simulou
diferentes estruturas cristalográficas e as comparou com certos
experimentos, obtendo um melhor ajuste para uma estrutura triclínica de
face centrada, com uma distorção  dos ângulos da célula. MARCHEV et
al., (1999) sugere uma estrutura tetragonal de corpo centrado enquanto
BACCI et al. (2001) e MENTHE e RIE (1999), sugerem que uma
estrutura em paraequilibrio tetragonal de face centrada se formaria.
Estudos mais recentes apontam para uma estrutura CFC
anisotrópica, causada pelo alto número de falhas de empilhamento e
tensões residuais preferenciais na direção [200] (BRINK et al., 2017;
CHRISTIANSEN; SOMERS, 2004; XU et al., 2003).
Os átomos de nitrogênio possuem raio atômico de
aproximadamente 0,056 nm, sendo levemente maiores que os sítios
intersticiais octaédricos da austenita que são de 0,053 nm (LUO; YANG,
2015). A semelhança de tamanhos e o fato de que os sítios tetraédricos
possuírem cerca de metade do raio dos octaédricos leva os pesquisadores
a assumirem que o nitrogênio difunda prioritariamente através dos
interstícios octaédricos (ABRASONIS et al., 2005; CHRISTIANSEN;
SOMERS, 2006b).
Teores de nitrogênio intersticial entre 15 at% e 40 at% são
observados em maior frequência. Considerando que uma célula unitária
CFC possui 4 átomos na rede e 4 sítios octaédricos, para uma saturação
de 50 at% teríamos todos os sítios octaédricos ocupados.
CZERWIEC; RENEVIER; MICHEL (2000) e PICARD et al.,
(2001) apontam para uma relação linear entre a quantidade de nitrogênio
na austenita e a expansão do parâmetro de rede, considerando que a
estrutura continue CFC.

𝑎𝑁 = 𝑎0 + 𝛼𝐶𝑁 (16)

Onde aN é o parâmetro de rede da austenita expandida, a0 o
parâmetro de rede sem tratamento, CN a concentração de nitrogênio e  a
constante de Vegard que equivale a 0,0078Å para N at%.
Atualmente, dois modelos complementares descrevem a forma
com que o nitrogênio difunde na austenita e atinge valores fora do
49

equilíbrio. O primeiro é o modelo de difusão apresentado anteriormente
onde a Equação 8 tem como solução o modelo proposto por Boltzmann-
Matano que considera que D é dependente da concentração local
(MÄNDL; RAUSCHENBACH, 2002), e o segundo é o modelo
apresentado por PARASCANDOLA et al. (2000) de trapping-
detrapping.
O modelo de trapping-detrapping assume que o nitrogênio,
inicialmente, difunda para posições intersticiais específicas de forma a
interagir eletronicamente com átomos de cromo. Esta interação entre
nitrogênio-cromo leva à supersaturação da matriz em nitrogênio, de forma
que localmente os átomos de cromo e nitrogênio se encontrem em pares
fazendo com que a liga atinja valores entre 17 at% e 20 at%.
Junto desta supersaturação o processo difusivo é facilitado pela
deformação da estrutura cristalina, ou seja, a deformação causada pelo
nitrogênio já difundido aumenta a velocidade de difusão do nitrogênio até
cerca de 40% (Figura 11). Após isto o coeficiente de difusão local diminui
devido a menor probabilidade de encontrar um sítio intersticial vago.

Figura 11 - Dependência do coeficiente de difusão do nitrogênio com a
concentração.

Fonte: CHRISTIANSEN et al. (2008).
50

Figura 12 - Comparação entre o modelo de Boltzmann-Matano com o modelo
que considera o fenômeno trapping-detrapping.

Fonte: CHRISTIANSEN et al. (2008).

A utilização dos dois modelos juntos permite uma boa
aproximação dos perfis de composição encontrados para a nitretação à
baixa temperatura. Entretanto, outras variáveis como a rotação dos grãos,
influência da tensão e de defeitos tornam complexo o modelamento da
formação das camadas de austenita expandida. Sendo assim, um maior
aprofundamento nos mecanismos pode ser encontrado na literatura
(CHRISTIANSEN; SOMERS, 2008; MÖLLER et al., 2001;
MOSKALIOVIENE; GALDIKAS, 2012; TEMPLIER et al., 2010).
51

3 PROCEDIMENTO EXPERIMENTAL

Este estudo pretende, através da variação de parâmetros de
nitretação, produzir diferentes camadas de austenita expandida em um aço
316L. As amostras serão processadas e caracterizadas seguindo as etapas
mostradas na Figura 13.
Os parâmetros de processamento variados neste estudo foram:
tensão aplicada, razão cíclica e pressão. As variáveis de resposta avaliadas
através das caracterizações serão: parâmetro de rede, espessura de camada
e teor máximo de nitrogênio na superfície.

Figura 13 - Síntese do Procedimento Experimental.

Fonte:Autor.
52

MATERIAIS

As amostras utilizadas no estudo serão de AISI 316L que, segundo
a norma ASTM A276, possuem composição mostrada na Tabela 3. As
composições obtidas pelas técnicas de espectroscopia ótica de descarga
luminescente (GDOES) e espectroscopia de energia dispersiva (EDS) são
fornecidas na mesma tabela.

Tabela 3 - Composição química em at%.

C Si Mn P S
Norma
ASTM
Máx. 0,03 Máx.
1,0
Máx.
2,00
Máx.
0,045
Máx.
0,030
EDS -- -- 1,5±0,6 -- --
GDOES 0,04±0,01 0,4±0,1 1,3±0,1 0,03±0,01 0,03±0,01
Cr Ni Mo Fe
Norma
ASTM
16,0 -
18,0
10,0 -
14,0
2,0 - 3,0 bal
EDS 16,9±1 11,5±2 2,7±0,5 69±2
GDOES 15±1,5 9,7±0,5 1,7±0,7 71±1,5
Fonte: Autor e ASTM INTERNATIONAL (2017).

Tabela 4 - Outros elementos encontrados na análise por GDOES (at%).

W Co Cu V
GDOES 0,141 0,117 0,137 0,063
Fonte: Autor.

Esta liga de aço inoxidável austenítico foi escolhida pois é
largamente utilizada industrialmente, sendo de fácil obtenção. Por tal
motivo, muitos dos estudos de grande impacto utilizaram a mesma liga
(CZERWIEC; RENEVIER; MICHEL, 2000; FEWELL et al., 2000a;
MOSKALIOVIENE et al., 2011).
Segundo TSUJIKAWA et al., (2007) a presença de molibdênio
catalisa o processo de carbonetação à 400°C, tornando mais interessante
a escolha da composição quando comparada aos aços 304, assim como o
53

baixo teor de carbono permite observar o efeito do nitrogênio e evitar a
formação de camadas duplas, devido ao acúmulo de carbono
composicional empurrado pelo nitrogênio difundido (CZERWIEC et al.,
2006).
Na Figura 14 pode-se observar o difratograma de raios X da
amostra, onde são indicados os picos referentes aos planos. O parâmetro
de rede calculado é de 3,591±0,005.

Figura 14 - Difratograma do aço AISI 316L.

Fonte: Autor.

A Figura 15, por sua vez, mostra a micrografia do aço em sua seção
transversal e longitudinal, indicando que o material passou por
processamento mecânico, o que é evidenciado nas bandas de deformação
na seçãolongitudinal. Medidas de microdureza Vickers fornecem valores
de 220±30 HV, valor de dureza ligeiramente superior aos reportados em
fichas técnicas, provavelmente resultado de deformação a frio e do
tamanho de grão reduzido.
Além disso a grande quantidade de defeitos, induzidos pelo
processo de conformação e grãos reduzidos tem efeito positivo na cinética
de nitretação a baixas temperaturas (BOTTOLI, 2015; MANOVA et al.,
2007).

Figura 15 - Micrografias do aço AISI 316L utilizado, seção (a) transversal -
1000x e (b) longitudinal-500x. Reagente: ácido clorídrico saturado em ácido
pícrico.

Fonte: Autor.

(a)
(b)
55

PREPARAÇÃO DAS AMOSTRAS

A partir de barras de perfil circular foram confeccionadas amostras
de 4 mm±1,2 mm de altura e diâmetro de 15,8 mm utilizando-se uma
cortadeira do tipo cut-off. Posteriormente as amostras foram preparadas
segundo o seguinte procedimento manual, de forma a garantir rugosidade
almejada e evitar formação de martensita por deformação:
• Lixamento nas lixas: 120#, 220#, 320#, 400#, 600# e
1200#;
• Pré-polimento com diamante monocristalino em 6μm,
3μm com pano tecido de poliéster;
• Polimento com diamante monocristalino em 1μm em pano
sintético de pelo curto.
As amostras passaram por ciclos de limpeza em ultrassom com
álcool etílico entre cada fase do polimento e, após isto, tiveram sua
rugosidade analisada por interferometria ótica para garantir parâmetros
de superfície abaixo dos limites contidos na Tabela 5. A definição dos
parâmetros apresentados pode ser encontrada em STOUT (1981).

Tabela 5 -Valores de parâmetros de superfície mínimos pré-tratamento.

Parâmetro Valor
Sk <15nm
Spk <5nm
Svk <5nm
Sa <10nm
Sq <8nm
Sds >0,003 1/μm²
Sdq <0,002
Fonte: Autor.

APARATO EXPERIMENTAL

As amostras foram processadas em reator com configuração
similar à ilustrada na Figura 16. As amostras foram tratadas em cátodo
junto da amostra de referência, usado para medir temperatura através de
um termopar tipo K (alma de chromel-alumel / luva de Inconel 600).
Termopar e amostra de referência são isolados eletricamente por uma
peça cerâmica cilíndrica com menos de 1mm de parede.
A configuração do reator possui duas fontes de energia, uma para
obtenção do plasma e outra para aquecimento por irradiação. Elas
possuem as seguintes características:
• Fonte do Plasma: fonte de corrente direta pulsada, de
frequência 4 kHz (pulso de 250 μs), razão cíclica máxima
de 0,96, tensão aplicada de 300,400,500,600 ou 700 V.
Medidor de tensão média aplicada (V), tensão máxima
aplicada (V) e corrente (A).
• Fonte de Aquecimento Auxiliar: fonte de corrente
pulsada controlada pela potência ou pela temperatura do
termostato que é ligada a fitas de molibdênio instaladas
dentro do reator, tais fitas aquecem por efeito Joule, e
considera-se que fornecem energia para a câmara do
reator apenas por irradiação, devido à baixa pressão.
As amostras foram dispostas no cátodo segundo a Tabela 6, onde
a posição ‘y3’ é sempre ocupada pela amostra de referência e a posição
‘z2’ é vizinha da conexão elétrica do cátodo. Uma distância de ao menos
20 mm é deixada entre a borda do cátodo e amostras.

Tabela 6 - Distribuição das amostras no cátodo.

x y z
1 x1 y1 z1
2 x2 y2 z2
3 x3
y3
termopar
z3
Fonte: Autor.
57

Figura 16 - Configuração do reator.

Fonte: LAMIM (2016).

PARÂMETROS FIXOS

A Tabela 7 demonstra os parâmetros fixos para nitretação. O
tratamento termoquímico terá três etapas diferentes, a primeira de pré-
aquecimento, seguida da limpeza e por último a nitretação.

Tabela 7 - Parâmetros fixos de processamento.

Etapa Parâmetro Valor
Pré-Aquecimento
Temperatura 20 °C à 150 °C
Mistura gasosa
75% H2 – 20%Ar –
5% N2
Tempo 1 hora
Pressão 3 Torr
Tensão aplicada 300V
Taxa do Aquecimento
resistivo
2°C/min
Limpeza de
Superfície
Temperatura 380 °C à 400 °C
Mistura gasosa 30% H2 – 70% Ar
Tempo em aquecimento 30 min
Pressão 2 Torr
Taxa do Aquecimento
resistivo
8°C/minuto
Tensão Aplicada 600V
Tempo em patamar 0,5 horas
Nitretação
Temperatura de
nitretação
400°C
Mistura Gasosa de
nitretação
80% N2 – 20% H2
Tempo de nitretação 6 horas
Aquecimento resistivo 400 °C
Tempo de Residência 43,5 segundos
Área Catódica 397,5 cm²

A fase de pré-aquecimento, além de dar início ao aquecimento do
reator de forma mais branda, tem como intuito a degasagem e a limpeza
de compostos orgânicos presentes no reator. A leve adição de nitrogênio
serve para extração de impurezas que contêm carbono (AHMADI;
CZERWIEC, 2008).
A segunda etapa, de limpeza, tem como função principal a quebra
da camada de óxido de cromo presente nos aços inoxidáveis. Sendo
59

assim, nesta etapa é interessante o aumento da energia das partículas
aceleradas, o que justifica o aumento da tensão aplicada (PAVANATI,
2005). Assim como a composição da atmosfera, sendo o argônio utilizado
por possuir maior peso atômico e o hidrogênio por ser mais reativo (DOS
REIS; NEIDERT, 2011).
Por fim, a nitretação, realizada a 400°C para todos os ciclos, vale
lembrar que esta temperatura é controlada e homogênea devido à energia
transferida pela irradiação das resistências auxiliares. Devido a este fato,
a temperatura que o plasma, por si só, é capaz de fornecer ao cátodo será
necessariamente menor que 400°C e variável para as combinações de
parâmetros.

PARÂMETROS VARIÁVEIS

Como já citado anteriormente, as variáveis que serão avaliadas são:
• Tensão aplicada: 300 V, 400 V, 500 V e 600 V;
• Razão Cíclica: 0,15, 0,30, 0,45, 0,6;
• Pressão: 0,5 Torr, 1 Torr, 2 Torr e 3 Torr.
Tais variáveis foram escolhidas em faixas típicas de operação,
porém certas combinações são inviáveis para a geometria e tamanho do
reator. Foi realizado uma varredura de todos os pontos em busca dos
pontos viáveis, que devem respeitar os seguintes requisitos:
• Manter a descarga em regime luminescente anormal;
• Não aquecer a amostra a temperaturas superiores de
390°C;
• Não apresentar instabilidades na descarga como arcos e
cátodos ocos nas partes do reator.
A Figura 17 mostra os pontos onde há viabilidade experimental.
Dentre as 64 combinações de tensão aplicada, pressão e razão cíclica, 16
não são viáveis por não atenderem aos requisitos apresentados acima.

Figura 17 - Projeção das combinações viáveis para tratamento.

Fonte: Autor.

PLANEJAMENTO EXPERIMENTAL

Inicialmente o trabalho foi pensado como um experimento fatorial,
onde n são o número de níveis das variáveis de entrada k. O plano fatorial
completo, segundo as variáveis demostradas na seção anterior, é dado por:

𝑛𝑘 = 43 = 64 (17)

Sabendo-se que, nem todas combinações são viáveis, e que seria
impraticável realizar 64 ciclos e caracterizar 512 amostras, um estudo
fatorial parcial torna-se necessário.
Segundo MONTGOMERY (2001) e GIRAULT e DUGUÉ (1969)
é possível realizar planejamento fatoriais em ordens menores, sem que
haja perda substancial de informações. Para isto é necessário a escolha
correta dos níveis e dos pontos a serem experimentados. Existem algumas
formas de reduzir o número de experimentos sem que haja efeito deletério
na análise dos resultados. GIRAULT e DUGUÉ (1969) apresentam a
técnica delineamento atravésde quadrados latinos, que permite a redução
de ensaios para 16, escolhendo pontos equidistantes.
61

A escolha dos pontos dessa forma vai de encontro ao objetivo do
trabalho, permitindo combinações de parâmetros mais distribuídas dentro
das combinações possíveis, aumentando a chance de obtenção de
respostas diferentes e podendo prover informações básicas sobre a
influência dos parâmetros.
Os experimentos da Tabela 8 foram obtidos através do
delineamento anteriormente citado. Esta combinação conteve a menor
quantia de pontos inviáveis, fornecendo quatorze combinações de
ensaios.

Tabela 8 - Combinações de experimentos segundo delineamento por
quadrados latinos.

Pressão
(torr)
Tap (V) RC (%) Legenda
0,5 300 15 0,5-300-15
0,5 400 30 0,5-400-30
0,5 500 45 0,5-500-45
0,5 600 60 0,5-600-60
1 300 60 1-300-60
1 400 15 1-400-15
1 500 30 1-500-30
1 600 45 1-600-45
2 300 45 2-300-45
2 400 60 2-400-60
2 500 15 2-500-15
3 300 30 3-300-30
3 400 45 3-400-45
3 600 15 3-600-15
Fonte: Autor.

MÉTODOS DE CARACTERIZAÇÃO

A tabela a seguir prevê para cada experimento, a quantia de
medidas, suas posições no cátodo (Tabela 6) e as técnicas utilizadas
para a caracterização das amostras. Nas subseções a seguir são
apresentadas as técnicas, sua disponibilidade, e as principais
informações que se busca obter.

Tabela 9 - Descrição das caracterizações para um experimento.

Técnica Amostras (por posição)
x1 x2 x3 y1 y2 z1 z2 z3
MO x x x x x x x x
DRX x x

MDV x x x x x x x x
MEV/EDS x x x x
DRXr x
MEV/EDS x
MO x
Fonte: Autor.

A escolha desta distribuição de medidas tem como objetivo:
• Mitigar efeitos ligados a posição das amostras;
• Evitar uso excessivo das técnicas mais sofisticadas;
• Evitar aquisição excessiva de dados;
• Submeter a análises destrutivas o menor número
possível de amostras, deixando amostras para outros
possíveis estudos.

3.7.1 Preparação Metalográfica do Corte Transversal

Para a realização das caracterizações da secção transversal é
necessária a manutenção da integridade das camadas nitretadas e da
planicidade nas bordas. Para isto as amostras foram seccionadas em
cortadeira de precisão modelo Isomet4000, com velocidade de avanço 1,7
mm/s e de corte 3000rpm utilizando disco adiamantado.
63

Após a secção as amostras foram embutidas em embutidora
automática, modelo Struers CitoPress-1, em uma mistura de resina de alta
dureza e condutora na ordem de 1:3, de forma a facilitar a observação em
MEV e evitar o arredondamento de borda.
A planicidade e refletividade das amostras serão garantidas pela
preparação em politriz automática, modelo Struers TegraPol-21. Nesta
etapa a pressão aplicada foi reduzida de forma a evitar transformações
martensíticas induzidas por deformações intensas.
Para a revelação da microestrutura foram testados os reagentes
Marble, Behara II e ácído clorídrico saturado com ácido pícrico. Para a
determinação da espessura da camada de difusão o reagente Behara II
apresentou melhores resultados.

3.7.2 Microscopia Ótica

Micrografias da superfície pós-tratamento foram obtidas através de
microscopia óptica, utilizando o microscópio Leica – DM 4000 M com
câmera digital acoplada (Leica DC 300). As imagens da superfície foram
adquiridas na borda e centro das amostras, em campo claro e em luz
polarizada e com interferência.
As imagens de corte transversal foram adquiridas em microscópio
Leica DM 4000 MLED que possui software disponível para medição da
espessura da camada em aumentos de 1500x.

3.7.3 Microscopia Eletrônica de Varredura

A caracterização da superfície e secção transversal das amostras
foram realizadas em microscópio eletrônico de varredura (MEV), modelo
Tescan Vega3 utilizando filamento de tungstênio. As imagens da
superfície foram obtidas em aumentos de 3.000, 6.000, 9.000 vezes a
10kV e a secção transversal em aumentos de 15.000 vezes também com
aceleração de 10kV, ambas se utilizando o detector de elétrons
secundários (SE) para dar ênfase à modificação superficial e formação da
camada nitretadas e do detector de elétrons retroespalhados (BSE) para
fins exploratórios.
Acoplado ao MEV, há um espectrômetro de raios X por energia
dispersiva capaz de realizar análises químicas semiquantitativas. Medidas
de topo foram realizadas para avaliar a composição superficial. Também
para as análises químicas foi utilizado uma aceleração de feixe de 10kV.
64

Para todas as análises foram fixados os seguintes elementos: ferro, cromo,
níquel, manganês, molibdênio e nitrogênio. Simulações de Monte-Carlo
realizadas em Ferro por GOLDSTEIN et al. (1992) demonstram que para
essa aceleração o volume de interação é menor que 0,4 µm de diâmetro.

3.7.4 Difração de Raios X

A análise estrutural das camadas nitretadas foi realizada através da
difração de raios X com geometria Bragg-Brentano e por incidência
rasante, ambas com radiação Kα do cobre. A faixa de varredura para
geometria normal foi de 30° a 100°, step time de 1s e step size de 0,02°.
Para ângulos rasante a varredura ocorreu entre 30° a 50°, sendo utilizado
step size 0,02° e step time de 10s. Para a difração rasante, utilizou-se 1°
de incidência do feixe, com o intuito de avaliar a presença de fases na
parte mais externa da superfície. Todas as medidas foram realizadas em
difratômetro Philips X’Pert MDP,
Espera-se que para a geometria típica a maior parte do sinal
recebido para construção do difratograma venha de uma espessura
aproximada de 5 à 2 µm (CULLITY; STOCK, 2014), e que para ângulos
rasantes a espessura de interação seja em torno de 0,5 µm segundo os
resultados obtidos por LAMIM (2016).

3.7.5 Espectrometria Ótica de Emissão

Para caracterizar o plasma, foi acoplado ao reator o espectrômetro
ótico Ocean Optics USB4000, a técnica tem como objetivo obter
informações sobre as espécies geradas no plasma e fornecer informações
sobre a repetibilidade das fases de pré-aquecimento e limpeza.
Foram adquiridos a cada ciclo:
• 1 espectro durante o pré-aquecimento por 45s;
• 1 espectro durante a limpeza durante 4s;
• 2 espectros durante a nitretação por 4s;
• 2 espectros durante a nitretação por 25s;
• 1 espectro durante o resfriamento.

3.7.6 Microdureza Vickers

Valores de microdureza foram obtidos através do microdurômetro
Vickers (Leco LM100AT, software Amh43). As medidas foram
realizadas na superfície após o tratamento, e para maior confiabilidade
nos dados de microdureza foram feitas três indentações. Todas as
indentações utilizaram carga de 10gf (menor carga que o equipamento
suporta), para que as medidas correspondam ao máximo à dureza da
camada expandida superficial.
O cálculo da microdureza foi dado pela Equação 18. A
profundidade da indentação pode ser obtida a partir da razão
trigonométrica entra a diagonal e o ângulo entre as faces do indentador
(Equação 19). A ASTM E384 determina que as indentações devem ser
realizadas a uma distância correspondente a 2,5x da diagonal da
indentação para que seja evitado a influência do campo de deformação de
da primeira indentação. Transferindo este raciocínio para a profundidade
da indentação podemos esperar que os resultados de dureza da superfície
tenham influência da propriedade mecânica em uma profundidade de ao
menos o dobro da profundidade do indentador.

𝐻𝑉 = 1854.4 .
𝑃
𝑑2