ALUISIO PINTO DA SILVA
ESTUDO DA TRANSFORMAÇÃO DA AUSTENITA RETIDA
INDUZIDA POR DEFORMAÇÃO,
EM UM AÇO AISI 4340
COM ESTRUTURA MULTIFÁSICA.
Tese apresentada à Faculdade de
Engenharia
do Campus de Guaratinguetá, Universidade Estadual
Paulista, para obtenção do título de Doutor em
Engenharia Mecânica na área de Projetos e Materiais.
Orientador: Prof. Dr. Tomaz Manabu Hashimoto
Guaratinguetá
2006
Silva, Aluísio Pinto da
S586
e
Estudo da transformação da austenita retida induzida por
deformação, em um aço AISI 4340 com estrutura
multifásica / Aluísio Pinto da Silva.- Guaratinguetá : [s.n.],
2006
125 f.: il.
Bibliografia: f. 114-125
Tese (Doutorado) – Universidade Estadual Paulista,
Faculdade de Engenharia de Guaratinguetá, 2006
Orientador: Prof. Dr. Tomaz Manabu Hashimoto
1. Aço multifásico I. Título
CDU 669.14
DADOS CURRICULARES
ALUÍSIO PINTO DA SILVA
NASCIMENTO
20/06/1946 – SÃO PAULO / SP.
FILIAÇÃO
Antonio Pinto da Silva.
Maria Rodrigues Teixeira da Silva.
2003 - 2007
Doutorado - Programa de Pós-graduação em Engenharia
Mecânica na área de Projetos e Materiais – UNESP, Campus de
Guaratinguetá.
2001 - 2003
Mestrado - Programa Pós-graduação em Engenharia Mecânica na
área de Projetos e Materiais, UNESP, Campus de Guaratinguetá.
1983 - 1985
Curso de graduação em Bacharel em Administração.
Faculdade de Ciências Econômicas e Administrativas de
Guaratinguetá.
1966 - 1970
Curso de graduação em Engenharia Mecânica.
Faculdade de Engenharia de Guaratinguetá - UNESP
À minha mãe Maria Rodrigues Teixeira da Silva (in memoriam) e ao meu
pai Antonio Pinto da Silva, que plantaram a semente da busca do
conhecimento e não mediram esforços para que eu realizasse meus sonhos.
Aos meus filhos, Maria Angélica, Maria Carolina e Antonio Augusto por
terem compreendido os meus anseios.
À minhas irmãs, Elza e Maria Tereza.
Ao meu neto Doan.
À Maria Amélia.
Aos meus antepassados que, com amor, permitiram que eu aqui chegasse.
Aos meus descendentes.
AGRADECIMENTOS
Ao professor e amigo Dr. Tomaz Manabu Hashimoto, pela orientação, dedicação e
estímulo durante a execução desse trabalho.
Aos professores do Departamento de Materiais e Tecnologia da Faculdade de
Engenharia do Campus Guaratinguetá, UNESP.
Aos funcionários e técnicos do Departamento de Materiais e Tecnologia da Faculdade
de Engenharia do Campus Guaratinguetá, UNESP.
Aos funcionários da secretaria do Programa de pós-graduação da UNESP, Campus
Guaratinguetá.
À todos os demais funcionários da UNESP, Campus Guaratinguetá que me
proporcionaram um ambiente de trabalho propício.
Aos meus colegas de pós-graduação.
À UNESP que, na sua própria essência de instituição pública, me acolheu e colocou à
disposição a infra-estrutura necessária para o desenvolvimento deste trabalho.
À Divisão de Materiais (AMR) do IAE/CTA, na pessoa do Dr. Dalcy Roberto dos
Santos pela disponibilização dos laboratórios e ao Sr. Edvaldo Faria Diniz pela
colaboração inestimável nos tratamentos térmicos.
Este trabalho contou com apoio financeiro da:
Coordenação de aperfeiçoamento de pessoal de nível superior - CAPES.
Nada ocorre por acaso. Todo fenômeno
tem sua causa, da qual necessariamente
decorre.
Demócrito, 400 AC.
SILVA, A. P. Estudo da transformação da austenita retida induzida por
deformação, em um aço AISI 4340 com estrutura multifásica. 2.006, 125 p. Tese
(Doutorado e Engenharia Mecânica) – Faculdade de Engenharia do Campus de
Guaratinguetá, Universidade Estadual Paulista, Guaratinguetá, 2.006.
RESUMO
Este trabalho analisa a transformação da austenita retida induzida por
deformação, em um aço AISI 4340 com estruturas multifásicas. O aço foi submetido a
duas rotas de tratamentos isotérmicos selecionadas e foi analisado quanto à fração
volumétrica das fases e características mecânicas através da avaliação dos limites de
escoamento. Os corpos-de-prova foram submetidos a três diferentes níveis de tensões
de tração, acima do limite de escoamento, para que se produzissem deformações
plásticas determinadas. A influência destas deformações, na microestrutura e nos
novos limites de escoamento, foram avaliadas. Mostrando variações significativas nas
frações volumétricas das fases, com diminuição das quantidades de austenita,
indicando uma transformação, por efeito TRIP (Transformation Induced Plasticity), em
martensita o que provocou um aumento nos valores dos limites de escoamento e
envelhecimento por deformação.
PALAVRAS-CHAVE: Aços multifásicos, efeito TRIP, aço AISI 4340,
microestruturas.
SILVA, A. P. Study of retained austenite transformation strain induced in AISI
4340 steel with multiphase structure. 2.006, 125 p. Thesis (Doctorate in Mechanical
Engineering) – Guaratinguetá Campus, São Paulo State University “Julio de Mesquita
Filho”.
ABSTRACT
The Transformation induced plasticity of austenite on the multiphase
microstructure in a AISI 4340 steel was studied. Two sequences of isothermal
treatments were performed. The volume fractions of the phases were analyzed and
evaluation of mechanical characteristics through the yield point measurements. The
samples were submitted at three different levels of traction above of the yield strength,
so that definitive plastic deformations were produced. The influence of these
deformations in the microstructure and in the new yield strength was evaluated.
Significant variations were showed in the phase volume fraction, with reduction of the
amounts of austenite indicating a martensitic transformation, by effect TRIP
(Transformation Induced Plasticity) which results increases in the values of the yield
strength and deformation ageing.
KEY WORDS: Multiphase steels, TRIP effect, AISI 4340 steel, microstructures.
LISTA DE FIGURAS
FIGURA 1 – Diagrama TTT para um aço eutectóide..................................... 40
FIGURA 2 – Diagrama de transformação por resfriamento contínuo de
um aço AISI 4340, com curvas de resfriamento superpostas,
de modo a indicar as várias microestruturas que podem ser
obtidas........................................................................................ 42
FIGURA 3 – Micrografia,
através
de microscópio
eletrônico
de
transmissão, da bainita superior de uma liga Fe-0,43C-2Si3Mn em peso. (a) Micrografia óptica. (b, c) Austenita retida
entre sub-unidades vista por campo claro e correspondente
por campo escuro. (d) Montagem mostrando a estrutura do
feixe........................................................................................... 49
FIGURA 4 – ( a - c ) Fe - 0,3 C - 4,08 Cr em peso (a) bainita
obtida por
transformação isotérmica por um período de tempo pequeno
(435ºC, 10 min), mostra partículas de cementita dentro das
plaquetas, mas não entre as plaquetas. (b) Imagem
correspondente obtida por campo escuro mostrando filmes de
austenita entre as plaquetas de ferrita bainítica. (c) A mesma
amostra após prolongado tratamento térmico (435ºC, 30 min)
na temperatura de transformação isotérmica, causando a
precipitação de carbonetos entre as plaquetas de ferrita. (d)
Precipitação multivariável de carbonetos típica de uma
têmpera martensítica (415ºC, 50 min, AISI 4340)...................
51
FIGURA 5 – Classes de diagramas de fase binários de aços.......................... 54
FIGURA 6 – Diagrama TTT para aço AISI 4340, onde A corresponde a
austenita, B bainita, F ferrita; M martensita.............................. 59
FIGURA 7 – Curvas tensão – deformação para aços de baixo carbono
mostrando envelhecimento. Região A, material originalmente
deformado após limite de escoamento. Região B, material
imediatamente tracionado novamente após atingir ponto X.
Região C, reaparecimento e aumento do limite de escoamento
após envelhecimento a 150°C................................................... 63
FIGURA 8 – Rota austenitização completa: – Aquecimento no primeiro
patamar térmico de 850ºC por 900s depois mantidos no
segundo patamar térmico de 450ºC, por tempos de 60 s, 300
s, 600 s ou 1800 s....................................................................... 72
FIGURA 9 – Rota aquecimento intercrítico: – Aquecimento no primeiro
patamar térmico de 740ºC por 1800s depois mantidos no
segundo patamar térmico de 350ºC, por tempos de 60 s, 300
s, 600 s ou 1800 s....................................................................... 72
FIGURA 10 – Micrografia do aço AISI 4340 aquecido até 850ºC por 900s
e com transformação isotérmica a 450ºC por 600s, após
ataque com nital 2%, mostrando áreas claras constituídas de
ferrita e austenita retida............................................................. 77
FIGURA 11 – Micrografia do aço AISI 4340 aquecido até 740ºC por
1800s e com transformação isotérmica a 350ºC por 600s, após
ataque com nital 2%, mostrando áreas claras constituídas de
ferrita e austenita retida............................................................. 78
FIGURA 12 – Micrografia do aço AISI 4340 aquecido à 850º C por 900s e
com transformação isotérmica a 450ºC por 600s, após ataque
com solução aquosa 10% de metabissulfito de sódio,
mostrando áreas claras constituídas de austenita retida............. 79
FIGURA 13 – Micrografia do aço AISI 4340 aquecido à 740ºC por 1800s
e com transformação isotérmica a 350ºC por 600s, após
ataque com solução aquosa 10% de metabissulfito de sódio,
mostrando áreas claras constituídas de austenita retida............. 80
FIGURA 14 – Micrografia do aço AISI 4340 aquecido 850ºC por 900s e
com transformação isotérmica à 450ºC por 600s, após ataque
com reagente LePera, onde o constituinte MA (martensita e
austenita retida) aparece claro, enquanto a bainita apareceu
com coloração marrom escura e a ferrita marrom clara............ 81
FIGURA 15 – Micrografia do aço AISI 4340 aquecido 740ºC por 1800s e
com transformação isotérmica à 350º C por 600s, após ataque
com reagente LePera, onde o constituinte MA (martensita e
austenita retida) aparece claro, enquanto a bainita aparece
com coloração marrom escura e a ferrita marrom clara............ 82
FIGURA 16 – Diagrama de transformação isotérmica do aço AISI 4340
onde: A, austenita; B, bainita; P, perlita; F, ferrita
proeutectóide; M, martensita, mostrando os patamares
térmicos de 450º C, em verde, e 350º C, em azul...................... 84
FIGURA 17 – Micrografia
da
amostra submetida ao
tratamento
850ºC/900s/ 450ºC/600s, atacada com solução aquosa 10% de
metabissulfito de sódio, mostrando: (A) a austenita retida nas
áreas claras, (B) resultado da identificação das áreas ocupadas
pela austenita após aplicação do threshold através do software
ImageJ........................................................................................ 85
FIGURA 18 – Micrografia
da
amostra
submetida
ao
tratamento
740ºC/1800s /350ºC/600s. A atacada com solução de
metabissulfito de sódio, mostrando: (A) microestrutura da
austenita nas áreas claras, (B) resultado da identificação das
áreas ocupadas pela austenita retida após aplicação do
threshold através do software ImageJ........................................ 86
FIGURA 19 – Curva tensão – deformação do aço AISI 4340 tratado à
850ºC/900s/450ºC/ 600s, com o limite de escoamento, σr1 =
749 MPa, assinalado.................................................................. 87
FIGURA 20 – Curva tensão – deformação do aço AISI 4340 tratado à
740ºC/1800s/ 350ºC/600s, com o limite de escoamento, σr2 =
733 MPa, assinalado.................................................................. 87
FIGURA 21 – Curva tensão - deformação aplicada até tensão σa01 = 792
MPa, cujo limite de escoamento foi σe01 = 764 MPa................. 89
FIGURA 22 – Curva tensão - deformação aplicada até tensão σa02 = 918
MPa, cujo limite de escoamento foi σe02 = 772 MPa................. 90
FIGURA 23 – Curva tensão – deformação aplicada até tensão σa03 = 972
MPa, cujo limite de escoamento foi σe03 = 779 MPa................. 90
FIGURA 24 – Curva tensão – deformação aplicada até tensão σa04 = 829
MPa, cujo limite de escoamento, σe04, não foi atingido............ 91
FIGURA 25 – Curva tensão - deformação aplicada até tensão σa05 = 877
MPa, cujo limite de escoamento foi σe05 = 695 MPa................. 92
FIGURA 26 – Curva tensão – deformação aplicada até tensão σa06 = 952
MPa, cujo limite de escoamento foi σe06 = 634 MPa................. 92
FIGURA 27 – Micrografias do aço AISI-4340 submetido ao tratamento
850ºC/900s/450ºC/600s deformado plasticamente e atacado
com solução aquosa 10% de metabissulfito de sódio: (A)
tensão de 3,7% acima do limite de escoamento; (B) tensão de
18,9% acima do limite de escoamento; (C) tensão de 24,8%
acima do limite de escoamento. As figuras A’, B’ e C’
representam respectivamente a descriminação da austenita
retida pelo threshold.................................................................. 94
FIGURA 28 – Micrografias do aço AISI-4340 submetido ao tratamento
740ºC/1800s/350ºC/600s deformado plasticamente e atacado
com solução aquosa 10% de metabissulfito de sódio: (A)
tensão não atingiu o limite de escoamento; (B) tensão de
26,2% acima do limite de escoamento; (C) tensão de 50,2%
acima do limite de escoamento. As figuras A’, B’ e C’
representam respectivamente a descriminação da austenita
retida pelo threshold.................................................................. 96
FIGURA 29 – Representação das variações
da fração
volumétrica da
austenita retida em função das deformações induzidas pelas
tensões de 3,7%, 18,9% e 24,8% acima do limite de
escoamento inicial..................................................................... 98
FIGURA 30 – Representação das variações
da fração volumétrica da
austenita retida em função das deformações induzidas pelas
tensões de 0%, 26,1% e 50,3% acima do limite de
escoamento inicial..................................................................... 99
FIGURA 31 – Porcentagens da
fração volumétrica da austenita retida
transformada, por deformação, em função das tensões de
deformação para a rota 850°C/900s/450°C/600s...................... 99
FIGURA 32 – Porcentagens da fração volumétrica da austenita retida
transformada por deformação, em função das tensões de
deformação para a rota 740ºC/1800s/350ºC/600s..................... 100
FIGURA 33 – Curvas tensão - deformação do corpo-de-prova submetido ao
tratamento
850ºC/900s/450ºC/600s.
(A)
representa
a
deformação com tensão σa07 = 812 MPa, 3,4 % acima do
limite de escoamento, (B) curva tensão-deformação após
envelhecimento a temperatura ambiente por 48 dias,
mostrando limite de escoamento, σeTRIP07 = 885 MPa............... 104
FIGURA 34 – Curvas tensão - deformação do corpo-de-prova submetido ao
tratamento
850ºC/900s/450ºC/600s.
(A)
representa
a
deformação com tensão σa08 = 891 MPa, 14,7% acima do
limite de escoamento, (B) curva tensão-deformação após
envelhecimento à temperatura ambiente por 48 dias,
mostrando limite de escoamento, σeTRIP08 = 940 MPa............... 105
FIGURA 35 – Curvas tensão - deformação do corpo-de-prova submetido ao
tratamento
850ºC/900s/450ºC/600s.
(A)
representa
a
deformação com tensão σa09 = 976 MPa, 25,1% acima do
limite de escoamento, (B) curva tensão-deformação após
envelhecimento à temperatura ambiente por 48 dias,
mostrando limite de escoamento, σeTRIP09 = 1005 MPa............. 106
FIGURA 36 – Curvas tensão - deformação do corpo-de-prova submetido ao
tratamento
740ºC/1800s/350ºC/600s.
(A)
representa
a
deformação com tensão σa10 = 805 MPa, 23,3% acima do
limite de escoamento, (B) curva tensão-deformação após
envelhecimento a temperatura ambiente por 48 dias,
mostrando limite de escoamento, σeTRIP10 = 845 MPa............... 107
FIGURA 37 – Curvas tensão - deformação do corpo-de-prova submetido ao
tratamento
740ºC/1800s/350ºC/600s.
(A)
representa
a
deformação com tensão σa11 = 877 MPa, 34,5% acima do
limite de escoamento, (B) curva tensão-deformação após
envelhecimento a temperatura ambiente por 48 dias,
mostrando limite de escoamento, σeTRIP11 = 850 MPa............... 108
FIGURA 38 – Curvas tensão - deformação do corpo-de-prova submetido ao
tratamento
740ºC/1800s/350ºC/600s.
(A)
representa
a
deformação com tensão σa12 = 949 MPa, 28,1% acima do
limite de escoamento, (B) curva tensão-deformação após
envelhecimento a temperatura ambiente por 48 dias,
mostrando limite de escoamento, σeTRIP12 = 995 MPa............... 109
FIGURA 39 – Representação da variação do limite de escoamento em
função das deformações induzidas pelas tensões de 3,4%,
14,7%
e
25,1%
acima
do
limite
de
escoamento
inicial......................................................................................... 111
FIGURA 40 – Representação da variação do limite de escoamento em
função das deformações induzidas pelas tensões de 23,3%,
34,5%
e
28,1%
acima
do
limite
de
escoamento
inicial......................................................................................... 111
LISTA DE TABELAS
TABELA 1 – Composição química característica do aço AISI 4340, %
em peso...................................................................................
68
TABELA 2 – Composição do aço AISI 4340, usado na confecção dos
corpos-de-prova, % em peso...................................................
TABELA 3 – Elementos residuais do aço AISI 4340,
69
usado na
confecção dos corpos-de-prova, % em peso...........................
69
TABELA 4 – Fração volumétrica das fases e limite de escoamento das
rotas de tratamento térmico 850ºC/900s/450ºC/600s e
740ºC/1800s/350ºC/600s........................................................
83
TABELA 5 – Tensões calculadas, tensões aplicadas e os limites de
escoamento obtidos durante a deformação.............................
TABELA 6 – Variações das frações
89
volumétricas de austenita e
percentual da fração volumétrica da austenita transformada
em função dos acréscimos de tensão acima do limite de
escoamento..............................................................................
TABELA 7 – Valores das tensões
98
calculadas, tensões aplicadas e
porcentagem da variação........................................................
102
TABELA 8- Tensões de deformação aplicadas, com respectivos limites
de escoamento e o percentual de deformação acima do
limite de escoamento..............................................................
103
TABELA 9 – Tensões de deformação aplicadas, limite de escoamento
inicial, limite de escoamento no estado envelhecido,
variações do limite de escoamento.........................................
110
LISTA DE ABREVIATURAS e SIGLAS
A
Austenita.
ABNT
Associação Brasileira de Normas Técnicas.
AISI
American Iron and Steel Institute.
AMR
Departamento de Materiais (CTA).
ARBL
Alta Resistência Baixa Liga.
ASM
American Society for Metals.
ASME
American Society for Mechanical Engineering.
ASTM
American Society for Testing and Materials.
AVC
Advanced Vehicle Concepts.
B
Bainita.
CTA
Comando Geral de Tecnologia Aeroespacial.
DMT
Departamento de Materiais e Tecnologia.
F
Ferrita.
FEG
Faculdade Engenharia-Campus Guartinguetá.
IAE
Instituto de Aeronáutica e Espaço.
M
Martensita.
MA
Martensita-Austenita.
MPa
Mega Pascal.
P
Perlita.
SAE
Society of Automotive Engineers.
TRIP
TRansformation Induced Plasticity.
UHS
Ultrahigh-strength.
ULSAB
Ultra Light Steel Auto Body.
ULSAC
Ultra Light Steel Auto Closure.
ULSAS
Ultra Light Steel Auto Suspension.
UNESP
Universidade Estadual Paulista – Julio de Mesquita Filho.
VB-30
Aço para beneficiamento - VILLARES.
VR-40
Aço para beneficiamento - VILLARES.
LISTA DE SÍMBOLOS
°C
Graus Celsius.
µm
10-6 m.
A1
Linha, teórica, que indica o início da transformação da fase α em
fase γ.
A3
Linha, teórica, que indica o fim da transformação da fase α em fase
γ, para aços hipoeutetóide.
AC1
Linha que indica o início da transformação da fase α em fase γ, no
aquecimento.
AC3
Linha que indica o fim da transformação da fase α em fase γ, no
aquecimento, para aços hipoeutetóide.
ACcm
Linha que indica o fim da transformação da fase α em fase γ, no
aquecimento, para aços hipereutetóides.
Acm
Linha, teórica, que indica o fim da transformação da fase α em fase
γ, para aços hipereutetóides.
Bs
Temperatura de início de formação da bainita.
CCC
Cúbica de corpo centrado.
CFC
Cúbica de face centrada.
Mf
Temperatura final de formação da martensita.
Mi
Temperatura de início de formação da martensita.
MPa
Megapascal = MN/m2.
Pa
Pascal = N/m2.
s
Segundo.
SAE
Society of Automotive Engineers.
T
Temperatura.
t.
Tempo.
σa.
Tensões de deformação, realmente aplicadas.
σc.
Tensões calculadas para produzirem deformações desejadas.
σe.
Limites de escoamento obtidos com a aplicação das tensões de
deformação.
σeTRIP.
Limites de escoamento após efeito TRIP e envelhecimento.
σr1
Limite de escoamento de referência para cálculo das tensões de
deformação, para rota 850°C/900s/450°C/600s.
σr2
Limite de escoamento de referência para cálculo das tensões TRIP
para rota 740°C/1800s/350°C/600s.
SUMÁRIO
LISTA DE FIGURAS
LISTA DE TABELAS
LISTA DE ABREVIATURAS, SIGLAS
LISTA DE SÍMBOLOS.
RESUMO
ABSTRACT
1 INTRODUÇÃO E OBJETIVOS............................................................. 24
1.1 INTRODUÇÃO....................................................................................... 24
1.2 OBJETIVO.............................................................................................. 26
2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA................................................................ 27
2.1 AÇOS: GENERALIDADES E CLASSIFICAÇÃO............................... 27
2.2 AÇOS PARA APLICAÇÕES ESTRUTURAIS..................................... 29
2.2.1 Aços ao carbono.................................................................................. 30
2.2.2 Aços-liga...............................................................................................31
2.2.3 Aços de alta liga.................................................................................. 32
2.2.4 Aços de alta resistência baixa liga – ARBL...................................... 33
2.2.5 Aços de ultra-alta resistência............................................................. 35
2.2.6 Aços avançados de alta resistência.................................................... 37
2.3 TRATAMENTOS TÉRMICOS.............................................................. 38
2.4 MICROESTRUTURAS.......................................................................... 43
2.4.1 Ferrita.................................................................................................. 43
2.4.2 Cementita.............................................................................................43
2.4.3 Perlita................................................................................................... 44
2.4.4 Martensita........................................................................................... 44
2.4.5 Austenita.............................................................................................. 45
2.4.6-Bainita..................................................................................................46
2.4.6.1 Bainita superior.................................................................................. 48
2.4.6.2 Bainita inferior................................................................................... 50
2.4.6.3 Bainita granular................................................................................. 52
2.4.6.4 Bainita invertida................................................................................ 52
2.4.6.5 Bainita colunar.................................................................................. 52
2.4.6.6 Bainita inferior de contorno de grão.................................................. 53
2.5 EFEITO DOS ELEMENTOS DE LIGA NA FORMAÇÃO DO
MICROCONSTITUINTE BAINITICO................................................. 53
2.6 ESTRUTURA MULTIFÁSICA.............................................................. 57
2.6.1 Austenita retida e efeito TRIP........................................................... 59
2.7 ENVELHECIMENTO POR DEFORMAÇÃO....................................... 62
2.8 CARACTERIZAÇÃO DE MICROESTRUTURA MULTIFÁSICA..... 64
3 PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS.............................................. 68
3.1 MATERIAL............................................................................................. 68
3.2 CORPOS-DE-PROVA............................................................................ 69
3.3 EQUIPAMENTOS UTILIZADOS NO TRATAMENTO TÉRMICO... 70
3.4 TRATAMENTOS TÉRMICOS.............................................................. 70
3.4.1 Identificação das rotas........................................................................ 70
3.4.2 Descrição das rotas............................................................................ 71
3.4.3 Mecanismo básico de transformação................................................ 73
3.5 ANÁLISE METALOGRÁFICA............................................................. 73
3.5.1 Preparação das amostras metalográficas......................................... 73
3.5.2 Ataques químicos................................................................................ 74
3.5.3 Obtenção das imagens micrográficas................................................74
3.5.4 Análise das imagens............................................................................ 75
3.6 ENSAIOS MECÂNICOS........................................................................ 75
3.7 EFEITO TRIP.......................................................................................... 76
4 RESULTADOS E DISCUSSÕES............................................................ 77
4.1 ANÁLISE MICROESTRUTURAL........................................................ 77
4.2 ESTUDO DO EFEITO TRIP.................................................................. 83
4.2.1 Seleção dos tratamentos térmicos .....................................................83
4.2.2 Estabelecimento das tensões para transformações TRIP............... 86
4.3 ESTUDO DO ENVELHECIMENTO POR DEFORMAÇÃO............... 102
5 CONCLUSÕES......................................................................................... 112
SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS..................................... 113
REFERÊNCIAS…………………………....……….………..................…114
BIBLIOGRAFIA CONSULTADA............................................................ 122
24
1 INTRODUÇÃO E OBJETIVOS
1.1 INTRODUÇÃO
A partir do aumento do preço da energia e da preocupação de preservação do
meio ambiente a redução no peso das carrocerias de automóveis tem sido um objetivo
constante para melhorar o rendimento dos combustíveis e reduzir a quantidade de
gases emitidos para melhor preservação do meio ambiente (LEE, 2003). A demanda
por estruturas cada vez mais leves e de baixo custo tem levado a se pesquisar
amplamente novos materiais.
Novos conceitos e novas técnicas têm sido pesquisados, nos vários segmentos
da engenharia de materiais, e outras formas e variedades de materiais estão sendo
disponibilizadas aos engenheiros. Assim, novas propostas têm surgido no intuito de se
trabalhar com materiais mais resistentes, mais leves e econômicos.
Aços, tradicionalmente utilizados em estruturas, chegaram a ser substituídos, em
algumas aplicações, por outros materiais que apresentavam vantagens de menor peso,
porém de elevado custo.
O aço é normalmente tomado como referencial de comparação para os materiais
estruturais emergentes. O que freqüentemente não é considerado é que este referencial
está sempre em mudança, com as contínuas e notáveis descobertas feitas no campo do
ferro e suas ligas. Essa é a razão pela qual o aço se mantém como o mais bem-sucedido
material, com mais de uma bilhão de toneladas consumidas anualmente, contribuindo
para uma melhor qualidade de vida (BHADESHIA, 2004).
A partir da década de noventa, várias iniciativas foram tomadas no sentido de
aumentar a versatilidade do uso dos aços, melhorando as propriedades e características
de industrialização.
Para atender redução de peso e melhorar a segurança, durante choques de
veículos, grandes projetos como “Ultra light steel program” constituído dos projetos
ULSAB (Ultra Light Steel Auto Body), ULSAC (Ultra Light Steel Auto Closure),
25
ULSAS (Ultra Light Steel Auto Suspention) e ULSAB-AVC (Advanced Vehicle
Concepts) foram iniciados por um grupo de vários fabricantes de aço. O sucesso destes
projetos foi alcançado pela obtenção de aços de alta resistência estampável e por novas
tecnologias de produção e rígidos conceitos de projeto (particularmente na estrutura de
automóveis) (SUGIMOTO; KIKUCHI; HASHIMOTO, 2002). A família dos aços
projetados inclui desde os mais tradicionais aços de alta resistência e os aços ultraresistentes até os novos aços, chamados aços avançados de alta resistência.
Estes projetos foram desenvolvidos por um consórcio que reuniu inicialmente
33 usinas de aço em 16 países, financiados para promover pesquisas e expor resultados
do ULSAB, trabalhando as companhias-membro com os Serviços de Engenharia de
uma unidade Norte Americana da Porsche AG. Esta conduziu a otimização das
estruturas com objetivo de usar um processo avançado para projetar uma carroceria de
aço que fosse mais leve e mais rígida que uma típica carroceria em uso na época
(ULSAB, 1996).
Com a produção destes aços, de alta resistência e boa conformabilidade,
desenvolvidos a partir dos aços bifásicos e multifásicos e o descobrimento do efeito
TRIP - Transformation Induced Plasticity – (transformação produzida por deformação
plástica), o aço voltou a ter aplicações vantajosas, na indústria automobilística, por ter
diminuído significativamente o peso de todos os componentes estruturais e,
conseqüentemente, o peso da estrutura completa, além de vantagens econômicas pela
redução do volume total de matéria-prima utilizada.
Devido à diversidade das propriedades apresentadas pelas microestruturas dos
aços e a aplicação do efeito TRIP, pode ser obtida uma singular combinação de alta
conformabilidade
com
alta
resistência
mecânica
final
(JACQUES,
2004).
Microestruturas multifásicas, desenvolvidas em aços com porcentuais de carbono,
manganês e silício adequados e com tratamentos térmicos que promovam a
estabilização da austenita retida, possibilitam a transformação desta austenita retida em
martensita, por deformação mecânica posterior, durante processo de produção. O
aumento da quantidade de martensita na microestrutura final confere ao aço maior
resistência mecânica sem tratamentos térmicos adicionais.
26
O aumento da resistência, após deformação mecânica, é uma vantagem,
especialmente quando se trabalha com peças estampadas.
Aços com estruturas multifásicas obtidos a partir de tratamentos isotérmicos,
para obtenção da bainita, são aquecidos em temperaturas acima da temperatura crítica
inferior A1 e abaixo de A3, para a nucleação de austenita, e depois resfriados
rapidamente em banhos, com temperaturas dentro da faixa de transformação da bainita,
e sendo aí mantidos, por intervalos de tempos controlados, e depois resfriados até a
temperatura ambiente. Após este ciclo térmico, junto com a bainita, ferrita e pequena
quantidade de martensita, obtém-se também uma quantidade variável de austenita
retida, que é metaestável e permanecerá estável à temperatura ambiente, por tempo
indeterminado, até sofrer deformações mecânicas que transformarão parte desta
austenita em martensita. A estrutura final será constituída de ferrita, bainita, martensita
e austenita. Assim, aços submetidos a este tratamento térmico poderão alcançar altos
níveis de resistências mecânicas, com altos valores para tenacidade e com porcentuais
de austenita retida que poderá ser transformada em martensita por deformação
mecânica, o que caracteriza o efeito TRIP, aumentando ainda mais sua resistência
mecânica (ZAEFFERER; OHLERT; BLECK, 2004).
As propriedades mecânicas dos aços multifásicos podem ser adequadas, de
acordo com as necessidades de aplicação previstas, pela variação dos parâmetros como
tipo, fração volumétrica, morfologia, tamanho de grão e distribuição de cada fase em
particular (ZRNÍK et al. 2006)
1.2 OBJETIVO
O objetivo deste trabalho é analisar o comportamento de algumas das estruturas
multifásicas em um aço de alta resistência, baixa liga e de médio carbono, do tipo AISI
4340, bem como a transformação da austenita retida em martensita induzida por
deformação (efeito TRIP) e a implicação nas variações do limite de escoamento,
devido ao encruamento e envelhecimento por deformação.
27
2 REVISÃO BIBLIOGRAFICA
2.1 AÇOS: GENERALIDADES E CLASSIFICAÇÃO
As ligas de ferro-carbono são, sem dúvida, as ligas metálicas mais utilizadas
pela indústria mundial. A produção anual mundial de aços em 2005 foi em torno de
1.131.800.000 toneladas, tendo o Brasil participado com a produção de 31.600.000 de
toneladas, sendo a nona maior produção, ficando à frente de países como Itália e
França1.
As ligas de ferro-carbono cobrem um universo enorme de características, desde
ligas de alta plasticidade, para estampagens profundas, até ligas de extrema dureza
como aços rápidos, usados em ferramentas de corte; isto ocorre, dependendo de sua
composição química. Ligas baseadas em ferro-carbono apresentam excepcional
característica, na qual a rota de processamento pode ser projetada para produzir várias
fases que apresentam propriedades mecânicas opostas, cobrindo desde a macia e dúctil
ferrita até a altamente resistente e dura martensita (JACQUES, 2004). Aços
inoxidáveis austeníticos atingem altos níveis de resistência à corrosão, em diversas
condições de trabalho, e substituíram, em certas aplicações, ligas de metais nobres,
como a platina, em próteses ósseas. Muitas outras características particulares são
também obtidas com ligas especialmente desenvolvidas para aplicações específicas,
como aços para transformadores com baixa histerese (aços ao silício) e de baixíssimo
custo (ferros fundidos) (BARREIRO, 1975).
Devido à alotropia do ferro, em função da temperatura, e os efeitos provocados
por elementos de liga, uma infinidade de ligas, com características e comportamentos
completamente diferenciados, podem ser obtidas.
Devido à grande variedade de tipos de aço e da grande quantidade de empresas
e associações envolvidas na sua produção e aplicação, vários sistemas foram criados
para sua especificação, sendo, porém, muito difícil estabelecer-se uma especificação
1
International Iron and Steel Institute, 2006 – URL : http://www.worldsteel.org/
28
precisa e completa para todos os tipos de aços. Isso porque existe um constante
acréscimo de novos tipos de aços, não só com modificações nos teores de elementos de
liga, como também com adição de novos elementos na composição da liga.
O sistema de classificação adotado pelas entidades americanas, AISI e SAE
(ASM, 1990), é universalmente conhecido e inclusive serviu como base para o sistema
brasileiro, adotado pela ABNT.
Destaque-se que, além das classificações adotadas por entidades representativas
como AISI, SAE, ASTM, DIN, ABNT, etc., existem designações comerciais, com
nomes fantasias, por exemplo, VB-30, VR-40 (VILLARES), desenvolvidas por
fabricantes, cuja composição dos produtos podem corresponder ou não às composições
das classificações das entidades normalizadoras.
Os aços podem ser classificados:
- de acordo com a composição química;
- de acordo com a estrutura;
- de acordo com aplicação.
O critério de classificação de acordo com a aplicação parece ser a mais
adequada, tendo em vista que todos os aços novos desenvolvidos surgem em função de
algum tipo de aplicação específica. Destacam-se os aços para fios, para fundição, para
molas, para beneficiamento, para ímãs permanentes, para tubos, para trilhos, para
arames, para ferramentas, para transformadores, aços resistentes ao calor, à oxidação,
ao desgaste, ao choque, à corrosão, como também aços para fins estruturais.
29
2.2 AÇOS PARA APLICAÇÕES ESTRUTURAIS
Os aços estruturais são usados na forma de componentes, submetidos
principalmente a esforços mecânicos, e são industrializados ou confeccionados através
de processos com especificações das mais diversas.
Desta forma, os aços estruturais devem atender aos principais quesitos
(CHIAVERINI, 1998):
-ductilidade e homogeneidade;
-valor elevado de relação entre limite de resistência e limite de escoamento;
-soldabilidade;
-suscetibilidade de corte por chama, sem endurecimento;
-resistência razoável à corrosão.
Algumas propriedades podem ser alteradas durante o processo de fabricação,
principalmente por meio de tratamentos térmicos, tratamentos mecânicos e
termomecânicos.
Para fins estruturais, o aço tem uma posição de relevância entre os demais
materiais, combinando resistência mecânica, trabalhabilidade, disponibilidade e baixo
custo. Assim, tem-se empregado o aço em praticamente todos os campos da
engenharia, nas estruturas fixas como de edifícios, pontes, viadutos e nas estruturas
móveis
como
na
indústria
automobilística,
ferroviária,
naval,
aeronáutica,
equipamentos bélicos, máquinas, etc (BARREIRO, 1975).
Para maioria das aplicações consideradas, a importância da resistência mecânica
é, de certo modo, relativamente pequena, do mesmo modo que o fator peso não é
primordial. Assim sendo, os aços-carbono comuns, simplesmente laminados, sem
quaisquer
tratamentos
térmicos,
são
plenamente
satisfatórios
e
constituem
porcentagem considerável dentro dos aços estruturais (CHIAVERINI, 1998).
Nas aplicações móveis, a relação resistência / peso é um fator importante, como
em veículos automotivos, de transporte terrestre, aeronaves, navios, etc..
30
Nestas aplicações, onde se necessita alta resistência e baixo peso, para se ter
componentes resistentes às condições de trabalho, com baixo peso, aços com maior
resistência são pesquisados.
Assim, os aços estruturais são agrupados em categorias, em função das suas
resistências e aplicações:
-aços ao carbono;
-aços liga;
-aços de alta liga;
-aços de alta resistência e baixa liga – ARBL;
-aços ultra-alta resistência;
-aços avançados de alta resistência.
2.2.1 Aços ao carbono
Neste grupo estão incluídos aços que contém, em quantidades apreciáveis,
carbono, silício e manganês, que são os três elementos fundamentais em aços comuns;
além disso, contém pequenas porcentagens de impurezas como fósforo, enxofre,
oxigênio. A porcentagem de carbono varia entre 0,15 e 0,25%, podendo chegar
excepcionalmente a 0,40%, manganês entre 0,50 e 0,70%; silício até 0,35%
(BARREIRO, 1975).
Os aços-carbono, com baixos teores de carbono, obtidos por laminação, com
limites de resistência à tração entre 390 e 490 MPa e alongamento em torno de 20%,
apresentam, com maior ou menor intensidade, as seguintes características: boa
ductilidade, homogeneidade, alta relação entre limite de resistência e limite de
escoamento, boa soldabilidade, suscetibilidade de corte por chama, sem endurecimento
(CHIAVERINI, 1998).
Aços com teores de carbono de 0,20% e Manganês de 0,50% apresentam limite
de escoamento em torno de 245 MPa e limite de resistência em torno de 410 MPa.
Aços com teores mais altos de carbono e manganês apresentam limites de
escoamento e resistência mais altos, porém com perda de trabalhabilidade e
deformabilidade.
31
Aços com teores de carbono em torno do ponto eutectóide (0,8%), ou mesmo
acima disso, são utilizados em aplicações especiais, em forma de fios ou barras, com
tratamento térmico particular ou no estado encruado, em estruturas do tipo ponte
pênsil, concreto protendido e cabos.
2.2.2 Aços liga
São chamados aços-liga aços que contêm elementos de liga em percentual
acima de 3%. O conteúdo de carbono quase sempre é inferior a 0,20%. (BARREIRO,
1975).
Essas alterações na composição são feitas a fim de aumentar a dureza e a
resistência mecânica, conferir uniformidade na resistência em peças de grandes
dimensões, aumentar a resistência ao calor e a resistência ao desgaste, conferir
resistência à corrosão, melhorar a capacidade de corte e melhorar propriedades
elétricas e magnéticas (CHIAVERINI, 1998).
Os efeitos dos elementos de liga nos aços e ligas especiais envolvem não apenas
alterações nas fases ou constituintes presentes em equilíbrio, mas também na maneira e
velocidade com que estas fases se formam. Naturalmente, a presença de elementos de
liga pode, além disto, alterar as próprias características das fases presentes (SILVA;
MEI, 1988).
O aumento da dureza e da resistência mecânica se consegue, geralmente, pela
adição de elementos de liga em teores relativamente baixos não ultrapassando sua
soma, 5% da composição do aço. Assim, os princípios fundamentais dos tratamentos
térmicos são mantidos, ainda que a presença de novos elementos de liga altere as
temperaturas de transformação.
A obtenção das outras características requer a adição de elementos em teores
mais elevados, produzindo alterações mais profundas na ferrita, além de produzirem
carbonetos mais complexos. Então os tratamentos térmicos, muitas vezes, também
devem ser mudados, para facilitar a formação de carbonetos especiais (CHIAVERINI,
1998).
32
Os elementos de liga que entram na composição dos aços, tanto como resíduos
de processos, como elementos adicionados, se comportam de formas diferentes em
função das quantidades e das possíveis associações entre eles, exercendo diversas
alterações nos comportamentos dos aços. Desta forma, através da variação dos
elementos de liga, na composição dos aços, obtêm-se ligas com comportamentos
totalmente diferenciados.
2.2.3 Aços de alta liga
São aços nos quais os elementos de liga, como o níquel, o cromo e o manganês,
aparecem em elevados porcentuais, apresentando elevada dureza, resistência mecânica
e resistência à corrosão.
Dentro dessa classificação estão os aços Hadfield, maraging e inoxidáveis.
Aços Hadfield são aços de alta liga com carbono entre 1 e 1,4% e manganês
entre 12 e 14%. São fáceis de soldar e possuem resistência à corrosão semelhante aos
aços ao carbono.
O manganês facilita a estabilidade da austenita até a temperatura ambiente, onde
ela pode ser transformada em martensita por deformação plástica. É usado em
ferramentas pneumáticas, dentes de escavadeira, mandíbulas de máquinas de britar,
agulhas de ferrovias.
Aços maraging, também classificados dentro da classe de aços de ultra-alta
resistência, com porcentuais de níquel (18 – 20) %, cobalto (8 – 10) %, molibdênio (3
– 5)% e titânio (até 0,05%), possuem resistência mecânica e tenacidade, superiores aos
aços temperados, excelente soldabilidade e razoável ductilidade. São facilmente
trabalháveis antes do tratamento térmico, e a resistência é obtida pela precipitação de
compostos intermetálicos.
Os aços maraging são essencialmente aços martensíticos sem carbono que
empregam elementos substitucionais para atingir endurecimento por envelhecimento
(MALAKONDAIAH; SRINIVAS; RAMA RAO, 1997).
Os aços inoxidáveis possuem porcentuais de carbono entre 0,03 e 1%, e cromo
em porcentuais acima de 11%; apresentam elevada resistência mecânica e à corrosão.
33
Alguns aços inoxidáveis apresentam também níquel em porcentuais que podem atingir
até 22%. Podem apresentar estruturas ferríticas, austeníticas, martensíticas ou mistas,
dependendo dos elementos de liga e do tratamento térmico.
2.2.4 Aços de alta resistência baixa liga - ARBL
Os aços alta resistência baixa liga foram desenvolvidos inicialmente para
atender as necessidades da indústria de transporte. Caracterizam-se por conter baixa
percentagem de carbono, para proporcionar alta conformabilidade e boa soldabilidade,
e pelo uso de adequadas quantidades de elemento de liga, para proporcionar altos
limite de escoamento e tensão de ruptura, quando comparados com aço ao carbono. A
composição de alguns destes aços são tais que a sua resistência à corrosão é
aproximadamente seis vezes a do aço ao carbono em serviço em atmosfera normal
(ARCHER; BRIGGS; LOEB, 1968).
A tendência atual de se utilizar estruturas cada vez maiores e componentes
mecânicos para indústrias de transporte cada vez mais leves, mantendo ou melhorando
as características mecânicas, tem levado a se considerar o emprego de aços cada vez
mais resistentes. Assim, os aços alta resistência baixa liga (ARBL) foram
desenvolvidos com o objetivo de se obter maior resistência mecânica, melhor
resistência à corrosão atmosférica, mais elevada relação entre resistência à tração e
limite de escoamento, com adequadas trabalhabilidade e soldabilidade.
O desenvolvimento dos aços de alta resistência baixa liga, nos últimos anos,
atingiram elevados valores nas propriedades de resistência e tenacidade (LAMBERTPERLADE, 2004)
As melhores qualidades mecânicas desses aços são obtidas através de
tratamentos térmicos adequados.
Os aços ARBL podem ser agrupados nas seguintes categorias:
a. Aços resistentes à corrosão atmosférica – aços com pequenos teores de
elementos de liga, tais como cobre e fósforo, que melhoram a resistência à
corrosão e o refinamento de grão.
34
b. Aços ferrítico-perlíticos microligados – com adições abaixo de 0,10% de
elementos de liga formadores de carbonetos e carbonitretos como nióbio,
vanádio e titânio, que aumentam a resistência sem necessidade de aumentar
os teores de carbono e manganês.
c. Aços perlíticos no estado laminado – aços em que as propriedades são
melhoradas pela adição de pequenas quantidades de elementos liga,
geralmente carbono - manganês com teores de manganês maiores que os
comuns. Esses aços caracterizam-se por atingir, no estado laminado, limites
de escoamento entre 290 e 345 MPa.
d. Aços de ferrita acicular - caracterizados por possuírem uma microestrutura
muito fina de ferrita acicular, de alta resistência, passíveis de
endurecimento, apesar do baixo teor de carbono, através da adição de
manganês, molibdênio e/ ou boro. Nesses aços, a ferrita acicular pode ser
obtida tanto por tratamentos isotérmicos como por resfriamento contínuo
(ANDRÉS et al., 2001).
e. Aços bifásicos - apresentam microestrutura com 80 a 90% de ferrita
poligonal e 10 a 20% de ilhas de martensita dispersa na matriz ferrítica.
Esses aços podem ser obtidos através de:
i. recozimento intercrítico (com ferrita e austenita na
temperatura de recozimento), seguido de um resfriamento
suficientemente rápido para transformar a austenita em
martensita;
ii. laminação à quente de aços, com elementos formadores de
ferrita como silício e elementos que atrasem a transformação
como cromo, manganês e molibdênio;
iii. recozimento contínuo de aços ao carbono-manganês
laminado
a
frio
seguido
de
têmpera
e
revenido
(LLEWELLYN; HILLIS, 1996).
f. Aços com forma de inclusões controladas – apresentam inclusões de
sulfeto com plasticidade insignificante mesmo a temperaturas mais
elevadas de laminação.
35
2.2.5 Aços de ultra-alta resistência
A necessidade crescente de ligas metálicas com resistência cada vez mais
elevadas e embasadas no limite teórico de resistência à tração do ferro (força para
vencer as atrações interatômicas), que é da ordem de 17.167 MPa, levou à pesquisa e
ao desenvolvimento de aços chamados “ultra-resistentes”.
São considerados aços de ultra-alta resistência (ultrahigh-strength-UHS) os que
possuem limite de escoamento de no mínimo de 1.380 MPa (MALAKONDAIAH;
SRINIVAS; RAMA RAO, 1997).
Esses aços foram desenvolvidos inicialmente para atender a indústria
aeronáutica, que tem utilizado aços com resistência à tração na ordem de 2.060 MPa, e,
mais recentemente os aços desenvolvidos para naves espaciais, mísseis e foguetes, que
podem atingir resistência à tração na ordem de 2.940 MPa.
Os aços de ultra-alta resistência podem ser agrupados em três categorias
em função de sua resistência à tração:
a. aços maraging de alta liga, exemplificado pelo aço 18Ni(250);
b. aços de alta liga endurecidos, exemplificado pelo aço AF 1410;
c.
aços
de
baixa
liga,
exemplificado
pelo
aço
AISI
4340
(MALAKONDAIAH; SRINIVAS; RAMA RAO, 1997).
Para utilização em temperaturas mais elevadas, como as que ocorrem em
aplicações em foguetes e mísseis, é necessário que a resistência dos aços se mantenha
até temperaturas da ordem de 480º a 540ºC. Para isso, são adicionados molibdênio (em
torno de 2%) e vanádio (em torno de 0,5%) para se obter o efeito do “endurecimento
secundário”, sem que seja necessário mudar as temperaturas de austenitização e
têmpera. Um aço usado com esse objetivo é o tipo H-11 (carbono - 0,35; manganês 0,30%; silício - 1,00%; cromo - 5,00%; molibdênio - 1,50%; vanádio - 0,40%),
temperado e depois revenido entre 540º e 600º C, ocorrendo precipitação de carbonetos
de molibdênio e vanádio extremamente finos, obtendo-se, assim, valores de resistência
à tração de, aproximadamente, 2.060 MPa à temperatura ambiente e 1.470 MPa à
540ºC.
36
Os aços ultra-resistentes podem ser de baixa liga, média liga e alta liga, tendo as
seguintes características:
Baixa liga: alcançando limites de escoamento entre 1.765 MPa e 2.350 MPa
com tenacidade satisfatória. Empregados em invólucro de motores de foguetes a
propulsor sólido, canos de canhões, parafusos, pinos e componentes estruturais de
aviões, eixos, engrenagens, etc..
O aço AISI 4340 é um aço de alta resistência, médio carbono, baixa liga,
contendo níquel, cromo e molibdênio. Apresenta alta tenacidade, adquirindo alta
resistência quando tratado termicamente, com alta resistência à fadiga. Usado
extensivamente na condição temperado e revenido.
Facilmente usinável nas condições recozido, normalizado e revenido.
Com boa ductilidade, quando recozido, e a maioria das operações de
conformação são executadas nesta condição, podendo ser dobrado, repuxado ou
estampado.
Pode ser soldado por fusão ou por resistência. Pré-aquecimento e pósaquecimento devem ser efetuados quando se usam métodos tradicionais de soldagem.
Pode ser forjado no intervalo de temperatura 1.232 e 982ºC.
É recozido a 843ºC, seguido de resfriamento controlado em forno numa taxa de
10ºC por hora até 315ºC, a partir daí, pode ser resfriado ao ar.
Pode ser endurecido por trabalho a frio, além de tratamentos térmicos.
É considerado um aço completamente endurecível já que grandes secções
podem ser endurecidas por tratamento térmico.
Embora o aço AISI 4340 seja um aço de baixa liga amplamente utilizado que
combina resistência, ductilidade e tenacidade para utilização em componentes de
máquinas, ele é suscetível de se tornar frágil durante o processo de têmpera em
algumas faixas de temperatura (LEE; SU, 1999).
O aço AISI 4340 é utilizado em virabrequins para avião, tratores, veículos em
geral; em componentes estruturais, como trens de pouso para aeronaves, eixos e
engrenagens.
Média liga: limites de escoamento em torno de 1.705 MPa, resistência mantida
até em torno de 700ºC, revenido acima de 500ºC de modo a se obter substancial alívio
37
de tensões, e alongamento de cerca de 6%. Empregados em componente gerais de
aviões como engrenagens do trem de aterrissagem, eixos, parafusos, molas,
componentes de bombas, estruturas de fuselagem e outros componentes estruturais de
aviões.
Alta liga: com percentuais de elementos de liga de, no mínimo, 10 a 12%; com
isto não só as estruturas destes aços podem ser profundamente alteradas como
igualmente os tratamentos térmicos comerciais sofrem modificações, exigindo técnicas
e cuidados especiais, freqüentemente, operações múltiplas (CHIAVERINI, 1998).
Empregados em componentes estruturais de aviões, vasos de pressão, componentes
automotivos.
Há também chapas de aço disponível para indústria automobilística, fabricadas
pela JFE Steel (Japão), classificadas como chapas de ultra-alta resistência, com
resistência a tração entre 810 MPa e 1.510 MPa (MEGA; HASEGAWA; KAWABE,
2004).
2.2.6 Aços avançados de alta resistência
Os aços sofreram um grande desenvolvimento nas últimas décadas,
principalmente em função da indústria automobilística.
A necessidade de simultaneamente reduzir a emissão de poluentes, aumentar a
segurança de passageiros e pedestres tem encorajado a indústria automobilística a
incorporar novas tecnologias e materiais nos veículos atuais (OLIVER; JONES;
FOURLARIS, 2006).
Assim, investimentos na busca de novos materiais foram feitos.
Surgiram, então, os chamados aços avançados de alta resistência.
Dentro desta categoria, o emprego do fenômeno TRIP, para produzir aços com
alta resistência sem perder a conformabilidade, tem sido objeto de muitas recentes
pesquisas (BASUKI; AERNOUDT, 1999).
Inclui-se, ainda, dentro desta categoria, os aços bifásicos e aços multifásicos.
38
Aços avançados de alta resistência são obtidos procurando envolver todos os
mecanismos de endurecimento como (THELNING, 1984):
- presença de átomos substitucionais e/ou intersticiais na matriz ferrítica;
- densidade de discordâncias;
- precipitados finamente dispersos;
- partículas de 2ª fase mais grosseiras;
- tamanho e forma dos grãos;
- tipo e distribuição dos carbonetos.
Caracterizam-se por possuir estrutura multifásica de ferrita, bainita, austenita
retida e martensita. Portanto, podem ser obtidos por tratamento termomecânico e
tratamento térmico.
Por tratamentos termomecânicos, o aço é submetido a um processo de
laminação controlado a quente em vários passes, controlando-se a deformação plástica
e recristalização, seguido de resfriamento contínuo.
Por tratamentos térmicos, o aço é submetido a rotas de temperatura adequadas e
transformado por resfriamento contínuo ou transformação isotérmica.
Em ambos os tratamentos (termomecânico ou térmico), dependendo da
composição química e taxa de resfriamento, pode-se obter estrutura multifásica por
resfriamento contínuo (ROCHA et al.,2005).
2.3 TRATAMENTOS TÉRMICOS.
Por tratamento térmico compreendemos a operação de aquecer um material a
uma dada temperatura e esfriá-lo, após certo tempo, em condições determinadas, com a
finalidade de dar, ao material, propriedades especiais. Estes tratamentos são
executados pela alteração da velocidade de esfriamento e da temperatura de
aquecimento, ou da temperatura a que são esfriados os materiais (PEREIRA, 1963).
39
Submetendo-se o aço a estas variações controladas de temperatura, por tempos
definidos, obtêm-se diversas alterações nas microestruturas e nos tamanhos de grãos
que influenciam de forma significativa no comportamento do aço.
Deformações plásticas aumentam a energia livre de um material cristalino
devido à presença de discordâncias e interfaces. Se o material for, posteriormente,
aquecido, a altas temperaturas, a microestrutura e também as propriedades poderão ser
parcialmente restauradas para seus valores originais, pela “recuperação”, na qual
ocorrem extinção e rearranjo das discordâncias. As mudanças microestruturais, durante
a “recuperação”, são relativamente homogêneas e não afetam os contornos de grão
deformados. Um processo de recuperação adicional chamado “recristalização” pode
ocorrer, no qual grãos sem discordâncias são formados dentro da estrutura recuperada
ou deformada. Este processo cresce e consome os grãos antigos, resultando numa nova
estrutura cristalina com baixa densidade de discordâncias. Um tempo adicional nestas
altas temperaturas provocará crescimento dos grãos (HUMPHREYS; HATHERLY,
2002), alterando, assim, também, as características mecânicas.
Combinações destas duas ações possibilitam tratamentos termomecânicos, que
são aplicados para adequar as características dos aços às necessidades de utilização.
As várias microestruturas dos aços podem ser obtidas por dois tipos de
tratamentos térmicos: os tratamentos por resfriamentos contínuos e os tratamentos
isotérmicos.
Os tratamentos térmicos comuns, como têmpera, recozimento e normalização,
são realizados através de resfriamentos contínuos, com maior ou menor velocidade,
partindo-se da temperatura de austenitização até a temperatura ambiente. Os
constituintes resultantes de difusão, por requererem tempo, poderão não completar sua
inteira transformação e resultar em uma mistura de constituintes formados em
diferentes intervalos de temperatura.
Somente em casos de velocidades extremamente altas de esfriamento, ou
relativamente baixas é que se obtém constituintes bem-definidos, como a martensita ou
perlita respectivamente, porque as curvas de resfriamento atravessarão somente as
zonas de formação desses constituintes no diagrama de transformação.
40
Os tratamentos isotérmicos permitem a formação de constituintes resultantes de
transformações que requeiram tempo. Assim, após austenitizado, o aço é resfriado até
a temperatura de transformação de uma determinada microestrutura e mantido nesta
temperatura o tempo suficiente para se obter a quantidade de transformação desejada
(MONDOLFO; ZMESKAL, 1955).
No diagrama TTT para um aço eutetóide, Figura 1, estão representados quatro
intervalos de temperatura, identificados por quatro zonas. Através de tratamentos
isotérmicos, pode-se, então, obter microestruturas definidas, como: perlita grosseira,
perlita fina, bainita superior, bainita inferior (MONDOLFO; ZMESKAL, 1955).
Figura 1 – Diagrama TTT para um aço eutetóide, adaptado (MONDOLFO; ZMESKAL, 1955).
41
Zona I – Compreende as temperaturas superiores à temperatura A1; nessa faixa
de temperatura, a austenita é estável e não há transformações de fases, podendo ocorrer
somente variações nos tamanhos dos grãos.
Zona II – Começa abaixo de A1 e vai até um pouco abaixo do cotovelo da curva
de transformação. Nesse intervalo, forma-se a perlita que, dependendo da temperatura,
terá duas morfologias diferentes: a perlita grosseira, que se forma em temperaturas
mais altas e a perlita fina, que se forma em temperaturas mais baixas.
Zona III – Nesse intervalo, forma-se a bainita, que pode ter duas morfologias, a
bainita superior que se forma nas temperaturas mais altas e a bainita inferior, que se
forma nas temperaturas mais baixas.
Zona IV – É o intervalo de temperatura onde se forma a martensita. Como não
depende do tempo, mas somente da temperatura; ao se atingir a temperatura Mi iniciase a transformação da austenita em martensita, e a transformação evolui conforme a
temperatura diminui. Se esta temperatura for diminuída rapidamente, sem atingir os
tempos para transformações da perlita ou da bainita, toda austenita se transformará em
martensita quando a temperatura atingir Mf.
O aço AISI 4340, por ser um aço baixa liga, terá a curvas do diagrama TTT
modificadas, em relação aos aços ao carbono, e, por isso, poderá proporcionar estrutura
multifásica, tanto através de transformação por resfriamento contínuo como através de
transformação isotérmica. Nestas condições, poderá apresentar-se como aço avançado
de ultra-alta resistência.
42
No diagrama de resfriamento contínuo, por exemplo, para o aço AISI – 4340, da
Figura 2, estão representadas as seguintes curvas limítrofes:
Figura 2 – Diagrama de transformação por resfriamento contínuo de um aço AISI 4340, com curvas de
resfriamento superpostas, de modo a indicar as várias microestruturas que podem ser obtidas
(CHIAVERINI, 1998).
Curva 1 - As curvas de resfriamento entre a curva 1 e 2 produzirão ferrita,
perlita, bainita e martensita.
Curva 2 - As curvas com velocidade entre as curvas 2 e 3 também produzirão
ferrita, bainita, e martensita.
Curva 3 - As curvas com velocidade de resfriamento entre as curvas 3 e 4
produzirão ferrita, bainita e martensita.
Curva 4 - As curvas com velocidades de esfriamento entre as curvas 5 e 4
passam pela área da bainita, portanto as velocidades de resfriamento, dentro desta
faixa, farão um porcentual de austenita se transformar em bainita, e o restante se
transformar em martensita.
43
Curva 5 - É a curva que limita a menor velocidade de resfriamento em que se
obtém somente martensita, é chamada “velocidade crítica de resfriamento”.
Curvas com velocidade de resfriamentos menores que a curva 1 produzirão
somente ferrita e perlita (CHIAVERINI, 1998).
2.4 MICROESTRUTURAS
2.4.1 Ferrita
A ferrita, ou ferro alfa, é o estado alotrópico do ferro que tem estrutura cristalina
cúbica de corpo centrado, no qual o carbono tem pouca solubilidade. Apresenta várias
morfologias, compondo a microestrutura do aço, na temperatura ambiente. Em aços
baixo carbono ela se solidifica intergranlularmente como ferrita proeutetóide. Na
estrutura perlítica, aparece em camadas alternadas com Fe3C, que variam em
espessura, em função da temperatura de transformação. Na formação da bainita, ela
cresce em forma acicular ou na forma de ripas formando feixes (CALLISTER, 2000;
CHIAVERINI, 1998).
A ferrita pode nuclear intragranularmente por efeito de inclusões não-metálicas,
apresentando morfologia variando de ferrita idiomórfica para ferrita acicular, conforme
a temperatura de transformação diminui (SHIM et al., 2001).
Placas de ferrita se intercalam com austenita, na formação da bainita
(CABALLERO; BHADESHIA, 2004).
2.4.2 Cementita
Nas ligas ferro-carbono, o excesso de carbono, em relação ao limite de
solubilidade, deve formar uma segunda fase, a qual é mais freqüentemente o carboneto
de ferro, cementita. A cementita é um carboneto de composição Fe3C. Isto não
significa que existam moléculas Fe3C, mas, simplesmente, que o reticulado cristalino
contém átomos de ferro e carbono na proporção 3 para 1. O Fe3C tem uma célula
44
unitária ortorrômbica com 12 átomos de ferro e 4 de carbono por célula. Quando
comparada com a austenita e a ferrita, a cementita é muito dura (VAN VLACK, 1970).
Forma-se intergranularmente no aço hipoeutetóide. Na formação da perlita, a
cementita aparece intercalada com a ferrita. Na formação da bainita, após a saturação
da ferrita, se houver carbono em excesso, o mesmo poderá se precipitar na forma de
cementita entre as ripas de ferrita bainítica junto com a austenita retida.
2.4.3 Perlita
A perlita é uma mistura específica de duas fases, formada pela transformação da
austenita, de composição eutetóide, em ferrita e cementita (VAN VLACK, 1970).
Forma-se nos resfriamentos relativamente lentos, pois é uma reação que
depende principalmente da difusão e tem microestrutura de composição, também,
eutetóide.
É composta de camadas alternadas de ferrita e cementita, e as espessuras dessas
camadas variam em função da temperatura de transformação; temperaturas mais altas
formam perlita grosseira, com espessuras maiores; temperaturas mais baixas formam
perlita fina, com espessuras menores (CALLISTER, 2000).
2.4.4 Martensita
É uma fase metaestável de corpo centrado, formada por ferro supersaturado com
carbono; é formada por uma transformação sem difusão (VAN VLACK, 1970).
Ocorre quando a velocidade de resfriamento é grande e não permite
transformações que dependem de difusão.
Ela pode se formar, também, pela transformação, na temperatura ambiente da
austenita retida por deformação plástica (BERRAHMOUNE et al., 2004).
É a microestrutura do aço que apresenta maior dureza. A austenita, que tem uma
estrutura cúbica de face centrada, experimenta uma transformação polimórfica em
45
martensita tetragonal de corpo centrado. Uma vez que a transformação martensítica
não envolve difusão, ela ocorre quase instantaneamente.
Na formação da estrutura martensítica há sempre uma expansão volumétrica,
que é explicada pelo fato que o volume específico da martensita é maior que as outras
microestruturas. A expansão volumétrica do metal aumenta com o aumento do
conteúdo de carbono (ZAKHAROV, 1962)
2.4.5 Austenita
É a microestrutura do aço com sistema cristalino CFC (cúbico de face centrada).
Possui maior capacidade de dissolver carbono do que a ferrita que tem estrutura CCC
(cúbica de corpo centrado), por possuir espaços interatômicos maiores (VAN VLACK,
1970).
É estável em temperaturas acima de AC3. Conforme a condição de resfriamento,
sofre diferentes transformações, dando origem às várias estruturas que o aço apresenta
à temperatura ambiente.
Dependendo então das condições de resfriamento, ela se transforma em: ferrita,
cementita, perlita, bainita, martensita ou mesmo chega à temperatura ambiente sem se
transformar.
Na formação da bainita, o carbono por difusão, deixa da ferrita bainítica supersaturada e passa para a austenita circundante, que, em seguida, passa a limitar a
máxima
transformação
da
reação
bainítica.
A
transformação
torna-se
termodinamicamente impossível (KUTSOV et al., 1999). O enriquecimento da
austenita pelo carbono é o resultado da supressão da formação de carbonetos, durante a
transformação bainítica, devido à presença de elementos de liga como silício e
alumínio (BERRAHMOUNE et al., 2004). Dessa forma, essa austenita saturada de
carbono vai se estabilizando, deixando de se decompor e permanece entremeando as
ripas de ferrita bainítica e gradativamente desacelerando a reação bainítica.
A estabilidade alcançada pela austenita faz com que ela atinja a temperatura
ambiente sem se decompor, passando ser chamada de austenita retida.
46
Essa austenita, metaestável é responsável pelo efeito TRIP. Assim, a fração
volumétrica, a distribuição das várias fases, e, especialmente, a estabilidade da
austenita retida são de grande importância para as propriedades mecânicas dos aços
TRIP (WANG et al., 2006).
2.4.6 Bainita
Sempre que a austenita se transforma em temperatura constante, acima da
temperatura Mi e abaixo da temperatura de formação da perlita fina, aparece um
produto de transformação denominado bainita, de aparência acicular (GROSSMAN;
BAIN, 1972).
Assim como a perlita, a martensita e outros microconstituintes, a bainita se
origina da transformação da austenita. Por aquecimento, os microconstituintes do aço
são transformados em austenita. O aquecimento, sendo suficiente para atingir
temperatura acima da temperatura crítica inferior (AC1), inicia a transformação de
alguns constituintes em austenita. Ultrapassando a temperatura critica superior,
delimitada pelas linhas AC3 e Acm, então, todos os microconstituintes são transformados
em austenita, que possui estrutura cúbica de face centrada.
As condições de resfriamento é que vão determinar as microestruturas obtidas
no final do processo.
Resfriamentos muito rápidos que não interceptem as curvas C, dos gráficos TTT
produzem microestruturas martensíticas. Resfriamentos muito lentos que cruzam os
limites da curva C resultam em maiores quantidades de perlita, dependendo da
quantidade de carbono na liga, circundada por ferrita ou cementita.
Pode ser obtida por austêmpera convencional, onde o aço é aquecido até uma
temperatura suficientemente alta, para permitir a dissolução de todos carbonetos na
microestrutura, seguido de resfriamento rápido, em banho de sal ou de chumbo, e
mantido a uma temperatura acima de Mi. A temperatura exata do banho depende das
propriedades finais que se deseja obter. A razão de resfriamento da temperatura de
austenitização para temperatura do banho deverá ser suficientemente rápida para evitar
qualquer transformação de austenita em ferrita ou perlita antes da imersão no banho. O
47
aço é então mantido isotermicamente no banho por tempo suficiente para a
transformação da austenita em bainita, depois resfriado lentamente até a temperatura
ambiente (SAXENA et al., 2006).
A bainita é uma das mais complexas microestruturas do aço, havendo ainda
muita discussão sobre sua formação e constituição (HEHEMANN; KINSMAN;
AARONSON, 1972).
A bainita pode conter carbono dentro de um amplo intervalo de composições
(GROSSMAN; BAIN, 1972).
Similarmente à perlita, a bainita é uma mistura das fases ferrita e cementita e,
por isso, dependente da partição, controlada pela difusão do carbono entre a ferrita e a
cementita. Porém, diferentemente da perlita, a ferrita e a cementita estão presentes em
arranjos não-lamelares cujas características são dependentes da composição da liga e
da temperatura de transformação. Similarmente à martensita, a ferrita bainítica pode
ser em forma de ripas ou placas, contendo estrutura com discordâncias, e, até certo
ponto, por isso, o mecanismo de formação da bainita envolve tanto cisalhamento como
difusão (KRAUSS, 1995).
Basicamente, é formada por estruturas, longas e finas, de ferrita, chamada ferrita
bainítica, também denominada ripa; que se agregam formando feixes. São compostas
ainda de austenita e, algumas vezes, por várias formas de carbonetos (ZAEFFERER;
OHLERT; BLECK, 2004). Em cada um dos feixes, as ripas são paralelas e possuem
orientação cristalográfica idêntica. Essas ripas individualmente são chamadas
subunidades. Em trabalhos mais recentes, FANG et al., (2002) identificou que as
subunidades não são definitivamente as menores unidades da estrutura e são compostas
de sub-subunidades, compondo uma estrutura ultrafina.
Essa morfologia muda progressivamente com a temperatura de transformação,
de forma que o tamanho das partículas e a acicularidade da estrutura aumentam
enquanto a temperatura diminui.
Dependendo
da
temperatura
de
transformação,
a
bainita
apresenta
características morfológicas distintas, por isso é classificada em vários tipos.
Inicialmente dois tipos de bainita foram descritos: a bainita superior, obtida na faixa
logo abaixo do cotovelo da curva, acima do qual se obtém a perlita, e a bainita inferior,
48
obtida na faixa de temperatura que vai abaixo da temperatura em que se obtém a
bainita superior até o início da formação da martensita Mi.
2.4.6.1 Bainita superior
A bainita que se forma entre aproximadamente 350º e 550º C é chamada de
bainita superior. A microestrutura da bainita superior consiste de ripas finas de ferrita
com espessura de aproximadamente 0,2 µm e comprimento de 10 µm, cujo aspecto
pode ser visto na Figura 3. Estas ripas crescem de forma agrupadas, com aparência de
pena (KUTSOV et al., 1999). Em cada feixe, as ripas são dispostas de forma paralela e
possuem orientações cristalográficas bem-definidas. As ripas são individualmente
chamadas de subunidades da bainita, e são separadas normalmente por contornos com
pequenos desvios da orientação cristalográfica ou por partículas de cementita. A ferrita
e a cementita nucleiam independentemente, e o que controla o crescimento da bainita
superior é a difusão do carbono na austenita. Os crescimentos da ferrita e da cementita
são cooperativos, isto é, a ferrita expulsa o carbono que é absorvido pela cementita. A
formação da bainita superior envolve estágios distintos, iniciando com a nucleação das
ripas de ferrita nos contornos de grão da austenita. O crescimento das ripas é
acompanhado por mudança de forma da região transformada. A mudança pode ser
descrita como um plano invariante de deformação com componente de cisalhamento,
semelhante à observada durante a transformação martensítica. O crescimento da
bainita ocorre em temperaturas relativamente altas, quando comparada com a
martensita. Assim, as tensões provocadas pela mudança de forma não são suportadas
pela austenita, que tem a sua resistência diminuída nesta faixa de temperatura. As
tensões induzidas pela deformação são, então, relaxadas pela deformação plástica dos
grãos de austenita adjacentes. Nesta região, há aumento na densidade de discordâncias
causado pela deformação plástica da austenita, devido aos movimentos das interfaces
(BHADESHIA, 1992).
49
Figura 3 – Micrografia através de microscópio eletrônico de transmissão da bainita superior de uma liga Fe0,43C-2Si-3Mn em peso. (a) Micrografia óptica. (b, c) Austenita retida entre sub-unidades vista
por campo claro e correspondente por campo escuro. (d) Montagem mostrando a estrutura do
feixe (BHADESHIA, 1992).
Esta deformação plástica, localizada, impede o crescimento das ripas de ferrita
e, deste modo, cada subunidade atinge um tamanho limite, que é muito menor que o
tamanho de grão da austenita. Assim, como ocorre na martensita, a mudança de forma
ocorre porque o mecanismo de crescimento da ferrita bainítica é displacivo, isto é,
ocorre por um movimento coordenado de átomos, na qual a estrutura inicial é
deformada, sem difusão, provocando o crescimento da bainita na forma de ripas finas
(BHADESHIA, 1992).
A bainita superior se forma inicialmente com a formação da ferrita bainítica, na
qual o carbono possui pequena solubilidade (<0,02% em peso). No entanto, o
crescimento da ferrita enriquece a austenita com carbono. Como conseqüência, ocorre
a precipitação de cementita entre as subunidades, procedente da austenita residual
saturada. A quantidade de cementita precipitada depende da concentração de carbono
da liga; quando o teor de carbono é baixo, a quantidade de cementita que se forma é
50
pequena; quando o teor de carbono é alto, há a formação de microestrutura de ripas de
ferrita separadas por camadas contínuas de cementita.
Elementos de liga como alumínio e silício são retardadores da formação de
carbonetos, provocando o enriquecimento de carbono na austenita; isso permite a
estabilização e retenção da austenita com a manutenção, num tempo relativamente
pequeno, na temperatura de transformação bainítica (GIRAULT et al., 2001).
2.4.6.2 Bainita inferior
A transformação isotérmica que ocorre entre aproximadamente 250º e 350º C
produz a bainita inferior. A bainita inferior possui microestrutura e características
cristalográficas similares às apresentadas pela bainita superior, com aparência de
placas (KUTSOV et al., 1999). A maior diferença está na precipitação da cementita no
interior das ripas de ferrita, e estas ripas são muito mais longas do que as da bainita
superior.
Existem dois tipos de precipitados de cementita: os que crescem a partir da
austenita, enriquecida em carbono, e que aparecem separando as plaquetas da ferrita
bainítica, e os que se precipitam a partir da ferrita saturada, em seu interior. Não
necessariamente só cementita se precipita no interior da ferrita. Dependendo da
composição química e da temperatura de transformação, outros tipos de carbonetos de
transição podem se formar. Por exemplo, em aços com alto teor de carbono e contendo
mais que 1% de silício (que retarda a formação da cementita), pode-se observar a
precipitação de carbonetos épsilon, com estrutura hexagonal compacta.
Em contraste com a martensita revenida, as partículas de cementita, na bainita
inferior, freqüentemente se precipitam com apenas uma relação de orientação
cristalográfica. Elas formam agulhas dispostas paralelamente, formando ângulo de
aproximadamente 55º com o eixo da ripa da ferrita bainítica, conforme pode ser visto
na Figura 4 (BHADESHIA, 1992).
51
Figura 4 – (a-c) Fe-0,3 carbono - 4,08 cromo em peso; (a) bainita obtida por transformação isotérmica por um
período de tempo pequeno (435º C, 10 min), mostra partículas de cementita dentro das plaquetas,
mas não entre as plaquetas. (b) Imagem correspondente obtida por campo escuro mostrando filmes
de austenita entre as plaquetas de ferrita bainítica. (c) A mesma amostra após prolongado
tratamento térmico (435º C, 30 min), na temperatura de transformação isotérmica, causando a
precipitação de carbonetos entre as plaquetas de ferrita. (d) Precipitação multivariável de
carbonetos, típica de uma têmpera martensítica (415º C, 50 min, AISI 4340) (BHADESHIA, 1992).
Os carbonetos na bainita inferior são extremamente finos, com espessura da
ordem de nanometro e comprimento da ordem de 500 nm. Uma vez que eles se
precipitam no interior da ferrita, uma pequena quantidade é partilhada com a austenita
residual. Isto significa que um número pequeno de carbonetos finos se precipita entre
as ripas de ferrita, quando comparado com a bainita superior. Uma conseqüência
importante desse fato é que a bainita inferior usualmente apresenta maior tenacidade
que a bainita superior, apesar de possuir maior resistência mecânica.
52
Outras morfologias da bainita citadas na literatura são: bainita granular, bainita
invertida, bainita colunar e bainita inferior de contorno de grão.
2.4.6.3 Bainita granular
A bainita granular é uma microestrutura composta de feixes de ferrita bainítica
com regiões muito finas de austenita entre as subunidades, que, através de microscópio
óptico aparentam placas grossas com aspecto inteiramente granular, e ilhas de austenita
retida e martensita, obtida por resfriamento contínuo de aços baixo carbono. Como
muitos tratamentos térmicos industriais são feitos por resfriamento contínuo, esta
terminologia se tornou muito popular. Não se consegue obter esta estrutura por
tratamentos isotérmicos. Uma característica da bainita granular é a ausência de
carbonetos na microestrutura; em seu lugar, o carbono, que é separado da ferrita
bainítica, estabiliza a austenita residual de forma que a microestrutura final contém
tanto austenita retida quanto martensita com alto teor de carbono (BHADESHIA,
1992).
2.4.6.4 Bainita invertida.
Diferentemente da bainita convencional em que a fase dominante é a ferrita e as
precipitações de carbonetos ocorrem como eventos secundários, a bainita invertida,
que ocorre em aços hipereutetóides apresenta a cementita como a primeira fase a se
formar, consistindo de uma estrutura central como suporte que cresce diretamente da
austenita e que depois se torna envolvida por uma camada de ferrita (BHADESHIA,
1992).
2.4.6.5 Bainita colunar.
É um agregado não-lamelar de cementita e ferrita de formato ligeiramente
alongado e irregular. A distribuição das partículas de cementita dentro da colônia é um
tanto particular; a maioria das partículas com forma da agulhas são alinhadas com o
53
eixo longitudinal da colônia; esta região é envolvida por uma camada de diferentes
microestruturas, na qual partículas relativamente grosseiras de cementita juntam-se na
interface austenita /ferrita (BHADESHIA, 1992).
2.4.6.6 Bainita inferior de contorno de grão.
A nucleação da bainita, na maioria dos aços, ocorre heterogeneamente nos
contornos de grão da austenita. Num resfriamento muito alto acima da temperatura Mi
a taxa de nucleação da bainita inferior pode ser tão grande que grandes segmentos, da
superfície do grão, tornam-se quase que inteiramente decorados por subunidades de
bainita inferior. Nestas temperaturas, a taxa de separação do carbono da ferrita
supersaturada é também muito baixa, de forma que as subunidades estão possibilitadas
de
se
estruturarem
organizadamente
sem
nenhuma
austenita
entremeada.
(BHADESHIA, 1992).
2.5 EFEITO DOS ELEMENTOS DE LIGA NA FORMAÇÃO DO
MICROCONSTITUINTE BAINITICO
Os elementos de liga influem grandemente nas temperaturas de transformação.
Estas influências são representadas pelas alterações nas curvas de transformação
isotérmicas e curvas de transformação por resfriamento contínuo. Assim, cada aço tem
suas curvas específicas que também são influenciadas pelos tamanhos de grãos.
O mais simples estudo dos efeitos dos diversos elementos de liga, nos aços,
exigiria análise de um vasto número de diagramas ternários, cobrindo uma larga faixa
de temperatura. Porém, Wever2 (apud HONEYCOMBE, 1985) sugeriu que sistemas
binários de ferro em equilíbrio se enquadram em quatro categorias principais: sistemas
de campo γ abertos e fechados, e sistemas de campo de γ expandido e contraídos,
conforme esquematizado na Figura 5. Esta abordagem sugere que elementos de liga
podem influenciar o diagrama de equilíbrio de dois modos:
2
WEVER – apud HONEYCOMBE, 1985
54
• Expandindo o campo γ e estimulando a formação de austenita, dentro de larga
faixa de composição. Estes elementos são chamados estabilizadores da
austenita.
• Contraindo o campo γ e estimulando a formação de ferrita α, dentro de larga faixa
de composição. Estes elementos são chamados estabilizadores da ferrita.
A forma do diagrama depende dos elementos de liga.
Figura 5 – Classes de diagramas de fase binários de aço (HONEYCOMBE, 1985).
Classe 1 : abrem o campo da austenita – a esse grupo pertencem os importantes
elementos de liga, níquel e manganês, como também o cobalto e os metais inertes
rutênio, paládio, ósmio, irídio e platina. Tanto o níquel como o manganês, se
adicionados em concentração suficientemente alta, eliminam completamente a fase
alfa, ccc do ferro, e a substituem até a temperatura ambiente, pela austenita, fase γ.
Deste modo, níquel e manganês trazem a transformação de fase γ Æ α para
temperaturas menores, Figura 5, isto é, tanto a temperatura de AC1 quanto de AC3 são
diminuídas. É também mais fácil obter austenita metaestável, por resfriamento, na
55
região γ até a temperatura ambiente. Portanto, o níquel e o manganês são importantes
na obtenção de aços austeníticos.
Classe 2 : expandem o campo da austenita - o carbono e o nitrogênio são os mais
importantes elementos desse grupo. O campo da fase γ é expandido mas é limitado
pela formação de compostos, Figura 5. O cobre, o zinco, e o ouro têm efeitos
semelhantes. A expansão do campo da austenita pelo carbono e pelo nitrogênio é
fundamental para todos os tratamentos térmicos dos aços por permitir a formação da
uma solução sólida homogênea de austenita, contendo até 2% em peso de carbono e
2,8% em peso de nitrogênio.
Classe 3 : fecham o campo da austenita – muitos elementos dificultam a formação da
austenita, causando a contração do campo γ, em uma pequena área, que é designada
por ilha gama, Figura 5. Isto significa que esses elementos promovem a formação do
ferro α, o que faz com que os domínios da fase α e da fase δ se tornem contínuos. As
ligas em que isso acontece, por essa razão, não são susceptíveis de tratamentos
térmicos normais, envolvendo resfriamento através da transformação de fases γ Æ α.
Silício, alumínio, berílio e fósforo pertencem a esta categoria, em conjunto com
elemento fortemente formadores de carbonetos como titânio, vanádio, molibdênio e
cromo.
Classe 4 : contraem o campo da austenita – o boro é o elemento mais importante
desse grupo, juntamente, com o tântalo, nióbio, zircônio, todos eles formadores de
carbonetos. Contraem fortemente o campo γ, Figura 5.
Embora estas análises se apliquem a sistemas binários, Fe + elemento-liga,
quando o carbono é adicionado, formando sistemas ternários, normalmente continuam
válidas. Para um determinado teor fixo de carbono, a medida que um elemento de liga
é adicionado, o campo austenítico se altera. Normalmente os elementos com
tendências opostas cancelam-se, uns com outros, nas combinações apropriadas, mas
existem algumas exceções (HONEYCOMBE, 1985).
56
Todos os elementos de liga, exceto o cobalto, retardam a formação da ferrita e
da cementita, sendo muito difícil formular qualquer regra geral a respeito da influência
exercida pelos vários elementos de liga. Todavia, foi definitivamente descoberto que
certos elementos afetam a transformação bainítica mais do que a transformação
perlítica, enquanto outros elementos atuam de forma oposta (HONEYCOMBE, 1985).
Certos elementos irão, paradoxalmente, acelerar as transformações se suas
concentrações aumentarem além de certos valores limites, sendo esse limite afetado
por outros elementos de liga presentes.
O carbono tem um grande efeito na determinação da faixa de temperatura em
que ocorrem as formações da bainita superior e da bainita inferior. A temperatura BS
(temperatura início da formação da bainita) é abaixada por alguns elementos de liga,
mas, o carbono exerce o maior efeito, como indicado pela equação empírica:
BS (°C) = 830-270 C – 90 Mn - 37 Ni - 70 Cr - 83 Mo (LEE, 2002)
(onde as concentrações são em peso).
O carbono tem maior solubilidade na austenita que na ferrita e tem um grande
potencial para estabilizar a austenita, o que leva ao atraso da cinética da reação.
Constatou-se, também, que o aumento do teor de carbono torna a formação da bainita
inferior mais fácil, porque torna mais difícil, para as ripas de ferrita bainítica
supersaturadas, sofrerem descarbonetação antes da precipitação da cementita
(BHADESHIA, 1992).
Em aços ao carbono, a reação bainítica é cinéticamente deslocada pelas reações
ferrítica e perlítica, as quais iniciam a formação em altas temperaturas e em tempos
curtos. Assim, em resfriamentos contínuos, é difícil obter estruturas bainíticas.
Em transformação isotérmica, a dificuldade é maior se a reação ferrítica for
rápida.
A adição de elementos de liga, normalmente, retarda a reação ferrítica e
perlítica, e a reação bainítica é deslocada para temperaturas menores. Estes efeitos
causam uma grande separação na reação e na curva TTT, e, para grande número de
aços, as curvas C da reação bainítica e da reação perlítica apresentam-se claramente
57
separadas. No entanto, é muito difícil obter a microestrutura completamente bainítica,
devido à proximidade das reações bainíticas e martensíticas.
Uma separação significativa da reação bainítica em aços de baixo carbono pode
ser obtida pela adição de aproximadamente 0,002% de boro e 0,5% de molibdênio.
Enquanto o molibdênio induz a reação bainítica, o boro retarda significantemente a
reação ferrítica, provavelmente pela segregação preferencial em contornos de grãos.
Isto permite que a reação bainítica ocorra em tempos menores. Simultaneamente, a
curva bainítica é fortemente afetada pela adição de boro e, em conseqüência, não
ocorre a formação da martensita. Deste modo, para estes aços em uma grande faixa de
velocidade de resfriamento, é possível obter uma estrutura completamente bainítica.
2.6 ESTRUTURA MULTIFÁSICA
A pesquisa de aços de alta resistência a partir da década de 80, visando atender
principalmente a indústria automobilística, levou ao desenvolvimento de aços de
baixas ligas e alta resistência. Com atenção centrada em suas microestruturas, foram
desenvolvidos aços bifásicos e multifásicos.
Os aços bifásicos possuem microestrutura predominantemente ferrítica com
porcentagens de martensita em torno de 15 e 20 % dispersada uniformemente em
forma de ilhotas na matriz ferrítica. Podem conter também teores, ainda que pequenos,
de austenita retida e bainita (BHADESHIA; COSMO, 1980, 1999).
Os aços multifásicos constituem uma nova geração de aços de alta resistência e
baixa liga, que têm excelente conformabilidade. A extraordinária combinação entre
resistência e ductilidade resulta da ocorrência do fenômeno TRIP (Transformation
Induced Plasticity), que envolve a transformação da austenita em martensita provocada
por deformação. A presença de austenita na microestrutura inicial é fundamental para
se atingir as propriedades desejadas (ZWAAG; VANDER; WANG, 2002).
A reação bainítica varia em função da temperatura, tempo de transformação e
composição do aço. Elementos de liga influem antecipando ou retardando a
58
transformação bainítica; alumínio e silício retardam a cinética de formação de
carbonetos, e, desta maneira, favorecem a estabilização da austenita. A temperatura
pode influenciar na fração de bainita obtida, mas é sabido que a reação nunca se
completa (BHADESHIA, 2002).
Em certos aços, em particular nos aços com alto teor de silício, a austenita,
enriquecida de carbono, entre os feixes de bainita, é muito estável e permanece retida
entre as ripas de ferrita até a temperatura ambiente (KRAUSS, 1995).
A presença de silício em porcentuais em peso de até aproximadamente 2%
dificultam a formação de carbonetos durante a transformação da austenita em bainita.
Consegue-se, então, através da combinação conveniente da composição química do
aço e de tratamento térmico conveniente, controlar a quantidade de austenita retida.
Desta forma, com o controle desses parâmetros, podemos obter estruturas compostas
de ferrita, austenita, bainita, e martensita, que são denominadas de estruturas
multifásicas.
Os aços multifásicos, geralmente, apresentam uma fase secundária formada de
bainita, austenita retida e martensita, dispersa em uma matriz de ferrita equiaxial
(COCK, 2006).
Assim, através de tratamentos isotérmicos, formam-se microestruturas com
quantidades significativas de austenita, que é estável até a temperatura ambiente
(austenita retida) e então transformada em martensita pela deformação.
Alguns aços apresentam, nas curvas de transformação bainítica, representadas
no diagrama TTT, uma abertura no tempo limite, para fim de transformação, indicando
que não haverá uma transformação total de austenita em bainita, e esta austenita, não
transformada, ficará retida.
Como se pode ver no diagrama TTT, para o aço AISI 4340, Figura 6, no
intervalo entre 380º e 540º C, a curva indicadora do fim da transformação bainítica
apresenta-se aberta, significando que o tempo para conclusão da reação bainítica cai
fora do diagrama, representando um tempo muito grande. Desta forma, ao se executar
transformações isotérmicas nesse intervalo de temperatura se obtém uma
transformação parcial da austenita em bainita, ficando um porcentual de austenita
59
retida até a temperatura ambiente, que poderá ser transformada por deformação
(CALLISTER, 2000).
Figura 6 – Diagrama TTT para aço AISI 4340, onde A corresponde a austenita, B a bainita, F a ferrita, M a
martensita. (adaptado)– (CALLISTER, 2000).
2.6.1 Austenita retida e efeito TRIP
Assim como os tratamentos térmicos, as deformações plásticas alteram as
microestruturas dos aços. Há muito tempo se associam seqüências de tratamentos
térmicos a deformações plásticas, em aços, a fim de se trabalhar sob determinadas
condições de fabricação e se obter uma microestrutura final desejada.
De uma forma genérica, estas seqüências são denominadas rotas de tratamentos
termomecânicos.
A laminação a quente é um desses processos, extensamente utilizado, onde a
deformação plástica ocorre em temperaturas elevadas.
O efeito TRIP é a transformação da microestrutura ocasionada por sua
deformação plástica em baixas temperaturas. Baseia-se no fato da austenita retida,
60
obtida durante a transformação bainítica, transformar-se em martensita pela
deformação mecânica na temperatura ambiente.
Os aços TRIP normalmente contêm ferrita equiaxial, bainita, austenita retida e
martensita (STREICHER et al., 2005; JACQUES et al., 1999).
A transformação martensítica, durante a deformação plástica, é responsável pela
alta resistência combinada com notável ductilidade (NISHIMURA; LIEDL;
WERNER, 2003).
Durante a deformação, a austenita retida se transformará em martensita, que
aumentará a resistência no local deformado, deste modo, uniformizando o alongamento
e aumentando a conformabilidade. Reconhece-se que a estabilidade da austenita retida
é decisiva no incremento do efeito TRIP. A estabilidade mecânica da austenita retida
depende não só de sua estabilidade química, como, por exemplo, em função das
quantidades de carbono e manganês, como também de outros efeitos estabilizadores,
atribuídos às diferenças em tamanho dos grãos e das fases circundantes da austenita
(PARK et al., 2002).
Como a transformação martensítica, por efeito TRIP, é acompanhada de
aumento de volume, a deformação do material que envolve a transformação é
necessária para relaxar as tensões, resultando em uma ligação entre a região deformada
e a região transformada (NISHIMURA; LIEDL; WERNER, 2003).
A morfologia da ferrita bainítica também é muito importante na estabilização da
austenita retida. Foi demonstrado que grandes aglomerados da austenita retida,
localizados na ferrita poligonal ou na interface entre ferrita e bainita se transformam
em martensita no início da deformação, enquanto a austenita presente entre ripas da
ferrita bainítica é mais estável e permanece na estrutura, mesmo depois do teste de
ruptura, devido à alta estabilidade química e mecânica. A bainita granular, como uma
segunda fase dominante, promove uma ótima estabilidade da austenita retida e
apresenta uma grande contribuição para a o alongamento (TIMOKHINA; HODGSON;
PERELOMA, 2004).
A austenita residual (isto é, não transformada em bainita) pode se tornar
suficientemente estabilizada pela rejeição de carbono da ferrita bainítica que não se
61
transforma em martensita durante o resfriamento final até a temperatura ambiente
(JACQUES et al., 2001).
Os principais parâmetros que determinam a estabilidade da austenita retida
durante a deformação são a quantidade de carbono, tamanho e morfologia dos grãos e
sua distribuição dentro da microestrutura (TIMOKHINA; HODGSON; PERELOMA,
2004).
A concentração de carbono nos grãos de austenita e o tamanho dos grãos da
austenita retida desempenham papel crucial nas propriedades do aço, após efeito TRIP,
ao afetarem significativamente a estabilidade da austenita retida. Apesar dos recentes
esforços, a compreensão dos mecanismos físicos que controlam a estabilidade da
austenita retida, nos aços TRIP, ainda é limitada (DIJK et al., 2005).
Austenita com pouca quantidade de carbono (<0.5 a 0.6%) transforma-se mais
rapidamente durante a deformação plástica, não contribuindo no aumento do
alongamento; por outro lado, uma quantidade de carbono muito alta (> 1.8%) resulta
em transformação incompleta da austenita em martensita, após deformação, e também
não leva a um aumento no alongamento. Grãos de austenita maiores que 1µm são
instáveis e não contribuem significativamente para a ductilidade do material, um vez
que grãos menores de austenita retida contém menos pontos com potencial de
nucleação, para a transformação da martensita, portanto requerendo maior força de
transformação para nuclear a martensita; por outro lado, ilhas de austenita que têm
dimensão muito menores que 1 mícron têm pouca tendência em se transformar em
martensita, mesmo quando há empescoçamento e assim não contribui para a
ductilidade. A morfologia da austenita retida também é importante na sua estabilidade.
Os melhores alongamentos foram observados quando a austenita retida se apresenta na
forma de filmes entre as subunidades da bainita, do que quando em blocos entre os
feixes da ferrita bainítica. Os blocos tendem a se transformar em martensita sob baixas
tensões e conseqüentemente não contribuem para o efeito TRIP. A cinética da
transformação induzida por deformação pode também ser afetada pela posição da
austenita retida na microestrutura; a presença de martensita na vizinhança da austenita
retida acelera a transformação da austenita. A interação entre a ferrita poligonal,
austenita retida, e a martensita induzida por deformação, durante a deformação
62
também é importante, então, como no efeito TRIP, a microestrutura do aço contém
bainita com diferentes morfologias, sugere-se que o efeito da interação entre todas as
fases presentes na microestrutura seja considerado (TIMOKHINA; HODGSON;
PERELOMA, 2004).
O comportamento dos aços TRIP é sem paralelo entre as ligas de ferro, pois
associa alta resistência (limite de resistência a tração entre 600-1000 MPa) e
conformabilidade
(alongamentos
uniformes
entre
20-25%).
(KATSAMAS;
HAIDEMENOPOULOS; ARAVAS, 2004).
O aço TRIP apresenta também bons característicos para ser galvanizado e de
soldabilidade; qualidades adicionais que aumentam a demanda destes aços
(WASILKOWSKA et al., 2004).
2.7 ENVELHECIMENTO POR DEFORMAÇÃO
Envelhecimento é a modificação que sofre o material com o tempo. Este
fenômeno é característico dos sistemas que se encontram fora do seu estado de
equilíbrio que, com o tempo, e às vezes auxiliado pela temperatura, evoluem no
sentido de o alcançarem. O envelhecimento das ligas é observado pela variação da suas
propriedades. Assim, temos, por exemplo, aumento de dureza, do limite de
escoamento, da resistência à tração e abaixamento do alongamento. Qualquer causa
que dificulte o movimento das discordâncias estará produzindo o endurecimento de um
metal ou liga. Assim, a deformação e a diminuição do tamanho dos grãos são fatores
de endurecimento. As causas que determinam o envelhecimento da ligas podem ser,
dentre outras, a ordenação de uma solução sólida desordenada, a formação de soluções
sólidas, o aparecimento de novas fases ou a precipitação de uma solução sólida
supersaturada. A formação de uma solução, com teores crescentes de soluto, provoca o
endurecimento, ao criar as atmosferas de Cottrell, de átomos de soluto em torno das
discordâncias. A precipitação de partículas de uma 2° fase vão também dificultar o
movimento das discordâncias, e o endurecimento vai depender, principalmente, das
63
distâncias entre as essas partículas. O envelhecimento pode ser provocado por
resfriamento rápido a partir de temperaturas convenientes e por deformações plásticas.
O envelhecimento, após deformação plástica, depende da presença de soluções sólidas
intersticiais. A instabilidade da solução sólida intersticial é provocada pela deformação
plástica, que provoca movimentos bruscos das discordâncias, que os átomos
intersticiais do soluto não podem seguir; essa deformação ocasiona também o aumento
dos defeitos reticulares. Os átomos do soluto se movem atraídos pelos defeitos
reticulares, no sentido de readquirirem o equilíbrio perdido. Essa precipitação atua
como se os átomos estivessem supersaturando a matriz, ocasionando o envelhecimento
(COLOMBAROLI; CASTRO, 1970).
Envelhecimento por deformação – é um fenômeno no qual a resistência de um
metal é aumentada, e a ductilidade é diminuída, com o aquecimento, a temperaturas
relativamente baixas, do metal previamente deformado a frio. Esse comportamento
pode ser mais bem ilustrado pela Figura 7, a qual descreve esquematicamente o efeito
do envelhecimento pela deformação na tensão de escoamento de um aço baixo
carbono.
Figura 7 – Curvas tensão-deformação para aços de baixo carbono mostrando envelhecimento. Região A, material
originalmente deformado após limite de escoamento. Região B, material imediatamente tracionado
novamente após atingir ponto X. Região C, reaparecimento e aumento do limite de escoamento após
envelhecimento a 150°C.
64
A região A mostra a curva tensão-deformação para um aço de baixo carbono
deformado plasticamente através do alongamento do escoamento descontínuo para
uma deformação correspondente ao ponto X. O material é então descarregado e
recarregado sem uma considerável demora ou qualquer tratamento térmico, região B.
Nota-se que, no recarregamento, o escoamento descontínuo não ocorre, já que as
discordâncias foram libertadas das atmosferas de átomos de carbono e nitrogênio.
Considere-se agora que o material é deformado até o ponto Y e então
descarregado. Se ele for recarregado depois de um envelhecimento por alguns dias, à
temperatura ambiente, ou por algumas horas, a uma temperatura de envelhecimento de
148°C, o escoamento descontínuo ira reaparecer. Além disso, o escoamento
descontínuo crescerá pelo tratamento de envelhecimento de Y para Z. O
reaparecimento do escoamento descontínuo é devido à difusão dos átomos de carbono
e nitrogênio para as discordâncias, durante o período de envelhecimento, para formar
novas atmosferas de intersticiais, ancorando as discordâncias (DIETER, 1981).
2.8 CARACTERIZAÇÃO DE MICROESTRUTURA MULTIFÁSICA
A bainita, formada por resfriamento contínuo ou por tratamento isotérmico, se
forma numa faixa de temperatura entre as temperaturas de formação da perlita e a
martensita e, por isso, tem aspectos similares na transformação estrutural, tanto da
perlita como da martensita.
Semelhantemente à perlita, a bainita é uma mistura das fases ferrita e cementita,
e por isso depende do deslocamento do carbono, controlada pela difusão, entre a ferrita
e a austenita. Porém, diferentemente da perlita, a ferrita e a cementita se apresentam
em arranjos não-lamelares, cujas características são dependentes das composições das
ligas e das temperaturas de transformação.
65
Semelhante à martensita, a ferrita da bainita apresenta-se em forma de ripas ou
placas, apresentando uma estrutura distorcida e, até certo ponto, por isso, o mecanismo
da formação da bainita envolve tanto cisalhamento, quanto difusão.
A bainita superior composta de uma estrutura constituída de longos feixes de
ripas de ferrita separadas por pequenas variações, nos hábitos cristalográficos, ou por
finos grãos de carbonetos, apresenta, à microscopia óptica, com ataques comuns,
aparência escura sem definição das sub-unidades.
A bainita inferior tem aspecto acicular com lamelas mais individualizadas e
mais longas que na bainita superior e muito semelhantes às lamelas de martensita.
Essas lamelas nucleiam nos limites de grãos da austenita e no seu interior. Dentro das
lamelas de ferrita há o crescimento de carbonetos em forma de bastonetes. Esses
detalhes também não são observáveis em microscopia óptica.
Os significativos efeitos da microestrutura, nas propriedades físicas e mecânicas
dos aços, fazem das análises metalográficas uma necessidade para a o entendimento e
otimização das propriedades. Para revelar características de uma microestrutura
específica, numerosos métodos de ataque foram desenvolvidos. Entre eles, os ataques
químicos são os mais fáceis e os mais largamente usados. Esta técnica utiliza o
processo de corrosão controlada, provocada pelas diferenças de potenciais
eletroquímicos entre as diferentes características físicas ou químicas das diferentes
áreas da superfície examinada (VOORT, 1984).
Para análise quantitativa de uma microestrutura, não é necessário distinguiremse detalhes, e sim diferenciar as microestruturas, uma das outras.
Além das soluções como nital, um grande número de reagentes foi desenvolvido
para destacar microestruturas específicas (VOORT, 1984).
Porém, os ataques químicos normalmente utilizados como nital, picral, não
revelam de maneira satisfatória alguns microconstituintes presentes na estrutura.
Normalmente, eles revelam os contornos dos grãos, ressaltando, desta forma, as
interfaces entre ferrita e cementita. Microestruturas como perlita, onde estas interfaces
são muito próximas, tornam-se escuras, em microscopia óptica, e sob pequeno
aumento, apresentam-se como grãos pretos (COLPAERT, 1974).
66
Assim, trabalhos foram desenvolvidos na pesquisa de outros reagentes, na
tentativa de se diferenciar principalmente, martensita, bainita e ferrita.
Todavia, com o desenvolvimento de aços multifásicos, apresentou-se a
dificuldade de que com o reagente nital, de não se distinguirem as diferentes
microestruturas, especialmente a austenita retida e a martensita. Para superar esta
dificuldade, desenvolveram-se reagentes colorantes (tint etchants), que apresentam
diferentes cores sob iluminação de campo claro, produzidas por um fino filme de
óxido, depositado sobre a superfície atacada. (OLIVER; JONES; FOURLARIS, 2006).
Consideráveis progressos nos estudos sobre reagentes corantes ou “tint etchant”
foram feitos pelo desenvolvimento de soluções, que, pela simples imersão, produz um
filme com diferentes colorações, baseados substancialmente no trabalho de Emanuel
Behara (VOORT, 1986). Estes reagentes são, geralmente, soluções ácidas tendo água
ou álcool como solventes. Eles são quimicamente balanceados para depositar um fino
filme (40 a 500 nm) de óxido, sulfito, molibdato complexo, selênio ou cromato, na
superfície da amostra. A coloração se desenvolve pela interferência entre os raios de
luz refletidos pela superfície externa e interna do filme. A recombinação de duas ondas
de luz, com diferença de fase de 180 graus, provoca o desaparecimento de certos
comprimentos de onda, produzindo uma onda refletida de cor complementar. A
orientação cristalográfica, a espessura e o índice de refração do filme determinam as
cores produzidas (VOORT, 1986).
Baseando-se nesta técnica, foi desenvolvido por LePera um ataque melhorado,
para diferenciar esses microconstituintes, composto de uma solução aquosa com 1% de
metabissulfito de sódio (Na2 S2 O5) com uma solução 4% de ácido pícrico (C8 H2
(NO2) 3 OH) em álcool etílico. Com esse ataque, excelentes resultados foram obtidos,
revelando a martensita que permanece clara, bainita preta, e a ferrita castanha
(LEPERA, 1979).
Os ataques de nital diferenciam as estruturas da ferrita e da austenita, que se
revelam brancas, das estruturas da martensita, bainita e perlita, que se revelam pretas.
Os ataques de metabissulfito de sódio separam a austenita que não é atacada,
permanecendo branca, das estruturas ferríticas, martensíticas e bainíticas, que se
revelam pretas, por serem atacadas.
67
A combinação desses três ataques tem-se revelado eficiente para contabilização
dos microconstituintes de aços com estruturas multifásicas conforme recentes trabalhos
(HASHIMOTO et al., 2006; ABDALLA et al., 2006).
As microestruturas, depois de reveladas pelos ataques químicos e fotografadas
em microscópios ópticos, são submetidas à análise por softwares, onde suas áreas
podem ser contabilizadas.
68
3 PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS
3.1 MATERIAL
O material utilizado é um aço do tipo AISI – 4340 que possui a composição
nominal, conforme Tabela 1.
Tabela 1 – Composição química característica do aço AISI 4340, % em peso (ASM, 1990).
Elemento
carbono
manganês
fósforo
enxofre
silício
cromo
níquel
molibdênio
% em peso
0,38-0,43
0,60-0,80
0,035 Max.
0,040 Max.
0,15-0.30
0,70-0.90
1,65-2,00
0,20-0,30
O material usado na confecção dos corpos-de-prova foi analisado nos
laboratórios da Companhia Siderúrgica Nacional. A análise do carbono foi feita pelo
processo de combustão em equipamento marca LECO modelo CS 4444; os demais
elementos foram quantizados por espectrometria de emissividade óptica no
equipamento de fabricação ARL (Apply Research Laboratories) modelo 3460, tendo
sido obtidos os resultados apresentados na Tabela 2, estando, portanto, dentro das
especificações.
69
Tabela 2 – Composição do aço AISI 4340, usado na confecção dos corpos-de-prova, % em peso.
Elemento
carbono
manganês
fósforo
enxofre
silício
cromo
níquel
molibdênio
% em peso
0,395
0,660
0,016
0,003
0,270
0,810
1,720
0,200
A Tabela 3 apresenta as frações de elementos residuais.
Tabela 3 – Elementos residuais do aço AISI 4340, usado na confecção dos corposde-prova, % em peso.
Elemento
cobre
estanho
vanádio
nióbio
nitrogênio
alumínio
boro
% em peso
0,120
0,008
0,006
0,005
0,007
0,027
0,0002
3.2 CORPOS-DE-PROVA
Os corpos-de-prova para ensaio de tração foram confeccionados conforme
norma ASTM E8 M nas oficinas do Departamento de Materiais e Tecnologia da FEG,
UNESP. Estes corpos-de-prova foram usinados a partir de tiras retiradas no sentido
longitudinal (laminação) da chapa.
70
3.3 EQUIPAMENTOS UTILIZADOS NO TRATAMENTO TÉRMICO
Os tratamentos térmicos foram executados nos Laboratórios de Tratamento
Térmico do CTA – AMR. Foi utilizado, para o aquecimento do primeiro patamar
térmico (temperaturas de 740º C ou 850º C), um forno tipo mufla marca Brasimet,
modelo KOE 40/25/65, com potência de 18 KW e temperatura máxima de 1000ºC,
com atmosfera de argônio. O segundo patamar, com temperaturas de transformação
isotérmica, de 450°C e 350°C, foi executado em um forno de banho de sal, tipo ABO
35/60, com potência de 20 KW e temperatura máxima de 530º C, utilizando-se o sal
540-Degussa, seguido de resfriamento até temperatura ambiente por imersão em água
circulante. Os controles de temperatura foram feitos com a utilização de temômetro
digital Fulke.
3.4 TRATAMENTOS TÉRMICOS
3.4.1 Identificação das rotas
As rotas de transformações isotérmicas foram compostas de um aquecimento
inicial, até a temperatura de um primeiro patamar térmico, na qual o aço permaneceu
por dois intervalos de tempo determinados, 900s e 1800s, seguido de um resfriamento,
até um segundo patamar térmico, no qual o aço permaneceu por intervalos de tempo de
60, 300, 600 e 1800 segundos.
Em todas as rotas de transformação isotérmicas, após o segundo patamar
térmico, o aço foi resfriado rapidamente até a temperatura ambiente por imersão em
água.
Para facilidade, as rotas de tratamento serão representadas da seguinte forma:
(T1/t1 / T2/t2), onde T1 = temperatura do primeiro patamar térmico em graus
centígrados; t1 = tempo de permanência no primeiro patamar térmico em segundos; T2
71
= temperatura do segundo patamar térmico, em graus centígrados; t2 = tempo de
permanência no segundo patamar térmico, em segundos.
3.4.2 Descrição das rotas.
Dois grupos de rotas de tratamentos isotérmicos foram executados:
No primeiro grupo, o aço foi, inicialmente, aquecido até temperatura de 850°C,
em forno elétrico, tipo mufla, com atmosfera de argônio e permanecendo nessa
temperatura por um intervalo de tempo de 900s, depois resfriado até um segundo
patamar térmico de 450°C, em banho de sal fundido e permanecendo nessa
temperatura por intervalos de tempos de 60 s, 300 s, 600 s e 1800 s, posteriormente,
mergulhados em água, para resfriamento rápido, até a temperatura ambiente.
No segundo grupo, o aço foi, inicialmente, aquecido até temperatura de 740°C,
em forno elétrico, tipo mufla, com atmosfera de argônio e permanecendo nessa
temperatura por um intervalo de tempo de 1.800s, depois resfriado até um segundo
patamar térmico de 350°C, em banho de sal fundido e permanecendo nessa
temperatura por intervalos de tempos de 60 s, 300 s, 600 s e 1800 s, posteriormente,
mergulhados em água, para resfriamento rápido, até a temperatura ambiente.
72
Foram obtidas, assim, 8 rotas de tratamentos isotérmicos, que estão
representadas esquematicamente nas Figuras 8 e 9.
Figura 8 – Rotas com austenitização completa – Aquecimento no primeiro patamar térmico de 850º C por 900s,
depois mantidos no segundo patamar térmico de 450º C, por tempos de 60 s, 300 s, 600 s ou 1800 s.
Figura 9 – Rotas com aquecimento intercrítico – Aquecimento no primeiro patamar térmico de 740º C por
1800s, depois mantidos no segundo patamar térmico de 350º C, por tempos de 60 s, 300 s, 600 s ou
1800 s.
73
3.4.3 Mecanismo básico de transformação
Em ambas as rotas, o aço foi aquecido inicialmente a uma temperatura acima a
da temperatura Ac1. A partir desta temperatura, a estrutura CCC começa a se
transformar em CFC, na qual o carbono apresenta maior solubilidade; com isso,
também, há dissolução dos carbonetos. Em uma das rotas, o aço permaneceu na
temperatura de 850°C por 900s, para que houvesse uma completa austenitização. Na
outra rota, o aço permaneceu na temperatura intercrítica de 740°C, para que se
formasse uma microestrutura composta de austenita e ferrita, combinada com um
tempo maior, 1800s, para haver uma maior homogeneização, por difusão, depois foram
resfriados até as respectivas temperaturas de transformação isotérmica, onde há a
formação da bainita.
Durante a formação isotérmica da bainita, grande quantidade de carbono é
transferida para a austenita não-transformada. Isto estabiliza a austenita, de forma que,
no último estágio de resfriamento uma considerável quantidade de austenita nãotransformada permanece retida até a temperatura ambiente (VERLINDEN et al.,
2001).
3.5 ANÁLISE METALOGRÁFICA
3.5.1 Preparação das amostras metalográficas
De cada rota de tratamento térmico foi preparada uma amostra metalográfica
por corte, embutimento em baquelita, lixamento com seqüência de lixas com
granulometria decrescente, na seguinte ordem 80, 100, 220, 320, 400, 600, 1000, 1500
e 2000 mesh e finalizando o polimento com suspensão de sílica coloidal tipo OP-U,
fabricação Struers A/S.
74
3.5.2 Ataques químicos
Neste trabalho, as microestruturas foram caracterizadas por técnica de tríplice
ataque (HASHIMOTO et al., 2006), usando-se o primeiro ataque com nital 2%, para
separar a fases ferrita e austenita das fases martensita e bainita; o segundo ataque com
solução aquosa a 10% de metabissulfito de sódio, para distinguir a austenita retida das
demais fases, e, finalmente, o terceiro ataque, com reativo LePera que, sendo um
reagente colorante (tint etchants), torna a ferrita marrom-claro, a bainita marromescuro, separando-as do constituinte MA (martensita + austenita retida) que permanece
branco (LEPERA, 1979).
O reagente de LePera é composto da mistura, em partes iguais, de dois
componentes com as seguintes constituições: componente 1: 1g metabissulfito de sódio
+ 99 ml água destilada; componente 2: 4 g ácido pícrico + 96 ml álcool etílico. O
reagente deve ser preparado imediatamente antes do uso, e as sobras devem ser
descartadas (LEPERA, 1979).
Para se garantir a reprodutibilidade dos ataques, os reagentes foram aplicados
em temperatura constante com os recipientes mantidos em banhos de água com gelo
durante os ensaios.
Entre os ataques, as superfícies das amostras foram lixadas até serem totalmente
removidos vestígios do ataque anterior e, em seguida, novamente polidas para
sofrerem o novo ataque.
3.5.3 Obtenção das imagens micrográficas
As imagens foram obtidas, em campo claro, através de microscópio óptico,
marca Nikon, modelo NIKON EPIPHOT 200, acoplado a um PC, através de uma
câmera Diagnostic Model # 4.2, usando–se o software Spot, para capturar as imagens.
75
3.5.4 Análise das imagens
De cada amostra, após polimento e ataque, foram capturadas imagens ao longo
de toda superfície preparada, evitando-se regiões que, eventualmente, apresentaram
alguma imperfeição de polimento e as regiões muito próximas às bordas, onde a
microestrutura apresentou uma fina camada descarbonetada e oxidada. Mantendo-se a
imagem sempre bem-focada, foram capturadas pelo menos vinte imagens de cada
amostra.
Após a captura das vinte imagens, de cada amostra, como estabelece a norma
ASTM E 1382, elas foram analisadas através do software Image J, disponível para uso
livre na Internet3.
As análises foram executadas compilando-se as vinte imagens de cada amostra,
em pacotes. Aplicou-se, em algumas imagens, o threshold, (recurso pelo qual o
software estabelece o limiar entre as fases brancas e pretas de uma imagem),
escolhendo-se o valor de forma a se separar, o melhor possível, as áreas claras (não
atacadas ou tingidas) das áreas escuras (atacadas ou tingidas pelos reagentes). O valor
do threshold obtido foi então aplicado nas vinte imagens do pacote e, com o recurso de
análise de imagem, foi feita a contabilização dos percentuais das áreas brancas de cada
micrografia. Com auxílio do software Excel foram obtidas as médias aritméticas e os
desvios padrões desses valores.
3.6 ENSAIOS MECÂNICOS
Os ensaios de tração monotônica foram executados na Máquina Universal de
Ensaio, servo hidráulica INSTRON, modelo 8801, com uso de extensômetro, para
monitorar a deformação, instalada no Departamento de Materiais e Tecnologia da
Faculdade de Engenharia Campus de Guaratinguetá – UNESP.
3
http://rsb.info.nih.gov/ij/
76
3.7 EFEITO TRIP
Amostras dos aços submetidos às diversas rotas de tratamento isotérmico foram
submetidas a ensaios de tração para a determinação dos limites de escoamento.
A estes valores do limite de escoamento, acrescentaram-se porcentuais de 10, 20
e 30 %, para obter os valores de tensões de deformação plástica para que ocorra o
efeito TRIP. Dois corpos-de-prova de cada rota foram, então, submetidos a esses novos
valores de tensão, para provocar as deformações que induziram alterações das
microestruturas por efeito TRIP. De um destes, foi retirada amostra para se analisar a
nova microestrutura obtida, após deformação, e o outro foi reservado para ser
submetido a ensaio de tração, até o rompimento, após 48 dias, depois da deformação,
com intuito de avaliar o envelhecimento por deformação.
Depois foram comparadas as diversas microestruturas resultantes, os valores dos
limites de escoamento e resistência à tração, antes e depois das deformações plásticas.
77
4 RESULTADOS E DISCUSSÕES
4.1 ANÁLISE MICROESTRUTURAL
Após os tratamentos térmicos, as microestruturas foram caracterizadas com
auxílio da técnica de tríplice ataque (HASHIMOTO et al., 2006).
O primeiro ataque foi feito com nital 2% que escureceu os microconstituintes
bainita e martensita, não atacando os microconstituintes ferrita e austenita, que
permaneceram claros, como pode ser visto na Figura 10 e na Figura 11.
Figura 10 - Micrografia do aço AISI 4340 aquecido até 850ºC por 900s e com transformação isotérmica a 450ºC
por 600s, após ataque com nital 2%, mostrando áreas claras constituídas de ferrita e austenita retida.
78
A Figura 10 mostra uma micrografia do aço AISI 4340 aquecido até 850ºC por
900s e com transformação isotérmica a 450ºC por 600s, após ataque com nital 2%,
mostrando áreas claras constituídas de ferrita e austenita retida, onde a estrutura
revelada mostra os microconstituintes ferrita e austenita aleatoriamente distribuídos
formando pequenos aglomerados irregulares. As áreas escuras são compostas das fases
bainita e martensita. Todos os microconstituintes encontram-se uniformemente
distribuídos indicando que o aquecimento a 850°C por 900s foi suficiente para
austenitizar e homogeneizar toda a microestrutura.
Figura 11 - Micrografia do aço AISI 4340 aquecido até 740ºC por 1800s e com transformação isotérmica a
350ºC por 600s, após ataque com nital 2%, mostrando áreas claras constituídas de ferrita e
austenita retida.
A Figura 11 mostra uma micrografia do aço AISI 4340 aquecido até 740ºC por
1800s e com transformação isotérmica a 350ºC por 600s, após ataque com nital 2%,
mostrando áreas claras constituídas de ferrita e austenita retida onde a estrutura
79
revelada mostra os microconstituintes ferrita e austenita aleatoriamente distribuídos
formando aglomerados de dimensões maiores que os apresentados na Figura 10. As
áreas escuras correspondem aos microconstituintes bainita e martensita.
O segundo ataque feito com solução aquosa a 10% de metabissulfito de sódio,
apresentou as áreas claras compostas de microestrutura austenítica e as áreas escuras
constituídas de martensita, ferrita, bainita, como podem ser vistas na Figura 12 e 13.
Figura 12 – Micrografia do aço AISI 4340 aquecido à 850º C por 900s e com transformação isotérmica a 450ºC
por 600s, após ataque com solução aquosa 10% de metabissulfito de sódio, mostrando áreas
claras constituídas de austenita retida.
A Figura 12 apresenta a micrografia do aço AISI 4340 aquecido a 850º C por
900s e com transformação isotérmica a 450ºC por 600s, após ataque com solução
aquosa 10% de metabissulfito de sódio, mostrando áreas claras constituídas de
austenita retida. A austenita retida apresenta contornos bem-definidos e com aspecto de
coalescimento.
80
Figura 13 – Micrografia do aço AISI 4340 aquecido a 740º C por 1800s e com transformação isotérmica a 350ºC
por 600s, após ataque com solução aquosa 10% de metabissulfito de sódio, mostrando áreas claras
constituídas de austenita retida.
A Figura 13 apresenta a Micrografia do aço AISI 4340 aquecido à 740º C por
1800s e com transformação isotérmica a 350ºC por 600s, após ataque com solução
aquosa 10% de metabissulfito de sódio, mostrando áreas claras constituídas de
austenita retida. A austenita retida para essa rota também apresenta contornos mais
definidos do que os contornos dos aglomerados formados de austenita e ferrita
mostrados na Figura 11. Existe, também, uma grande diversidade nos tamanhos dos
grãos.
O terceiro ataque foi feito com reativo LePera que realçou o constituinte MA
(martensita e austenita retida) que permaneceu claro enquanto a bainita apareceu com
coloração marrom-escura e a ferrita marrom-claro conforme Figura 14 e 15.
81
Figura 14 – Micrografia do aço AISI 4340 aquecido 850º C por 900s e com transformação isotérmica a 450º C
por 600s, após ataque com reagente LePera, onde o constituinte MA (martensita e austenita retida)
aparece claro, enquanto a bainita apareceu com coloração marrom escura e a ferrita marrom clara.
A Figura 14 apresenta Micrografia do aço AISI 4340 aquecido 850º C por 900s
e com transformação isotérmica a 450º C por 600s, após ataque com reagente LePera,
onde o constituinte MA (martensita e austenita retida) aparece claro, enquanto a bainita
aparece com coloração marrom-escura e a ferrita marrom-clara. A martensita e
austenita apresentam distribuição aleatória e também uma ampla gama de tamanhos de
grãos. A bainita aparece em blocos compactos intercalados com martensita e austenita.
82
Figura 15 – Micrografia do aço AISI 4340 aquecido 740º C por 1800s e com transformação isotérmica a 350º C
por 600s, após ataque com reagente LePera, onde o constituinte MA (martensita e austenita retida)
aparece claro, enquanto a bainita aparece com coloração marrom escura e a ferrita marrom clara.
A Figura 15 apresenta micrografia do aço AISI 4340 aquecido 740º C por 1800s
e com transformação isotérmica a 350º C por 600s, após ataque com reagente LePera,
onde o constituinte MA (martensita e austenita retida) aparece claro, enquanto a bainita
aparece com coloração marrom-escura e a ferrita marrom-clara. A fase MA aparece
com uma distribuição e morfologia bastante heterogênea; apresenta-se em aglomerados
de blocos maiores localizados em pontos determinados e em blocos menores dispersos
por uma área maior. A bainita (marrom escuro) apresenta-se em blocos compactos e
em forma de pequenos bastonetes dispersos na fase MA.
83
4.2 ESTUDO DO EFEITO TRIP
4.2.1 Seleção dos tratamentos térmicos
As amostras do aço, após os tratamentos térmicos, conforme as rotas
850ºC/900s/450ºC/600s e 740ºC/1800s/350ºC/600s, representadas pelas Figuras 8 e 9,
foram submetidas a ensaios de tração e à análise micrográfica. Apresentaram limites de
escoamento com valores próximos e microestruturas compostas principalmente de
bainita, martensita e austenita retida, conforme Tabela 4, sendo, por isso, as escolhidas
para os ensaios e comparações das microestruturas após efeito TRIP.
Tabela 4 – Fração volumétrica das fases e limite de escoamento das rotas de tratamento térmico
850ºC/900s/450ºC/600s e 740ºC/1800s/350ºC/600s.
Condições de tratamento Limite de
térmico
escoamento
Bainita
Martensita
Austenita
retida
Ferrita
850°C 3600s, 450º 600 s
749 MPa
53,0 ± 4,8 29,4 ± 4,4 17,1 ± 2,5 0,5 ± 3,2
740ºC 3600s, 350° 600 s
733 MPa
63,8 ± 4,2 17,2 ± 3,7 15,0 ± 1,5 4,0 ± 2,6
A rota 850ºC/900s/450ºC/600s, com aquecimento, inicial, acima da temperatura
Ac3 = 774º C para o aço AISI 43404, por 900s, provocou a total transformação das
microestruturas iniciais em austenita.
O resfriamento rápido até a temperatura de 450º C impediu que a austenita se
transformasse em ferrita e perlita, ultrapassando o cotovelo da perlita sem interceptá-lo
e entrando diretamente no campo de transformação bainítica conforme está
representado pela reta verde, na Figura 16, permanecendo na temperatura de 450º C
por 600s, tempo em que foi formada uma fração volumétrica na ordem de 53% de
bainita e frações volumétricas de ferrita detectadas de 0,5%, que são praticamente
4
TIMKEN – Steel online service - http://www.timken.com/timken_ols/steel/handbook/pdm071.asp
84
desprezíveis por serem menores que o desvio padrão de 3,2%. Em torno de 47% de
austenita não foi transformada durante a formação da bainita. No resfriamento final até
a temperatura ambiente, aproximadamente 30% dessa austenita foi transformada em
martensita, restando, então, 17% de austenita que foi estabilizada pelo carbono
solubilizado; durante a reação bainítica se manteve estável até a temperatura ambiente.
Figura 16 – Diagrama de transformação isotérmica do aço AISI 4340 onde: A, austenita; B, bainita; P, perlita;
F, ferrita proeutectóide; M, martensita, mostrando os patamares de transformações isotérmicas de
450º C, em verde, e 350º C, em azul. (adaptado CALLISTER, 2000).
A distribuição da austenita após tratamento térmico e antes da deformação por
tração, pode ser vista na micrografia da Figura 17, onde também podem ser vistas as
áreas que representam a austenita retida.
A Figura 17 (A) representa uma micrografia do aço submetido ao tratamento
850°C/900s/450°C/600s, quando atacado com solução aquosa de 10% de
metabissulfito de sódio. Este reagente ataca todas as fases presentes, exceto a austenita
retida que permanece clara. A Figura 17 (B) mostra a imagem 17 (A) com a aplicação
85
do threshold, através do software Image J, identificando, em preto, as áreas ocupadas
por austenita retida que totalizam 17,2%.
Figura 17 – Micrografia da amostra submetida ao tratamento 850ºC/900s/450ºC/ 600s, atacada com solução
aquosa 10% de metabissulfito de sódio, mostrando: (A) austenita retida nas áreas claras, (B)
resultado da identificação das áreas ocupadas pela austenita retida após aplicação do threshold
através do software ImageJ.
O aço, submetido à rota 740ºC/1800s/350ºC/600s, tendo sofrido um
aquecimento até temperatura intercrítica, sofreu transformações significativas dos
microconstituintes em austenita e ferrita. O resfriamento rápido impediu que a
austenita se transformasse em ferrita e perlita, ultrapassando o cotovelo da perlita sem
interceptá-lo e entrando diretamente no campo de transformação bainítica, conforme
está representado pela reta azul, na Figura 16. A permanência por 600s na faixa de
temperatura de 350º C provocou a formação de aproximadamente 64% de bainita, 4%
de ferrita e o aumento do teor de carbono dissolvido em 32, 2 % de austenita nãotransformada. Com o esfriamento, final, até a temperatura ambiente, 17,2% de
austenita se transformou em martensita ao ultrapassar os limites Mi e Mf da
transformação martensítica, e 15% se manteve estável. A distribuição da
microestrutura austenítica pode ser vista na Figura 18.
A Figura 18 (A) representa uma micrografia do aço submetido ao tratamento
740ºC/1800s/350ºC/600s, quando atacado com solução aquosa 10% de metabissulfito
de sódio. Este reagente ataca todas as fases presentes exceto a austenita retida que
permanece clara. A Figura 18 (B) mostra a imagem 18 (A) com a aplicação do
threshold, através do software Image J, identificando, em preto, as áreas ocupadas por
austenita retida, que totalizam 15,0%.
86
Figura 18 - Micrografia da amostra submetida ao tratamento 740ºC/1800s/350ºC/600s. Atacada com solução de
metabissulfito de sódio, mostrando: (A) microestrutura da austenita nas áreas claras e (B) resultado da
identificação das áreas ocupadas pela austenita retida após aplicação do threshold através do software
ImageJ.
As variações nas microestruturas finais e as quantidades finais de austenita
retida são afetadas pelas condições da austenita inicial, pela quantidade de ferrita
poligonal e pela temperatura da transformação isotérmica da bainita (PERELOMA,
TIMOKHINA, HODGSON, 1999).
Nas duas rotas, a bainita obtida provavelmente seja a bainita superior visto que
as temperaturas de tratamento isotérmico estão dentro da faixa de temperatura, 300º e
540º C, correspondendo à faixa de temperatura de transformação da bainita superior
para o aço em questão (CALLISTER, 2000). No entanto, neste trabalho, não foi feita
tal comprovação.
4.2.2 Estabelecimento das tensões para transformações TRIP
Após contabilização das frações volumétricas dos microconstituintes, um corpode-prova de cada rota foi submetido ao ensaio de tração para se determinar o limite de
escoamento de cada rota, que serviram de referência para o cálculo das tensões de
deformação.
Para o aço AISI 4340 submetido à rota 850ºC/900s/450ºC/600s, foi obtido o
limite de escoamento, σr1 = 749 MPa, conforme curva tensão-deformação da Figura 19.
87
Figura 19 – Curva tensão–deformação do aço AISI 4340 tratado: a 850ºC/900s/450ºC/ 600s, com o limite de
escoamento, σr1 = 749 MPa, assinalado.
Para o aço AISI 4340 submetido à rota 740ºC/1800s/350ºC/600s, obteve-se o
limite de escoamento, σr2 = 733 MPa, conforme curva tensão-deformação da Figura 20.
Figura 20 – Curva tensão-deformação do aço AISI 4340 tratado a 740ºC/1800s/ 350ºC/600s, com o limite de
escoamento, σr2 = 733 MPa, assinalado.
A rota 850ºC/900s/450ºC/600s apresentou maior limite de escoamento do que a
rota
740ºC/1800s/350ºC/600s,
provocado
pelas
diferentes
composições
das
microestruturas. A rota 850ºC/900s/450ºC/600s apresentou uma fração volumétrica de
88
martensita, igual a 29,4%, superior a fração volumétrica de martensita, de 17,2%,
apresentada pela rota 740ºC/1800s/350ºC/600s.
Percentuais de 10, 20 e 30% foram adicionados a tensão σr1 = 749 MPa,
correspondente
ao
limite
de
escoamento,
da
rota
de
tratamento
850ºC/900s/450ºC/600s, tendo sido obtidas, dessa forma, os valores das tensões de
deformação calculadas: σc01 = 824 MPa, σc02 = 899 MPa e σc03 = 974 MPa. Da mesma
forma, percentuais de 10, 20, 30% foram adicionados à tensão σr2 = 733 MPa
correspondente limite de escoamento da rota de tratamento 740ºC/1800s/350ºC/600s,
tendo sido obtidas, dessa forma, os valores das tensões de deformação calculadas: σc04
= 806 MPa, σc05 = 880 MPa, σc06 = 953 MPa.
Em função das áreas das respectivas seções transversais, foram calculadas as
cargas a serem aplicadas para se obter as tensões calculadas.
Para avaliação das variações volumétricas da austenita, por efeito TRIP, corposde-prova foram submetidos a ensaios de tração interrompidos, ao se atingir as cargas
previamente calculadas. Como a interrupção da deformação, ao se atingir a carga préestabelecida, não é automática, ficando condicionada à habilidade do operador,
ocorreram ligeiras variações entre os valores programados e os realmente aplicados.
Na Tabela 5, estão representadas as tensões calculadas, σc, e as tensões
aplicadas: σa01 = 792 MPa, σa02 = 918 MPa, σa03 = 972 MPa, σa04 = 829 MPa, σa05 =
877 MPa, σa06 = 952 MPa e os respectivos limites de escoamento.
89
Tabela 5 – Tensões calculadas, tensões aplicadas e os limites de escoamento obtidos durante a deformação.
850ºC/900s/450ºC/600s
Tensões
calculadas
com base no
σr1 = 749
(MPa)
Limites
escoamento
obtidos
durante
deformação
(MPa)
740ºC/1800s/350ºC/600s
Tensões
aplicadas
(MPa)
Tensões
calculadas
com base
no σr2 =
733
(MPa)
σc01 = 824
σe01 = 764
σa01 = 792 σc04 = 806
σc02 = 899
σe02 = 772
σa02 = 918 σc05 = 880
σc03 = 974
σe03 = 779
σa03 = 972 σc06 = 953
* O limite de escoamento não foi atingido.
Limites
escoamento
obtidos
durante
deformação
(MPa)
σe04 = *
σe05 = 695
σe06 = 634
Tensões
aplicadas
(MPa)
σa04 = 829
σa05 = 877
σa06 = 952
As variações apresentadas entre as tensões calculadas e as tensões aplicadas
não irão influir no resultado do trabalho, pois os percentuais (10, 20 e 30%)
acrescentados ao limite de escoamento inicial foram arbitrados de forma simplesmente
a cobrir um intervalo de deformação em que se espera uma transformação significativa
de austenita retida em martensita.
Com a aplicação das tensões, apresentadas na Tabela 5, foram
desenvolvidas curvas, tensão-deformação, que estão representadas nas Figuras 21-26.
Figura 21- Curva tensão-deformação aplicada até tensão σa01 = 792 MPa, cujo limite de escoamento foi σe01 =
764 MPa.
90
Figura 22- Curva tensão-deformação aplicada até tensão σa02 = 918 MPa, cujo limite de escoamento foi σe02 =
772 MPa.
Figura 23- Curva tensão-deformação aplicada até tensão σa03 = 972 MPa, cujo limite de escoamento foi σe03 =
779 MPa.
O primeiro ensaio de tração, com corpos de prova da rota 850ºC/900s/
450ºC/600s, foi executado até se atingir a tensão σa01 = 792MPa (segundo ponto na
curva), quando o ensaio foi interrompido. Para essa tensão, o limite de escoamento
(primeiro ponto na curva) foi σe01 = 764 MPa, como pode ser visto na Figura 21, tendo,
então, a tensão de tração superado o limite de escoamento em 3,7%.
91
O segundo ensaio de tração, com corpos de prova da rota 850ºC/900s/
450ºC/600s, foi executado até se atingir a tensão σa02 = 918MPa (segundo ponto na
curva), quando o ensaio foi interrompido. Para essa tensão, o limite de escoamento foi
σe02 = 772 MPa (primeiro ponto na curva), como pode ser visto na Figura 22, tendo,
então, a tensão de tração superado o limite de escoamento em 18,9%.
O terceiro ensaio de tração, com corpos de prova da rota 850ºC/900s/
450ºC/600s, foi executado até se atingir a tensão σa03 = 972 MPa (segundo ponto na
curva), quando o ensaio foi interrompido. Para essa tensão, o limite de escoamento foi
σe03 = 779 MPa (primeiro ponto na curva), como pode ser visto na Figura 23, tendo,
então, a tensão de tração superado o limite de escoamento em 24,8%.
Figura 24- Curva tensão-deformação aplicada até tensão σa04 = 829 MPa, cujo limite de escoamento, σe04, não foi
atingido.
92
Figura 25- Curva tensão-deformação aplicada até tensão σa05 = 877 MPa, cujo limite de escoamento foi σe05 =
695 MPa.
Figura 26- Curva tensão-deformação aplicada até tensão σa06 = 952 MPa, cujo limite de escoamento foi σe06 =
634 MPa.
O quarto ensaio de tração, com corpos de prova da rota 740ºC/1800s
/350ºC/600s, foi executado até se atingir a tensão σa04 = 829 MPa (ponto na curva),
quando o ensaio foi interrompido. Para essa tensão, o limite σe04, não foi atingido,
como pode ser visto na Figura 24.
93
O quinto ensaio de tração, com corpos de prova da rota 740ºC/1800s
/350ºC/600s, foi executado até se atingir a tensão σa05 = 877 MPa (segundo ponto na
curva), quando o ensaio foi interrompido. Para essa tensão, o limite de escoamento foi
σe05 = 695 MPa (primeiro ponto na curva), como pode ser visto na Figura 25, tendo,
então, a tensão de tração superado o limite de escoamento em 26,2%.
O terceiro ensaio de tração, com corpos de prova da rota 740ºC/1800s
/350ºC/600s , foi executado até se atingir a tensão σa06 = 952 MPa (segundo ponto na
curva), quando o ensaio foi interrompido. Para essa tensão, o limite de escoamento foi
σe06 = 634 MPa (primeiro ponto na curva), como pode ser visto na Figura 26, tendo,
então, a tensão de tração superado o limite de escoamento em 50,2%.
As novas curvas, tensão-deformação, mostraram algumas variações entre os
limites de escoamento dos corpos-de-prova tomados como referência e os limites de
escoamento dos corpos-de-prova que foram submetidos à deformação. Estas variações
normalmente podem ocorrer devido a diversos fatores: pequenas variações na
composição química dos corpos-de-prova, pequenas variações de temperatura no
ambiente do forno onde foram feitos os tratamentos térmicos, variações na temperatura
da água no resfriamento final, além de que os corpos-de-prova em posições periféricas
podem ter resfriado ligeiramente, mais rápido que os corpos-de-prova em posições
centrais. Estas variações também não influíram no resultado do trabalho, porque as
tensões obtidas iniciais serviram somente como referência para os ensaios de tração.
Assim, a aplicação destas tensões, aos corpos de prova, provocaram
deformações plásticas que induziram as transformações da austenita retida, que é uma
estrutura metaestável, em martensita, por efeito TRIP.
A quantificação da fração volumétrica da austenita transformada foi executada
pela comparação das frações volumétricas iniciais com as frações volumétricas finais,
após deformação, através de microscopia óptica.
Um corpo-de-prova de cada condição de deformação e de cada rota de
tratamento térmico foi seccionado para retirada de amostras metalográficas. Assim,
seis amostras foram retiradas. Micrografias, com respectivas quantificações da
austenita retida, dos corpos-de-prova da rota 850ºC/900s/450ºC/600s, submetidos às
diferentes deformações, estão representadas na Figura 27, e as micrografias dos
94
corpos-de-prova
da
rota
740ºC/1800s/350ºC/600s,
submetidos
às
diferentes
deformações, estão representadas na Figura 28.
Figura 27 – Micrografias do aço AISI-4340, submetido ao tratamento 850ºC/900s/450ºC/600s, deformado
plasticamente e atacado com solução aquosa 10% de metabissulfito de sódio: (A) tensão de
3,7% acima do limite de escoamento; (B) tensão de 18,9% acima do limite de escoamento; (C)
tensão de 24,8% acima do limite de escoamento. As Figuras A’, B’ e C’ representam
respectivamente a descriminação da austenita retida pelo threshold.
95
A Figura 27 mostra micrografias, cujo ataque foi solução aquosa 10% de
metabissulfito de sódio, para revelar a austenita, de cada condição de deformação para
a rota 850ºC/900s/450ºC/600s. A Figura 27 (A) mostra a micrografia do corpo-deprova da condição de deformação provocada pela tensão de 3,7% acima do limite de
escoamento, a Figura (A’) é a representação, em preto, das áreas selecionadas pelo
threshold, representando a fração volumétrica final de austenita igual 14,2%, tendo
havido uma transformação de 2,8% que corresponde a uma variação percentual da
fração volumétrica inicial de 16,5%.
A Figura 27 (B) mostra a micrografia do corpo-de-prova da condição de
deformação provocada pela tensão de 18,9% acima do limite de escoamento; a Figura
(B’) é a representação, em preto, das áreas selecionadas pelo threshold, representando
a fração volumétrica final de austenita igual 12,4%, tendo havido uma transformação
de 5,1%, que corresponde a uma variação percentual da fração volumétrica inicial de
29,1%, a Figura 27 (C) mostra a micrografia do corpo-de-prova da condição de
deformação provocada pela tensão de 24,8% acima do limite de escoamento; a Figura
(C’) é a representação, em preto, das áreas selecionadas pelo threshold, representando
a fração volumétrica final de austenita igual 9,0%, tendo havido uma transformação de
7,3% que corresponde a uma variação percentual da fração volumétrica inicial de
44,8%.
96
Figura 28 – Micrografias do aço AISI-4340 submetido ao tratamento 740ºC/1800s/350ºC/600s deformado
plasticamente e atacado com solução aquosa 10% de metabissulfito de sódio: (A) a tensão não
atingiu o limite de escoamento; (B) tensão de 26,2% acima do limite de escoamento; (C) tensão de
50,2% acima do limite de escoamento. As Figuras A’, B’ e C’ representam respectivamente à
descriminação da austenita retida pelo threshold.
A Figura 28 mostra micrografias, cujo ataque foi solução aquosa 10% de
metabissulfito de sódio, para revelar a austenita, de cada condição de deformação, para
a rota 740ºC/1800s/350ºC/600s. A Figura 28 (A) mostra a micrografia do corpo-deprova cuja tensão aplicada não atingiu o limite de escoamento, portanto não provocou
97
deformação plástica, tendo sofrido, então, somente deformação elástica. A Figura (A’)
é a representação, em preto, das áreas selecionadas pelo threshold, representando a
fração volumétrica final de austenita igual 13,0%, tendo havido, aparentemente, uma
transformação de 1,1%, que corresponde a uma variação percentual da fração
volumétrica inicial de 7,8%.
A Figura 28 (B) mostra a micrografia do corpo-de-prova da condição de
deformação provocada pela tensão de 26,2% acima do limite de escoamento; a Figura
(B’) é a representação, em preto, das áreas selecionadas pelo threshold, representando
a fração volumétrica final de austenita igual 11,7%, tendo havido uma transformação
de 2,9%, que corresponde a uma variação percentual da fração volumétrica inicial de
19,9%.
A Figura 28 (C) mostra a micrografia do corpo-de-prova da condição de deformação
provocada pela tensão de 50,2% acima do limite de escoamento; a Figura (C’) é a
representação, em preto, das áreas selecionadas pelo threshold, representando a fração
volumétrica final de austenita igual 9,9%, tendo havido uma transformação de 5,0%,
que corresponde a uma variação percentual da fração volumétrica inicial de 33,6%.
Os percentuais de acréscimo de tensão acima do limite de escoamento, a fração
volumétrica inicial de austenita retida, a fração volumétrica final de austenita retida, a
fração volumétrica transformada e o percentual da fração volumétrica transformada
estão representadas na Tabela 6.
98
Tabela 6 – Variações das frações volumétricas de austenita e percentual da fração volumétrica da austenita
transformada em função dos acréscimos de tensão acima do limite de escoamento.
Rota do
tratamento
térmico.
850ºC/900s/
450ºC/600s
740ºC/1800s/
350ºC/600s
Percentual
de
acréscimo
da tensão
acima do
limite de
escoamento.
(%)
3,7
18,9
24,8
0
26,2
50,2
Fração
Percentual
Fração
Fração
volumétrica
da fração
volumétrica de volumétrica
austenita
volumétrica
austenita retida de austenita
retida
da austenita
final.
transformada.
inicial.
transformada
(%)
(%)
(%)
(%).
17,0 ± 2,4
17,5 ± 3,4
16,3 ± 4,3
14,1 ± 2,0
14,6 ± 1,6
14,9 ± 2,8
14,2 ± 1,0
12,4 ± 2,0
9,0 ± 2,1
13,0 ± 2,1
11,7 ± 1,5
9,9 ± 1,8
2,8 ± 2,6
5,1 ± 3,9
7,3 ± 4,7
1,1 ± 2,9
2,9 ± 2,2
5,0 ± 3,3
16,5%
29,1%
44,8%
7,8%
19,9%
33,6%
Fração volumétrica de
austenita retida
Rota: 850ºC/900s/450ºC/600s
20
Fração volumétrica inicial
de austenita
15
Fração volumétrica de
austenita remanescente
10
5
Fração volumétrica de
austenita transformada
0
3,70%
18,90%
24,80%
Porcentagem de deform ação acim a do
lim ite de escoam ento
Figura 29 - Representação das variações da fração volumétrica da austenita retida em função das deformações
induzidas pelas tensões de 3,7%, 18,9% e 24,8% acima do limite de escoamento inicial, para a rota
850ºC/900s/450ºC/600s.
A Figura 29 mostra o percentual da fração volumétrica da austenita
transformada, em função dos acréscimos de tensões além do limite de escoamento,
aplicadas aos corpos-de-prova da rota 850ºC/900s/450ºC/600s, e a Figura 30 mostra o
percentual da fração volumétrica da austenita transformada, em função dos acréscimos
de tensões, além do limite de escoamento, aplicadas aos corpos-de-prova da rota
740ºC/1800s/350ºC/600s.
99
Fração volumétrica de
austenita retida
Rota: 740ºC/1800s/350ºC/600s
20
Fração volumétrica
inicial de austenita
15
10
Fração volumétrica de
austenita remanescente
5
0
0%
26,10%
50,30%
Fração volumétrica de
austenita transformada
Porcentagem de deform ação acim a do
lim ite de escoam ento
Figura 30 - Representação das variações da fração volumétrica da austenita retida, em função das deformações
induzidas pelas tensões de 0%, 26,1% e 50,3%, acima do limite de escoamento inicial, para a rota
740ºC/1800s/350ºC/600s.
Porcentual da fração
volumétrica de
austenita transformada
Rota: 850ºC/900s/450ºC/600s
50%
40%
30%
20%
10%
0%
σa01 = 792
σa02 = 918
σa03 = 972
Tensão de deformação MPa
Figura 31 – Porcentagens da fração volumétrica da austenita retida inicial transformada por deformação, em
função das tensões de deformação para a rota 850°C/900s/450°C/600s.
A Figura 31 mostra o percentual da fração volumétrica da austenita retida inicial
que foi transformada, em função das respectivas tensões de deformação aplicadas para
o aço submetido a rota 850°C/900s/450°C/600s, e a Figura 32 mostra o percentual da
fração volumétrica da austenita retida inicial que foi transformada, em função das
respectivas tensões de deformação aplicadas para o aço submetido a rota
740ºC/1800s/350ºC/600s.
100
Porcentual da fração
volumétrica de
austenita transformada
Rota: 740ºC/1800s/350ºC/600s
50%
40%
30%
20%
10%
0%
σa04 = 829
σa05 = 877
σa06 = 952
Tensão de deformação MPa
Figura 32 – Porcentagens da fração volumétrica da austenita retida inicial transformada por deformação, em
função das tensões de deformação para a rota 740ºC/1800s/350ºC/600s.
A rota 850°C/900s/450°C/600s, com variações dos percentuais de tensão acima
do limite de escoamento de 3,7%, 18,9% e 24,8%, apresentou variações crescentes no
percentual de transformação da fração volumétrica da austenita retida de 16,5%, 29,1%
e 44,8%, mostrando percentuais de transformação da austenita retida bastante
significativos, como 16,5%, mesmo com um acréscimo de tensão acima da tensão de
escoamento relativamente pequeno, de 3,7%.
Com aplicação de tensão 18,9% acima do limite de escoamento, o percentual de
austenita transformada cresceu para 29,1%, atingindo 44,8% com tensões 24,8% acima
do limite de escoamento.
O primeiro corpo-de-prova da rota 740ºC/1800s/350ºC/600s apresentou um
percentual de transformação de austenita de 7,8%, provocado por um tensionamento
que não foi suficiente para atingir o limite de escoamento do corpo-de-prova ensaiado,
sugerindo que deveria existir uma fração volumétrica de austenita menos estável, que
se transformou por tensão elástica, ou por muito pequena deformação plástica.
No segundo corpo-de-prova ensaiado, a variação da fração volumétrica da
austenita atingiu percentual de 19,9%, com uma tensão 26,2% acima do limite de
escoamento.
No terceiro corpo-de-prova, que sofreu uma tensão 50,2% acima do limite de
escoamento, houve um percentual de transformação da austenita de 33,6%, que foi
inferior ao percentual de transformação sofrido pelo terceiro corpo-de-prova da rota
101
850°C/900s/450°C/600s que, com uma tensão de 24,8% acima do limite de
escoamento, provocou uma transformação de 44,8% da austenita retida inicial,
mostrando que a austenita retida no tratamento térmico 740ºC/1800s/350ºC/600s
possui uma maior estabilidade. Isto porque a temperatura de transformação isotérmica
foi mais baixa (350°C), além da fração volumétrica de austenita retida ser menor
(15%) e, portanto com maior concentração de carbono.
Vários fatores contribuem para diferentes comportamentos durante a
transformação da austenita retida, visto que, a velocidade de transformação depende da
quantidade de carbono transferido para a austenita durante a transformação bainítica, a
morfologia da austenita retida, a localização da austenita em relação às outras
microestruturas (TIMOKHINA; HODGSON; PERELOMA, 2004). Os tamanhos dos
grãos também exercem papel importante na cronologia da transformação da austenita,
já que grãos refinados de austenita tendem precipitar a transformação. (MATSUZAKI;
BHADESHIA, 1999)
102
4.3 ESTUDO DO ENVELHECIMENTO POR DEFORMAÇÃO
Usando-se os mesmos valores de referência de tensões calculadas: σc01 = 824
MPa, σc02 = 899 MPa, σc03 = 974 MPa, σc04 = 806 MPa, σc05 = 880 MPa, σc06 = 953
MPa, um outro conjunto corpos-de-prova foi ensaiado para se obter um estudo do
envelhecimento das deformações programadas. Na Tabela 7 estão apresentadas as
tensões calculadas e as tensões aplicadas.
Tabela 7 – Valores das tensões calculadas, tensões aplicadas e porcentagem da variação.
850ºC/900s/450ºC/600s
740ºC/1800s/350ºC/600s
Tensões
calculadas
(MPa)
Tesões
aplicadas
(MPa)
Variações
(%)
Tensões
calculadas
(MPa)
Tesões
aplicadas
(MPa)
Variações
(%)
σc01 = 824
σa07 = 812
-1,4
σc04 = 806
σa10 = 805
-0,1
σc02 = 899
σa08 = 891
-0,9
σc05 = 880
σa11 = 877
-0,3
σc03 = 974
σa09 = 976
+0,2
σc06 = 953
σa12 = 949
-0,4
As variações entre as tensões calculadas e as tensões aplicadas foram muito
pequenas, sendo a maior variação menor que 1,5%, portanto muito próximas das
tensões idealizadas para os ensaios. Assim, com a aplicação das tensões especificadas,
ocorreram deformações plásticas que promoveram a transformação da austenita
induzida por deformação.
Com aplicação destas tensões, foram obtidas novas curvas tensão-deformação
indicando limites de escoamentos distintos para cada corpo-de-prova.
Os limites de escoamento da rota 850ºC/900s/450ºC/600s variaram menos de
5% em relação ao valor do limite de escoamento usado como referência, porém os
limites de escoamento da rota 740ºC/1800s/350ºC/600s variaram mais de 11%,
indicando uma variação de comportamento entre os corpos-de-prova.
Os percentuais de deformação real, acima do limite de escoamento, apresentam,
para a rota 850ºC/900s/450ºC/600s, um crescimento gradativo entre 3,4 e 25,1%.
103
Já os percentuais de deformação real, acima do limite de escoamento da rota
740ºC/1800s/350ºC/600s, apresentam um crescimento que não acompanhou o
crescimento dos valores das tensões aplicadas. Os valores variam grandemente, já que
os limites de escoamento também variam. Na Tabela 8, consta os percentuais dos
acréscimos de tensão aplicados acima dos limites de escoamento.
Tabela 8 – Tensões de deformação aplicadas, com respectivos limites de escoamento e o percentual de
deformação acima do limite de escoamento.
Rota de tratamento
térmico.
850ºC/900s/450ºC/600s
740ºC/1800s/350ºC/600s
Limites
escoamento do
corpo-de-prova
(MPa)
Tensões de
deformação
aplicadas (MPa)
Quanto a tensão
superou o limite de
escoamento
(%)
σe07 = 785
σe08 = 777
σe09 = 780
σe10 = 653
σe11 = 652
σe12 = 741
σa07 = 812
σa08 = 891
σa09 = 976
σa10 = 805
σa11 = 877
σa12 = 949
3,4
14,7
25,1
23,3
34,5
28,1
Após os ensaios para desenvolver o efeito TRIP, os corpos-de-prova foram
deixados envelhecendo à temperatura ambiente por 48 dias. Após envelhecimento, os
corpos-de-prova foram ensaiados à tração até ruptura, obtendo-se novos valores para
os limites de escoamento. As curvas, tensão-deformação, correspondentes à
deformação, para efeito TRIP, e as curvas, tensão-deformação, dos ensaios de tração
até a ruptura, estão representada nas Figuras 33 a 38.
A Figura 33 (A) mostra o primeiro ponto da curva contínua indicando o limite
de escoamento (σe07 = 785MPa), e o segundo ponto indicando a tensão de deformação
aplicada (σa07 = 812 MPa). A Figura 33 (B) mostra a curva tensão-deformação do
ensaio de tração realizado até a ruptura do mesmo corpo-de-prova, envelhecido por 48
dias, indicando o novo limite de escoamento, σeTRIP07 = 885 MPa. O resultado mostra
que houve, além do encruamento, o envelhecimento por deformação, pois o novo
limite de escoamento é superior à tensão de deformação aplicada (σa07 = 812 MPa) e
mostra também a descontinuidade na curva (limite de escoamento definido).
104
(A)
(B)
Figura 33 – Curvas tensão-deformação do corpo-de-prova submetido ao tratamento 850ºC/900s/450ºC/600s.
(A) representa a deformação com tensão σa07 = 812 MPa, 3,4 %, acima do limite de escoamento,
(B) curva tensão-deformação após envelhecimento à temperatura ambiente por 48 dias, mostrando
limite de escoamento, σeTRIP07 = 885 MPa.
A Figura 34 (A) mostra o primeiro ponto da curva contínua indicando o limite
de escoamento (σe08 = 777 MPa), e o segundo ponto indicando a tensão de deformação
aplicada (σa08 = 891 MPa). A Figura 34 (B) mostra a curva tensão-deformação do
ensaio de tração realizado até a ruptura do mesmo corpo-de-prova, envelhecido por 48
dias, indicando o novo limite de escoamento, σeTRIP07 = 940 MPa. O resultado mostra
que houve, além do encruamento, o envelhecimento por deformação, pois o novo
105
limite de escoamento é superior a tensão de deformação aplicada (σa08 = 891 MPa) e
mostra também a descontinuidade na curva (limite de escoamento definido).
(A)
(B)
Figura 34 – Curvas tensão-deformação do corpo-de-prova submetido ao tratamento 850ºC/900s/450ºC/600s.
(A) representa a deformação com tensão σa08 = 891 MPa, 14,7%, acima do limite de escoamento,
(B) curva tensão-deformação após envelhecimento à temperatura ambiente por 48 dias, mostrando
limite de escoamento, σeTRIP08 = 940 MPa.
A Figura 35 (A) mostra o primeiro ponto da curva contínua indicando o limite de
escoamento (σe09 = 780 MPa), e o segundo ponto indicando a tensão de deformação
aplicada (σa09 = 976 MPa). A Figura 35 (B) mostra a curva tensão-deformação do
ensaio de tração realizado até a ruptura do mesmo corpo-de-prova, envelhecido por 48
dias, indicando o novo limite de escoamento, σeTRIP09 = 1005 MPa. O resultado mostra
que houve, além do encruamento, o envelhecimento por deformação, pois o novo
106
limite de escoamento é superior à tensão de deformação aplicada (σa09 = 976 MPa) e
mostra também a descontinuidade na curva (limite de escoamento definido).
(A)
(B)
Figura 35 – Curvas tensão-deformação do corpo-de-prova submetido ao tratamento 850ºC/900s/450ºC/600s.
(A) representa a deformação com tensão σa09 = 976 MPa, 25,1%, acima do limite de escoamento,
(B) curva tensão-deformação após envelhecimento à temperatura ambiente por 48 dias, mostrando
limite de escoamento, σeTRIP09 = 1005 MPa.
A Figura 36 (A) mostra o primeiro ponto da curva contínua indicando o limite de
escoamento (σe10 = 653 MPa), e o segundo ponto indicando a tensão de deformação
aplicada (σa10 = 805 MPa). A Figura 36 (B) mostra a curva tensão-deformação do
ensaio de tração realizado até a ruptura do mesmo corpo-de-prova, envelhecido por 48
dias, indicando o novo limite de escoamento, σeTRIP10 = 845 MPa. O resultado mostra
107
que houve, além do encruamento, o envelhecimento por deformação, pois o novo
limite de escoamento é superior à tensão de deformação aplicada (σa10 = 805 MPa) e
mostra também a descontinuidade na curva (limite de escoamento definido).
(A)
(B)
Figura 36 – Curvas tensão-deformação do corpo-de-prova submetido ao tratamento 740ºC/1800s/350ºC/600s.
(A) representa a deformação com tensão σa10 = 805 MPa, 23,3%, acima do limite de escoamento,
(B) curva tensão-deformação após envelhecimento à temperatura ambiente por 48 dias, mostrando
limite de escoamento, σeTRIP10 = 845 MPa.
A Figura 37 (A) mostra o primeiro ponto da curva contínua
indicando o limite de escoamento (σe11 = 652 MPa), e o segundo ponto indicando a
tensão de deformação aplicada (σa11 = 877 MPa). A Figura 37 (B) mostra a curva
tensão-deformação do ensaio de tração realizado até a ruptura do mesmo corpo-deprova, envelhecido por 48 dias, indicando o novo limite de escoamento de σeTRIP11 =
108
850MPa. O resultado mostra que houve, além do encruamento, o envelhecimento por
deformação, pois o novo limite de escoamento é superior ao limite de escoamento
inicial (σe11 = 652 MPa), e mostra também a descontinuidade na curva (limite de
escoamento definido), embora o limite de escoamento seja inferior à tensão de
deformação aplicada.
(A)
(B)
Figura 37 – Curvas tensão-deformação do corpo-de-prova submetido ao tratamento 740ºC/1800s/350ºC/600s.
(A) representa a deformação com tensão σa11 = 877 MPa, 34,5%, acima do limite de escoamento,
(B) curva tensão-deformação após envelhecimento à temperatura ambiente por 48 dias, mostrando
limite de escoamento, σeTRIP11 = 850 MPa.
A Figura 38 (A) mostra o primeiro ponto da curva contínua indicando o limite de
escoamento (σe12 = 741 MPa), e o segundo ponto indicando a tensão de deformação
109
aplicada (σa12 = 949 MPa). A Figura 38 (B) mostra a curva tensão-deformação do
ensaio de tração realizado até a ruptura do mesmo corpo-de-prova, envelhecido por 48
dias, indicando o novo limite de escoamento, σeTRIP12 = 995 MPa. O resultado mostra
que houve, além do encruamento, o envelhecimento por deformação, pois o novo
limite de escoamento é superior à tensão de deformação aplicada (σa12 = 949 MPa) e
mostra também a descontinuidade na curva (limite de escoamento definido).
(A)
(B)
Figura 38 – Curvas tensão-deformação do corpo-de-prova submetido ao tratamento 740ºC/1800s/350ºC/600s.
(A) representa a deformação com tensão σa12 = 949 MPa, 28,1%, acima do limite de escoamento,
(B) curva tensão-deformação após envelhecimento à temperatura ambiente por 48 dias, mostrando
limite de escoamento, σeTRIP12 = 995 MPa.
110
Os novos limites de escoamento, após envelhecimento e efeito TRIP
representados por σeTRIP, foram obtidos aplicando-se a regra de Johnson, de limite de
proporcionalidade, sendo obtidos os valores apresentado na Tabela 10.
Tabela 9 – Tensões de deformação aplicadas, com respectivos limites de escoamento e o percentual de
deformação acima do limite de escoamento.
Limites de
Variação
escoamento no
do limite
estado
de
envelhecido
escoamento
(MPa)
(%)
Limites
escoamento
do inicial
(MPa)
Tensões de
deformação
aplicadas
(MPa)
σe07 = 785
σa07 = 812
σeTRIP07 = 885
+12,7
σe08 = 777
σa08 = 891
σeTRIP08 = 940
+21,9
σe09 = 780
σa09 = 976
σeTRIP09 = 1005
+28,8
σe10 = 653
σa10 = 805
σeTRIP10 = 845
+29,4
740ºC/1800s/350ºC/600s σ = 652
e11
σa11 = 877
σeTRIP11 = 850
+30,3
σe12 = 741
σa12 = 949
σeTRIP12 = 995
+34,3
Rota de tratamento
térmico.
850ºC/900s/450ºC/600s
O efeito TRIP associado com envelhecimento por deformação proporcionou um
aumento no limite de escoamento.
Para a rota 850ºC/900s/450ºC/600s, nas três condições de deformação por
tração, acima do limite de escoamento, houve um aumento do limite de escoamento
final.
Para deformação de 3,4%, houve um aumento do limite de escoamento de
12,7%; para deformação de 14,7%, o limite de escoamento aumentou 21,9%, e, para a
deformação de 25,1%, o acréscimo do limite de escoamento foi de 28,8%. Dessa
forma, obtiveram-se aumentos no limite de escoamento para todas as condições de
deformação, como pode ser visualizado no gráfico da Figura 39.
111
Rota: 850°C/900s/450°C/600s
Limite de
esco amento antes da
defo rmação plástica
Limite de
escoamento MPa
1100
1000
900
800
700
600
500
3,4%
14,7%
25,1%
Limite de
esco amento apó s
TRIP e
envelhecimento
Porcentual de deform ação acim a do lim ite de
escoam ento
Figura 39 - Representação da variação do limite de escoamento em função das deformações induzidas pelas
tensões de 3,4%, 14,7% e 25,1%, acima do limite de escoamento de escoamento inicial.
Na rota 740ºC/1800s/350ºC/600s, também houve aumentos nos valores dos
limites de escoamento para todas deformações. A deformação inicial de 23,3%
provocou um aumento no limite de escoamento de 29,4%; a deformação de 34,5%
provocou aumento no limite de escoamento de 30,3%; para terceira deformação de
28,1%, o aumento do limite de escoamento foi de 34,3%, como pode ser visualizado na
Figura 40.
Limite de
escoamento MPa
Rota: 740°C/1800s/350°C/600s
1100
Limite de esco amento
antes da defo rmação
plástica.
1000
900
800
700
600
500
23,3%
28,1%
34,5%
Porcentual de deform ação acim a do lim ite de
escoam ento
Limite de esco amento
apó s TRIP e
envelhecimento
Figura 40 - Representação da variação limite de escoamento em função das deformações induzidas pelas
tensões de 23,3%, 34,5% e 28,1%, acima do limite de escoamento inicial.
Ambas as rotas de tratamento aumentaram significativamente os limites de
escoamento, provocados pelo envelhecimento, à temperatura ambiente, por 48 dias, e
pelo aumento da fração volumétrica da martensita, provocado pela transformação da
austenita, por deformação plástica.
O tratamento 740ºC/1800s/350ºC/600s apresentou variações nos limites de
escoamento inicial, o que provocou uma dispersão maior nas deformações efetuadas
para provocar o efeito TRIP.
112
5 CONCLUSÕES
O tratamento térmico com aquecimento até a temperatura de 850°C por 900s
com posterior resfriamento e manutenção a 450°C por 600s desenvolveu no aço AISI
4340 estrutura multifásica com porcentuais de austenita na ordem de 17%, enquanto o
tratamento térmico com aquecimento até a temperatura de 740°C por 1800s com
posterior resfriamento e manutenção a 350°C por 600s desenvolveu no aço AISI 4340
estrutura multifásica com porcentuais de austenita na ordem de 15% .
A transformação da austenita retida em martensita por efeito TRIP é tanto maior
quanto maior o grau de deformação plástica axial.
Austenita retida do aço AISI 4340, oriunda de aquecimento intercrítico seguido
de transformação isotérmica mostrou ser mais estável do aquela oriunda de
aquecimento austenítico e seguido de transformação isotérmica, tendo em vista a maior
dificuldade de transformação em martensita por efeito TRIP.
Em aço AISI 4340 com estrutura multifásica uma deformação plástica induz a
transformação da austenita retida em martensita por efeito TRIP. O aumento do limite
de escoamento é resultado da combinação de pelo menos três mecanismos:
1°) aumento da densidade de discordâncias devido a deformação plástica.
2°) transformação de fase (austenita retida em martensita).
3°) envelhecimento por deformação que confere aumento adicional do limite de
escoamento.
113
SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS
Estudar a variação do nível de estabilidade da austenita retida em função das
tensões aplicadas, dentro do limite elástico e dentro do campo da deformação plástica
em estruturas multifásicas no aço AISI 4340.
Estudar a transformação da austenita retida em função de outros tipos de
deformações.
Estudar a transformação da austenita em função da variação das velocidades de
deformação
Estudar outras rotas de tratamento térmico, variando-se as temperaturas das
transformações isotérmicas, a fim de se determinar as rotas com maior formação de
austenita retida.
Estudar a formação de austenita retida em outros aços com baixos teores de Si e
Al.
114
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