7º CONGRESSO BRASILEIRO DE ENGENHARIA DE FABRICAÇÃO 7th BRAZILIAN CONGRESS ON MANUFACTURING ENGINEERING
20 a 24 de maio de 2013 – Penedo, Itatiaia – RJ - Brasil May 20th to 24th, 2013 – Penedo, Itatiaia – RJ – Brazil
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EFEITO DO TAMANHO DE GRÃO AUSTENÍTICO NA
TEMPERABILIDADE DE AÇO BAIXO CARBONO
COM ADIÇÃO DE BORO
Cássio Aurélio Suski, cassio_suski@hotmail.com1
Carlos Augusto Silva de Oliveira, carlos.a@ufsc.br1
1Instituto Federal de Educação, Ciência e Tecnologia de Santa Catarina, Rua 3122, n. 340, apto 901, 88330-290,
Balneário Camboriú, SC, Brasil
2 Universidade Federal de Santa Catarina, Departamento de Engenharia Mecânica, Campus Universitário, Caixa Postal
476, 88040-900, Florianópolis, SC, Brasil
Resumo: O comportamento da temperabilidade de aço baixo carbono ao boro foi estudado considerando a
segregação e precipitação de boro nos contornos de grãos austeníticos. O efeito do tamanho de grão austenítico na temperabilidade do aço com adição de boro foi investigada através de observações microestruturais e análise de distribuição do boro. Os efeitos desta variável sobre a temperabilidade foi discutida em termos do mecanismo de segregação de não-equilíbrio e o comportamento da precipitação de borocarbonetos. O retardo da transformação austenita-ferrita causado pela adição de boro está relacionado, principalmente, à segregação de não-equilíbrio nos contornos de grãos austeníticos. O efeito do boro na temperabilidade de aços baixo carbono reduz em altas temperatura de austenitização devido à precipitação de borocarboneto ao longo dos contornos de grãos austenitíticos. A análise de distribuição do boro através de microscopia eletrônica de transmissão confirmou a presença de borocarbonetos na temperatura de austenitização de 870ºC, pois os mesmos não se dissolveram nesta temperatura e coalesceram. Na austenitização a 1050ºC tem-se baixa precipitação de borocarbonetos devido à baixa segregação de não-equilíbrio de boro nos contornos de grão austenítico, reduzindo a energia livre dos contornos de grão e evitando a nucleação de ferrita. A precipitação de borocarbonetos aumenta com o aumento da temperatura de austenitização de 1050ºC para 1200ºC. Este acréscimo está relacionado ao aumento da concentração total de boro nos contornos de grão austenítico pela segregação de não-equilíbrio e pelo aumento do tamanho de grão. Este aumento do tamanho de grão austenítico reduz a área do contorno de grão, aumentando a concentração de boro nos contornos, reduzindo a temperabilidade dos aços.
Palavras-chave: Borocarbonetos. Segregação de não-equilíbrio. Temperabilidade. Grão austenítico.
1.
INTRODUÇÃO
O efeito do boro na temperabilidade é atribuído, em geral, à sua segregação para o contorno de grão austenítico. A segregação do boro reduz a sua energia livre, evitando a nucleação de ferrita. Entretanto, o excesso de boro nos contornos de grãos austeníticos favorece a precipitação de borocarbonetos, M23(C, B)6, que atuam como sítios para
nucleação da ferrita. Devido a este efeito, o valor de boro nos aços baixo carbono deve estar entre 10 e 30 ppm.
A segregação dos átomos de boro para os contornos de grão, devido a sua baixa solubilidade na austenita, pode ocorrer pela segregação de equilíbrio ou, principalmente, pela segregação de não-equilíbrio (Jahazi e Jonas, 2002; Hwang et al., 2011).
A segregação de equilíbrio ocorre pela difusão dos átomos de soluto para as camadas atômicas dos contornos de grão (Jahazi e Jonas, 2002; Hwang et al., 2011), na temperatura de austenitização. A adsorção dos átomos de soluto reduz a energia livre interfacial.
A segregação de não-equilíbrio ocorre durante o resfriamento de têmpera e resulta em uma ampla zona enriquecida em soluto e sua largura dependerá da velocidade de resfriamento. O enriquecimento é um efeito da difusão do par vazio/boro para o contorno de grão austenítico (Hwang et al., 2011; He et al., 1989; Karlsson and Norden, 1986). A concentração de equilíbrio de vazios no aço aumenta com a temperatura e com o rápido resfriamento forma-se um gradiente de vazios que favorece a segregação de boro para os contornos de grãos austeníticos.
Ambos, a segregação de não-equilíbrio e de equilíbrio, podem ocorrer simultaneamente. No entanto, os perfis de concentração e as dependências com o tempo e a temperatura são bastante diferentes, o que torna possível separar os efeitos.
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Há um limite máximo para a segregação de boro a partir do qual ocorre a precipitação de borocarbonetos, M23(C,B)6, no contorno de grão austenítico que passa a agir como local preferencial para nucleação de ferrita. Este
limite máximo é função dos elementos de liga e dos parâmetros de processo, como temperatura de austenitização e taxa de resfriamento. A segregação de boro e a precipitação de borocarbonetos, portanto devem ser controladas para evitar a nucleação de ferrita (Hwang et al., 2011; Han et al., 2008).
A segregação total de boro a partir da qual ocorre a precipitação de M23(C,B)6 é menor em temperatura de
austenitização mais alta, pois a área do contorno de grão é relativamente pequena devido ao maior tamanho de grão. Portanto, a maior segregação de boro ao longo do contorno de grão pode aumentar a precipitação de borocarbonetos devido a redução da área de contorno de grão e do aumento da segregação total de boro pela segregação de não-equilíbrio (Yao, 1999; Mun et al., 2011; Lin, 1998).
O objetivo deste trabalho foi analisar o efeito do tamanho de grão austenítico na temperabilidade de um aço de baixo carbono com adição de boro.
2.
PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS
O material estudado foi um aço baixo carbono ao boro, laminado e trefilado industrialmente para um diâmetro de 14,30 mm, cuja composição química é mostrada na tabela 1. Na condição de como recebido a microestrutura era constituída de ferrita com carbonetos coalescidos. A têmpera do aço foi realizada em três temperaturas de austenitização diferentes; 870, 1050 e 1200˚C, com tempo de encharque de 30 (trinta) minutos e resfriamento em óleo a 80˚C.
Tabela 1- Composição química do aço baixo carbono ao boro (% em peso) C (%) Mn (%) P (%) S (%) Si (%) Al (%) Cr (%) B (%)
0,33 1,240 0,016 0,012 0,230 0,032 0,530 0,0050
A caracterização microestrutural do aço temperado foi realizada por microscopia eletrônica de varredura (MEV), de Varredura de Efeito de Campo (FEG) e de transmissão (MET). O reagente utilizado para revelar a microestrutura foi Nital 2%.
A quantificação das fases presentes foi realizada pelo método da contagem de pontos de uma rede sobreposta à amostra, com um mínimo de vinte áreas por amostra, oriundas de imagens obtidas por microscopia eletrônica de varredura.
As análises de microscopia eletrônica de transmissão foram realizadas em réplicas de carbono e filmes finos com difração de elétrons. A técnica de réplica de carbono permite obter a difração de elétrons dos precipitados isolando-se o efeito da matriz. A réplica de carbono foi obtida por deposição de carbono sobre as amostras através de uma metalizador, sputter coater, sua posterior remoção com uma solução de Nital 5% e montagem em uma grade de cobre.
A técnica de filmes finos foi utilizada para identificar precipitados e os sítios de precipitação e analisar a matriz dos aços. Os filmes finos foram obtidos a partir da usinagem de bastonetes, com 3 mm de diâmetro, corte realizado em disco de diamante com baixa velocidade de corte e lubrificação constante, visando-se obter pastilhas com espessura de 0,20 mm. Estas pastilhas foram lixadas até 0,08 mm, com lixa 600 e após, foi aberto um furo central, por polimento eletrolítico, em uma máquina de "jet polishing", Tenupol, com uma solução de 95% de ácido acético e 5% de ácido perclórico. A condição ótima de polimento foi obtida com um "flow rate" entre 3 e 4, corrente de 0,1 A, voltagem de 35 V e temperatura da solução de 15°C. Após o polimento as amostras foram lavadas em água destilada e álcool etílico.
A medição do tamanho dos precipitados foi realizada através do software ImageJ 1.39u, diretamente nas imagens obtidas por MEV e MET.
3.
Resultados e discussão
A tabela 2 e a figura 1 mostram a variação do tamanho de grão austenítico em função da temperatura de austenitização. A análise dos tamanhos de grão mostrou o crescimento do grão austenítico de 15 a 23 µm com o aumento da temperatura de austenitização. Os pontos escuros são oxidações decorrentes do processo de preparação das amostras.
O crescimento de grão austenítico com o aumento da temperatura de austenitização (tabela 2 e figura 1) ocorre como resultado da redução da energia superficial e da difusão dos átomos pelos contornos de grão. A cinética do crescimento de grão mostra que o diâmetro médio do grão (d) depende do tempo (t) através da equação d = k.tn e as
constantes k e n dependem do material e temperatura (Miller, 1951). O crescimento de grão reduz o número total de grãos em função da movimentação dos contornos de grãos com o aumento da temperatura. A força motriz para este movimento é a própria redução da energia total dos contornos de grão, onde o metal atinge maior estabilidade pela redução da área de seus contornos de grão.
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Tabela 2 – Tamanho de grão austenítico aço baixo carbono ao boro para 870, 1050 e 1200ºC.
Temperatura de Austenitização 870ºC 1050ºC 1200ºC
Tamanho de grão austenítico 15 µm ± 0,9 19 µm ± 1,1 23 µm ± 0,9
Figura 1 - Grão austenítico do aço baixo carbono ao boro nas condições: (a) 870ºC, (b) 1050ºC e (f) 1200ºC. A figura 2 mostra as microestruturas obtidas por microscopia eletrônica de varredura (MEV) nas condições 870, 1050 e 1200ºC. Todas as condições apresentaram uma microestrutura mista de martensita e bainita. Pode-se perceber a presença de morfologia em ripas e borboleta (Umemoto et al., 1983).
A tabela 3 mostra a variação da porcentagem de martensita e bainita em função da temperatura de austenitização para ambos os aços. A proporção de martensita variou de 88 a 95%.
Tabela 3 - Variação da porcentagem de martensita e bainita em função da temperatura de austenitização.
870ºC 1050ºC 1200ºC
Martensita (%) 92 ± 1,3 95 ± 1,1 88 ± 0,9
Bainita (%) 8 ± 1,3 5 ± 1,1 12 ± 0,9
Figura 2 - Microestruturas das amostras como resfriadas, nas condições: (a) 870ºC, (b) 1050ºC e(c) 1200ºC. (As setas indicam a bainita granular).
A figura 3 mostra imagens de precipitados obtidas por MEV/FEG e a figura 4 as imagens de réplica de carbono em MET. Os precipitados apresentam tamanhos de 12 a 60 nm. Os borocarbonetos Fe23(C,B)6 apresentaram tamanhos de 60
± 3 nm para a condição 870ºC (figuras 3a e 4a); 13 ± 2 nm para a condição 1050ºC (figuras 3b e 4b) e 12 ± 2 nm para a
condição 1200ºC (figuras 3c e 4c).
A presença de borocarbonetos, Fe23(C,B)6, já eram esperados, pois também foram encontrados em estudos de
Hwang et al. (2011) e Han et al. (2008). As análises microestruturais mostraram que a precipitação e o tamanho dos borocarbonetos obtidos durante a têmpera estão relacionados diretamente com a temperatura de austenitização e com a segregação de boro nos contornos de grão. Estes borocarbonetos influenciam na temperabilidade do aço e, consequentemente, na microestrutura e propriedades mecânicas.
Diversos mecanismos foram propostos para explicar o efeito do boro na temperabilidade, que são baseados na solubilidade do boro na austenita e sua segregação e/ou precipitação nos contornos de grão austenitíco durante o resfriamento. Em síntese, o boro reduz a nucleação da ferrita pró-eutetóide, aumentando a temperabilidade de aços carbono. Esta redução da formação de ferrita pró-eutetóide pode ser explicada pela redução da energia livre dos contornos de grão devido à segregação de átomos de boro (Song et al., 2003; Wang e He, 2002; Gonzales et al., 1984).
É comum em todos esses estudos, o fato de que a segregação do boro nos contornos de grão austenítico influencia no processo de nucleação da ferrita, mas não afeta as características termodinâmicas da austenita e ferrita (Wang e He,
b
a c
b
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2002). Portanto, a temperabilidade dos aços aumenta devido à presença de boro segregado nos contornos de grãos. Kapadia (1978) mostrou também que o boro segregado diminui a energia nos contornos de grão austenítico.
A segregação dos átomos de boro nos contornos de grão durante o resfriamento está relacionada a solubilidade intersticial do boro na austenita. Em geral, o enriquecimento de átomos de soluto para os contornos de grão pode ser devido a segregação de equilíbrio ou de não-equilíbrio (Jahazi e Jonas, 2002; Hwang et al., 2011).
Alguns autores (Karlsson e Norden, 1986; Huang et al., 1997; Yao, 1999) mostraram que a segregação de equilíbrio prevalece para baixas temperaturas de austenitização, enquanto a segregação de não-equilíbrio é predominante para altas temperaturas de austenitização.
A segregação total de boro foi analisada indiretamente através da precipitação de borocarbonetos Fe23(C,B)6 nos
contornos de grão da austenita. Percebe-se que a precipitação depende sensivelmente da temperatura de austenitização.
Figura 3 - Precipitados observados por MEV/FEG. (a) 870ºC; (b) 1050ºC; (c) 1200ºC (seta branca indica Fe23(C,B)6).
Figura 4 - Imagens de réplica de carbono em aço baixo carbono ao boro como resfriadas, MET; (a) 870ºC; (b) 1050ºC; (c) 1200ºC (seta branca Fe23(C,B)6).
A figura 5 mostra as microestruturas características após têmpera, obtidas através de filme fino e observadas por MET. Pode-se observar uma microestrutura em ripas característica da martensita e da bainita de baixo carbono. Os detalhes das figuras mostram as precipitações observadas.
A figura 5.a mostra as microestruturas após austenitização a 870ºC. Pode-se observar nas amostras como resfriadas, uma precipitação alinhada no interior das ripas e em alguns contornos das ripas, que são características da bainita inferior e superior, respectivamente. Os precipitados apresentam tamanhos de 60 ± 3 nm. Os detalhes das figuras mostram precipitados distribuídos, principalmente, na matriz.
A figura 5.b mostra as microestruturas após austenitização a 1050ºC. Pode-se observar uma pequena precipitação
nos contornos das ripas e nos contornos de grãos. Os precipitados apresentam tamanhos de 13 ± 2 nm, ou seja, bem menores se comparados aos aços autenitizados a 870ºC. Percebe-se ainda precipitados alongados, com direção de
crescimento orientada pelos contornos de ripas e contornos de grãos. Nos detalhes da figura 5.b percebe-se precipitados em contornos de grãos.
A figura 5.c mostra as microestruturas após austenitização a 1200ºC. Observa-se maior precipitação em comparação as amostras austenitizadas a 1050ºC. Os precipitados apresentam tamanhos de 12 ± 2 nm. Os detalhes da figura 5.c
mostram precipitados distribuídos, principalmente, na matriz.
A presença de borocarbonetos Fe23(C,B)6 nas três condições de austenitização e a variação dos tamanhos médios
indicam que na temperatura de austenitização de 870˚C houve coalescimento dos borocarbonetos e que nas outras duas temperaturas de austenitização houve solubilização e reprecipitação destes.
A temperatura de austenitização de 870˚C está abaixo da solubilização do Fe
23(C,B)6, o que evita a segregação do
boro para os contornos de grãos (Cararin, 1996). No entanto, o Fe23(C,B)6 precipitado coalesce e aumenta a energia de
interface dos contornos de grão, reduzindo o efeito do boro na temperabilidade do aço.
Comparando-se os borocarbonetos formados nas temperaturas de austenitização de 1050 e 1200˚C observa-se uma maior precipitação / reprecipitação nos contornos de grão na temperatura de 1200˚C. Pode-se atribuir este fato a maior segregação de não-equilíbrio, que favorece a precipitação de borocarbonetos nos contornos de grão, na temperatura de formação da ferrita, durante o resfriamento de têmpera, reduzindo a temperabilidade do aço.
a b c
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Outro fator importante é o aumento do tamanho de grão com o aumento da temperatura de austenitização. O aumento do tamanho de grão diminui a área do contorno de grão e a redução da área de contorno de grão aumenta a concentração total de boro no contorno, o que favorece também a maior precipitação de borocarbonetos na temperatura de austenitização de 1200˚C (Oliveira, 1994; Song et al., 2003; Wang and He, 2002).
Segundo Casarin (1996) o tamanho de grão austenítico e a concentração de boro nos contornos de grão alteram a temperabilidade de aços ao boro. Uma vez que o boro inibe a nucleação de ferrita em contornos de grão devido à redução da energia livre, a adição deste em tais aços diminui o efeito da temperabilidade relacionado ao tamanho de grão austenítico. É razoável, portanto, que o boro tenha um efeito de temperabilidade maior em aços de grãos refinados do que naquele de grãos maiores.
O nível de concentração total de boro necessário para precipitar Fe23(C,B)6 precisa ser menor em alta temperatura
de austenitização (1200°C), pois a área do contorno é menor devido ao crescimento do grão austenítico. Portanto, a alta concentração de boro no contorno de grão pode acelerar a reprecipitação de borocarbonetos (figura 5.c), pois ela é resultado do decréscimo da área do contorno devido ao aumento do tamanho de grão e pelo aumento da concentração total de boro pela segregação de não equilíbrio. Esta alta concentração de borocarbonetos nos contornos aumenta a energia de interface pela aniquilação de vazios em contornos de grão durante o resfriamento a partir de altas temperaturas de austenitização, ou seja, com o aumento da temperatura aumenta a concentração de equilíbrio de vazios no aço e com o rápido resfriamento forma-se um gradiente de vazios que possibilita a segregação de boro para os contornos de grão austenítico. A partir disto há uma redução do efeito do boro, reduzindo a temperabilidade do aço.
Leslie (1981) e Taylor e Hansen (1990) também estudaram e observaram efeitos semelhantes. Segundo Maitrepierre (1978) a transformação martensítica de aços ao boro aumenta com o acréscimo da temperatura de austenitização até uma determinada temperatura, onde então a transformação martensítica passa a diminuir.
Figura 5 - Microestruturas características das amostras austenitizadas e resfriadas em óleo, observadas por MET - As setas indicam os precipitados - (a) 870ºC - precipitação esféricos em alguns contornos das ripas (seta
preta) e em placas alinhada no interior das ripas (seta branca); (b) 1050ºC - precipitados alongados nos
contornos de grão; (c) 1200ºC - precipitados com morfologia esférica e em placas.
A tabela 4 mostra os planos e ângulos dos precipitados identificados nas diversas condições de austenitização. As análises dos precipitados por difração de elétrons indicaram a presença de borocarboneto Fe23(C,B)6, não sendo
observados outros precipitados. A variação máxima do ângulo foi de 1,50º e das distâncias interplanares foi de 0,05 Å. Tabela 4 – Planos e ângulos dos precipitados identificados no aço
Condições Precipitados Planos Ângulos Medidos 870ºC Fe23(C,B)6 (840) (640) 112,80º
1050ºC Fe23(C,B)6 (751) (840) 110,63º
1200ºC Fe23(C,B)6 (333) (840) 88,23º
A figura 6 mostra o campo claro, o campo escuro e a difração de elétrons obtidos de precipitados. As imagens mostram diversos pontos difratados devido à abertura de difração abranger uma área maior do que os precipitados, onde, por muitas vezes, existiam diversos precipitados na mesma área, bem como a própria matriz, todos difratando. No entanto, foram identificados somente alguns pontos de difração (planos) conforme está indicado em cada imagem de difração.
As figuras 6(a1 e 2), por exemplo, mostram um precipitado em campo claro e campo escuro e a figura 6(a3) mostra
uma difração realizada no precipitado austenitizado a 870ºC, com distâncias interplanares de 1,200 e 1,460 Å, bem como um ângulo entre os planos de 112,80º. Neste caso identificados como os planos (840) e (640) do borocarboneto Fe23(C,B)6 que apresenta, respectivamente, distâncias interplanares de 1,183 e 1,466 Å e ângulo entre planos de 111,30º.
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As demais imagens da figura 6 também foram analisadas, medidas e comparadas com as distâncias interplanares e ângulos entre planos a fim de identificar os precipitados presentes no aço estudado, conforme mostrado na tabela 4.
Figura 6 - Identificação de carbonetos através de microscopia eletrônica de transmissão das amostras de aço temperadas. (a1; b1; c1 - Campo claro / a2; b2; c2- Campo escuro / a3; b3; c3- Difração de elétrons)
a - Borocarboneto Fe23(C,B)6 encontrado após austenitização a 870ºC.
b - Borocarboneto Fe23(C,B)6 encontrado após austenitização a 1050ºC.
c - Borocarboneto Fe23(C,B)6 encontrado após austenitização a 1200ºC.
b1 b2 Âng. 110,63º b3 a1 a2 Âng. 112,80º a3 c1 c2 Âng. 88,23º c3
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4.
CONCLUSÕES
Neste artigo as variações microestruturais em função das temperaturas de austenitização foram estudadas. Estes estudos foram realizados em amostras de aços baixo carbono com adição de boro. Baseados nos resultados podem ser observados a presença de uma maior quantidade de borocarbonetos Fe23(C,B)6 grosseiros para a temperatura de
austenitização de 870ºC, pois os mesmos não se dissolveram nesta temperatura de austenitização e coalesceram. Na austenitização a 1050ºC tem-se baixa precipitação de borocarbonetos Fe
23(C,B)6 devido à baixa segregação de
não-equilíbrio de boro nos contornos de grão austenítico, reduzindo a energia livre dos contornos de grão e evitando a nucleação de ferrita. E com o aumento da temperatura de austenitização de 1050ºC para 1200ºC aumenta a precipitação de borocarbonetos Fe23(C,B)6. Este acréscimo está relacionado ao aumento da concentração total de boro nos contornos
de grão austenítico pela segregação de não-equilíbrio, reduzindo a temperabilidade dos aços. A precipitação dos borocarbonetos ocorre durante a têmpera (auto-revenido), ou seja, o precipitado inicialmente é dissolvido e reprecipita durante o resfriamento da têmpera.
As análises de microestrutura mostraram que a maior porcentagem de martensita foi obtida com a temperatura de austenitização de 1050ºC. Na temperatura de austenitização de 870ºC a menor quantidade de martensita foi atribuída à baixa porcentagem de boro em solução e a 1200ºC à maior segregação de não-equilíbrio de boro nos contornos de grão, indicada pela precipitação de borocarbonetos.
O aumento do tamanho de grão com o aumento da temperatura de austenitização diminui a área do contorno de grão. A redução de área aumenta a concentração total de boro no contorno de grão facilitando a precipitação de borocarbonetos, Fe23(C,B)6, nos contornos de grãos austeníticos.
Foi observada a presença de borocarbonetos em todas as condições de austenitização. No entanto, as quantidades precipitadas variaram em função das temperaturas de austenitização utilizadas.
A temperatura de austenitização de 1050ºC é a que proporciona a dissolução dos precipitados, a menor reprecipitação de borocarbonetos durante o resfriamento de têmpera e a maior formação de microestrutura martensítica dentre as temperaturas estudadas.
5.
AGRADECIMENTOS
Os autores gostariam de agradecer ao corpo técnico do Laboratório Central de Microscopia Eletrônica da Universidade Federal de Santa Catarina que muito contribuíram para a realização deste trabalho.
6.
REFERÊNCIAS
Cararin, S.J., 1996, “Caracterização da temperabilidade de um aço C-Mn microligado ao boro, através de dilatometria e curvas de transformações de fases por resfriamento contínuo”, Tese de Doutorado, USP, São Carlos.
Gonzales, G.S.; Passos, S.R.M.; Kajita, T.; Jeszenski, G., 1984, “Influência da adição do boro nas propriedades de um aço baixa liga”, Metalurgia – ABM, v.40, n. 314, pp.11-14.
Han, F.; Hwang, B.; Suh, D-W.; Wang, Z.; Lee, D. L.; Kim, S-J., 2008, “Effect of Molybdenum and Chromium on Hardenability of Low-Carbon Boron-Added”, Steels Metals and Materials International, Vol. 14, No. 6, pp. 667-672. He, X.L.; Chu, Y.Y.; Jonas, J.J., 1989, “Grain boundary segregation of boron during continuous cooling”, Acta Metall. 37 (1), pp.147-161.
Huang, X.; Chaturvedi, M. C; Richards, N. L. and Jackman, J., 1997, “The effect of grain boundary segregation of boron in cast alloy 718 on HAZ microfissuring-a SIMS analysis”, Acta Mater, Vol. 45, N. 8, pp.1095-3107.
Hwang, Byoungchul; Suh, Dong-Woo and Kim, Sung-Joon., 2011, “Austenitizing temperature and hardenability of low-carbon boron steels”, Scripta Materialia 64, pp.1118–1120.
Jahazi, M.; Jonas, J.J., 2002, “The non-equilibrium segregation of boron on original and moving austenite grain boundaries”, Materials Science and Engineering A335, pp.49–61.
Karlsson, L and Norden, H., 1986, “Grain boundary segregation of boron. An experimental and theoretical study”, Journal de Physique, Colloque C7, supplément au n. 11, pp. 47.
Leslie, W.C., 1981, “The Physical Metallurgy of Steels”, McGraw-Hill Series in Material Science and Engineering. Lin, D.; Zhang, Y., 1998, “A theoretical investigation on non-equlibrium grain boundary segregation”, Materials Science and Engineering A256, pp.39–50.
Maitrepierre, Ph.; Thivellier, D.; Rofes-Vernis, J.; Rousseau, D.; Tricot, R., 1978, “Hardenability Concepts with Applications to steel”, AIME, Warrendale, Pennsylvania, pp. 421.
Miller, O.O., 1951, “Influence of Austenitizing Time and Temperature on Austenite Grain Size of Steel”, Trans. ASM, pp.260-289.
Mun, D. J.; Shin, E. J.; Koo, Y. M., 2011, “A study on the behavior of boron distribution in low carbon steel by particle tracking Autoradiography”, Nuclear Engineering and Technology, v.43 n.1, pp.1-6.
OliveirA, C.A.S., 1994, “Têmpera Direta de Aços de Baixa Liga: Aspectos Cinéticos, Microestruturais e de Propriedades Mecânicas”, Tese de Doutorado, COPPE-UFRJ, Rio de Janeiro.
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Song, S.-H.; Guo, A.-M.; Shen, D.-D.; Yuan, Z.-X; Liu, J.; Xu,T.-D., 2003, “Effect of born on the hot ductility of 2.25Cr1Mo steel”, Materials and Engineering A360, Hubei, China, pp. 96-100.
Taylor, K.A.; Hansen, S.S., 1990, “The boron hardenability effect in thermomechanically processed, direct queched 0.20 pct C steels”, Metallurgical Transactions A, v.21A, n.6, pp. 1697-1708.
Umemoto, M., Yoshitake, E., Tamura, I., 1983, “The morphology of martensite in Fe-C, Fe-Ni-C and Fe-Cr-C alloys”, Jornal of material Science 18.
Wang, X. M. and He, X. L., 2002, “Effect of Boron addition on structure and properties of low carbon bainitic steels”, ISIJ International, Vol. 42, pp. 38-46.
Yao, X. X., 1999, “On the grain boundary hardening in a B-bearing 304 austenitic stainless steel”, Materials Science and Engineering A271, pp. 353–359.
7.
DIREITOS AUTORAIS
Os autores são os únicos responsáveis pelo conteúdo do material impresso incluído no seu trabalho.
EFFECT OF AUSTENITIC GRAIN SIZE ON THE
HARDENABILITY OF LOW CARBON STEEL
WITH BORON ADDITION
Cássio Aurélio Suski, cassio_suski@hotmail.com1
Carlos Augusto Silva de Oliveira, carlos.a@ufsc.br1
1Instituto Federal de Educação, Ciência e Tecnologia de Santa Catarina, Rua 3122, n. 340, apto 901, 88330-290,
Balneário Camboriú, SC, Brasil
2 Universidade Federal de Santa Catarina, Departamento de Engenharia Mecânica, Campus Universitário, Caixa Postal
476, 88040-900, Florianópolis, SC, Brasil
Abstract: The behavior of the hardenability of low carbon steel was studied considering the boron segregation and
boron precipitation in austenitic grain boundaries. The effect of grain size on the effectiveness of boron on hardenability of low carbon steel was investigated by microstructural observations and analysis of boron distribution. The effect on the hardenability of this variable was discussed by the mechanism of non-equilibrium segregation and the borocarbides precipitation behavior. The retardation of the austenite-ferrite transformation caused by the addition of boron is related mainly to non-equilibrium segregation in austenitic grain boundaries. The effect of boron on the hardenability of low carbon steels reduces at high austenitizing temperature due to borocarbide precipitation along the austenitic grain boundaries. The analysis of boron distribution by transmission electron microscopy confirmed the presence of borocarbides on the austenitizing temperature of 870 °C, as they did not dissolve at this temperature and coalesced. Austenitizing at 1050 °C has low precipitation of borocarbides due to the low nonequilibrium boron segregation in the austenitic grain boundaries, thereby reducing the free energy of the grain boundaries, avoiding nucleation of ferrite. The borocarbides precipitation increases with increasing austenitizing temperature of 1050 to 1200 °C. This increase is associated with increased levels of total boron segregation in the austenitic grain boundary by the non-equilibrium segregation and by the increasing of the grain size. This increase in grain size reduces the grain boundary area, increasing the concentration of boron in the grain boundary, reducing the hardenability of steels.
