8º CONGRESO IBEROAMERICANO DE INGENIERIA MECANICA Cusco, 23 a 25 de Outubro de 2007
CARACTERIÇÃO MECÂNICA E MICROESTRUTURAL DO AÇO 300 M SUBMETIDO A DIFERENTES TRATAMENTOS TÉRMICOS
Dr. Antonio Jorge Abdalla 1; Roberto Masato Anazawa 1; Dr.Walter Miakawa 1 Dr.Tomaz Manabu Hashimoto 2; Dr.Marcelo dos Santos Pereira 2
1.Instituto de Estudos Avançados – IEAv/CTA
Rodovia dos Tamoios km 5,5 – São José dos Campos – SP, Brasil abdalla@ieav.cta.br
2.Faculdade de Engenharia de Guaratinguetá – FEG/UNESP
RESUMO
Neste trabalho, foi realizado um estudo sobre os efeitos da microestrutura nas propriedades mecânicas de um aço comercial de qualidade aeronáutica, 300 M. Este aço, após ser austenitizado a 900°C, foi transformado, por tratamentos isotérmicos, em várias temperaturas na região de formação bainítica e na temperatura intercrítica de 760°C para a formação de microestruturas multifásicas. Para a avaliação das propriedades mecânicas foram realizados ensaios de tração e fadiga. As transformações produziram microestruturas multifásicas com porções diferentes de bainita, martensita, ferrita e austenita retida. Estas composições, bem como a morfologia das fases, influenciaram as propriedades mecânicas do aço; o aumento nas frações de bainita e martensita contribuiu para a elevação da resistência e o incremento nas fases ferrita e austenita retida contribuíram para melhorar a ductilidade. Para a caracterização microetrutural foram utilizados: microscopia óptica, microscopia eletrônica de varredura e microscopia de força atômica, para compreender detalhes microestruturais significativos da morfologia de superfície das fases presentes. Os resultados mostraram que os tratamentos térmicos permitem produzir microestruturas que melhoram significativamente a resistência mecânica, mantendo uma boa ductilidade. No entanto, as frações volumétricas das fases devem ser controladas de forma a evitar a fragilidade do material.
INTRODUÇÃO
Os aços comerciais AISI 300M são amplamente utilizados nas indústrias aeronáutica e espacial por combinarem resistência e tenacidade, podendo trabalhar nos mais variados tipos e níveis de solicitações. Eles são considerados aços de ultra-alta resistência mecânica devido aos elevados valores dos limites de escoamento e resistência à tração(1,2). O aço 4340 apresenta, boa forjabilidade e usinabilidade,
facilidade para tratamento térmico e baixa susceptibilidade à fragilização por hidrogênio, além de resistência à fadiga, corrosão, corrosão sob tensão, nucleação e propagação de trincas(1). O aço 300M vem sendo empregado como substituto do 4340
devido a sua maior resistência mecânica em tração. Ele difere do 4340 por conter alto teor de silício, teores de carbono e molibdênio ligeiramente maiores e receber adição de vanádio. Estas modificações, aliadas ao processamento via fusão por indução a vácuo e refusão a arco, proporcionam melhores propriedades ao aço 300M(3). De fato,
a tecnologia do aço 300M foi desenvolvida como um melhoramento do aço 4340, baseando-se no estudo do efeito dos elementos de liga nos aços em propriedades mecânicas como a tenacidade, que são sensíveis aos tempos e temperaturas de austenitização e revenimento(4).
Esses aços são usualmente empregados na condição “temperado e revenido”, em que a temperatura e o tempo de revenimento da microestrutura predominantemente martensítica são escolhidos de acordo com o nível de dureza requerido. Pelo fato de as transformações metalúrgicas ocorrerem a taxas relativamente baixas, os tratamentos de têmpera e revenimento podem ser empregados em peças com até 100 mm de espessura(5). A adoção de novos tratamentos térmicos isotérmicos e intercríticos
permite obter uma microestrutura multifásica composta, além da martensita, pelas fases ferrita e/ou bainita, contendo ainda teores expressivos de austenita retida(3).
Além da fração volumétrica das fases, esses tratamentos são empregados para controlar sua morfologia e o tamanho de grão(6,7). A microestrutura multifásica
combina microconstituintes duros e dúcteis, abrindo um novo leque de possibilidades ao permitir ajustar os níveis de resistência e ductilidade visando melhorar as propriedades mecânicas como tenacidade e resistência à fadiga do aço(7,8).
A ocorrência de falhas por fadiga é uma das principais preocupações relacionadas ao emprego estrutural de materiais. Dentre os vários métodos existentes para a descrição dos diferentes aspectos do comportamento em fadiga, a abordagem tradicional baseada nas conhecidas curvas S/N (relações tensão-vida) é a mais empregada em avaliações comparativas de materiais. Um trabalho recente(9)
demonstrou que a vida em fadiga (avaliada por meio de curvas S/N) do aço AISI 4140, submetido a diferentes tratamentos térmicos de têmpera e revenido, pode sofrer alterações de até duas ordens de grandeza. Para se obter as curvas S/N, lotes de corpos-de-prova cuidadosamente preparados são submetidos a carregamentos cíclicos estacionários até a ruptura, relacionando-se um valor nominal de tensão (que pode ser a amplitude ou a tensão máxima do ciclo) com o número de ciclos para a falha. O conjunto de ensaios pode ser feito a um valor fixo da tensão média ou da razão de tensão R (relação entre as tensões mínima e máxima do ciclo)(5,10).
O presente trabalho tem como objetivo avaliar, por meio de curvas S/N, o comportamento em fadiga dos aços AISI 300M em diferentes condições microestruturais. Vários tratamentos térmicos foram avaliados em um trabalho anterior(7), em termos da microestrutura e propriedades em tração, e os mais
promissores foram selecionados para o presente estudo. Assim, os aços, após austenitizados a 900°C, foram transformados por meio de tratamento isotérmico em temperatura na região de formação da bainita (320°C) e tratamento na temperatura intercrítica de 760°C. Os resultados dos ensaios de fadiga são relacionados às propriedades mecânicas em tração e às características fractográficas observadas em
cada condição microestrutural. PROCEDIMENTO EXPERIMENTAL
A composição química do aço AISI 300M encontra-se reproduzida na Tabela 1. Os corpos-de-prova para os ensaios de fadiga, com seção retangular de espessura 3,2 mm e raio contínuo entre as extremidades de agarre resultando em 6,35 mm de largura na seção de teste, foram confeccionados segundo a norma ASTM E466.
C S P Si Mn Cr Ni Mo Al V Cu
300M 0,39 0,0005 0,009 1,78 0,76 0,76 1,69 0,40 0,003 0,08 0,14
Todos os corpos-de-prova foram inicialmente submetidos ao tratamento térmico de recozimento, permanecendo a 950°C por 2 horas, com resfriamento controlado até 300°C (20°C/min). As amostras foram em seguida divididas em 3 lotes. O primeiro lote foi mantido na condição de recozimento. O segundo foi austenitizado a 900°C por 20 minutos e em seguida permaneceu por 10 minutos na temperatura intercrítica de 760°C, a partir da qual foi temperado em óleo, num procedimento que será designado neste trabalho por tratamento intercrítico (IC). O terceiro lote, após austenitizado de forma idêntica ao segundo, permaneceu por 15 minutos a 320°C e foi em seguida resfriado em água, sendo este procedimento designado por tratamento isotérmico (IT).
Após os tratamentos térmicos, os corpos-de-prova foram preparados com uma seqüência de lixas com granulações de 220 a 600, resultando em uma rugosidade superficial RA em torno de 0,1 μm. Para realizar os ensaios de fadiga foi utilizado um sistema servo-hidráulico MTS 810.23M com 250 kN de capacidade. Adotou-se o modo de controle de força e o carregamento foi aplicado com forma de onda senoidal. Os ensaios foram realizados ao ar, em temperatura ambiente, com freqüência de 20 Hz e razão de tensão (mínima/máxima) R = 0,1. Os níveis de tensão máxima foram escolhidos de modo a situar as curvas S/N na faixa de 104 a 106 ciclos. Foram
realizados pelo menos 16 ensaios para cada condição de material. Após os ensaios, as superfícies de fratura de alguns dos corpos-de-prova foram observadas ao microscópio eletrônico de varredura (MEV). Nestas análises foi utilizado um equipamento LEO 1460 VP, operando no modo de elétrons secundários.
Resultados e Discussões
Os tratamentos térmicos aplicados modificaram as microestruturas do aço 3)) M. As microestruturas recozidas apresentam-se bastante complexas, sendo constituídas de martensita, bainita e carbonetos, contendo ainda porções de ferrita e austenita retida. O tratamento IC, que privilegiou a formação da martensita, resultou ainda na formação da fase ferrítica, além da bainita formada no resfriamento contínuo. A microestrutura obtida através do tratamento IT é uma matriz complexa formada principalmente por bainita e ferrita acicular.
a) PROPRIEDADES EM TRAÇÃO
As transformações microestruturais causadas pelos tratamentos térmicos foram Tabela 1. Composição química dos aços 300M (% em peso).
responsáveis por alterações nas propriedades mecânicas do aço estudado. Na Tabela 2 são mostrados os resultados de ensaios de tração(7), a serem levados em conta na
avaliação comparativa do comportamento em fadiga do material.
Os resultados dos ensaios de tração mostram que a resistência mecânica do aço 300M também teve um ganho significativo com o tratamento IC, mas à custa de uma maior redução da ductilidade. Observa-se, porém, que o tratamento IT promoveu uma diminuição nos limites de escoamento e resistência deste aço, acompanhada também por perda de ductilidade em relação ao material recozido. As propriedades mecânicas do aço 300M nesta condição foram associadas à formação de bainita superior e à presença de austenita retida. A boa ductilidade apresentada em decorrência do tratamento IC foi associada à fase ferrítica, enquanto a martensita e bainita formadas possibilitaram atingir os altos níveis de resistência observados.
b) COMPORTAMENTO EM FADIGA
As curvas S/N para os aços e 300M, nas diferentes condições microestruturais, são apresentadas respectivamente na Figuras 1. Para maior clareza na visualização dos dados, plotaram-se os valores médios (média aritmética) da vida em fadiga para cada nível de tensão máxima. O tratamento IC promove uma queda na curva S/N em relação à condição recozida. Por outro lado, o comportamento do aço após o tratamento IT é muito semelhante ao do material recozido. Relacionando-se esses resultados com as propriedades em tração, fica evidente que a microestrutura formada através do tratamento IC, apesar de apresentar a melhor combinação de resistência e ductilidade, é a que possui o pior desempenho em fadiga.
Tratamento Térmico
σ
e(MPa)
σ
t(MPa)
ΔL
(%)RA
(%) Recozido 1.531 1.673 17,7 32 IC 2.035 2.154 14,8 41 IT 1.387 1.592 10,7 37 10000 100000 1000000 700 800 900 1000 1100 1200 1300 1400 1500 N [ciclos] 300M Recozido IC IT Smáx [M Pa ]Tabela 2. Propriedades mecânicas em tração dos aços estudados.
A aparente discrepância entre os comportamentos em tração e fadiga desses aços pode ser discutida em termos das microestruturas resultantes dos tratamentos térmicos. Dentre os tratamentos térmicos empregados, o tratamento IC é o que promove a formação de microconstituintes com a maior diferença de dureza entre si, uma vez que neste tratamento é privilegiada uma combinação de fases contendo principalmente martensita e ferrita. Como conseqüência, ocorre uma maior
incompatibilidade de deformação entre as fases, fato que pode facilitar a nucleação de trincas durante a aplicação de carregamentos cíclicos.
c) ANÁLISE FRACTOGRÁFICA
A Figura 2 mostra o aspecto macroscópico típico da fratura dos aços. Predomina a aparência de fratura frágil, com pouca deformação e propagação em planos bem definidos. O aço 300M recozido (Fig.2a) apresenta alguma redução de área na região de fratura final. A Figura 2b mostra uma superfície de fratura típica observada nos aços tratados na condição IT: uma superfície plana, sem deformação aparente e com clara distinção entre a região de propagação da trinca e a região de ruptura final.
(a) Aço 300M Recozido (b) Aço 300M tratamento IT
As regiões de início e propagação da trinca nos aços recozidos (Figura 3) evidenciam em que trincas se desenvolvem na direção radial através da extração de partículas das fases duras, formando picos e vales. Notam-se microdeformações localizadas, resultantes das fases mais dúcteis que envolviam as fases duras. Nos aços submetidos ao tratamento IC (Figura 4) também se formam picos e vales nestas
regiões, porém com menor intensidade. Nota-se um refinamento no tamanho das partículas, com aparecimento de fases aciculares. As deformações estão reduzidas a regiões ainda mais restritas. Aparecem também alguns grãos rompidos de forma transgranular, evidenciando redução na ductilidade.
Para o tratamento IT, que produziu uma microestrutura predominantemente bainítica, a propagação inicial da trinca também ocorreu na direção radial, formando picos e vales menos profundos que os observados na condição recozida (ver Figura 5). Nota-se, no entanto, que o micromecanismo ativado difere do observado no aço recozido. Observa-se na Figura 5 que a propagação ocorreu com a formação de degraus, deixando expostas plaquetas do constituinte bainítico e pequenos alvéolos que circundam as facetas de grãos expostos. Este aspecto dúctil ocorre, provavelmente, devido à austenita retida.
Figura 3. Região de início da trinca nos aços recozidos. Aço 300M – Recozido.
Figura 4. Região de início da trinca nos aços submetidos ao tratamento IC. Aço 300M Tratamento IC.
Figura 5. Região de início da trinca no aço submetidos ao tratamento IT. Aço 300M – Tratamento IT.
As Figuras 6, 7 e 8 mostram a fratura final, por sobrecarga, do material estudado. O aço 300M recozido apresentou micromecanismos de fratura predominantemente dúctil. Nota-se a presença de muitos “dimples” e deformações superficiais (Fig.6). Na fratura final do aço 300 com tratamento IC (Fig.7) aparece certa quantidade de alvéolos, devido à existência de finas camadas de ferrita (formada na temperatura intercrítica) entre os grãos martensíticos e a bainita, porém esta formação é bastante restrita, devido à fácil temperabilidade do mesmo. Observam-se algumas partículas soltas, trincas secundárias e aparência generalizada de fratura transgranular, com rara presença de alvéolos. A Figura 8, referente ao tratamento IT, mostra a estrutura bainítica rompida, os grãos são mais refinados e aciculares.
Conclusões
Figura 6 – Superfície de fractura final
por sobregarga. Aço 300M – Recozido. Figura 7 – Superfície de Fractura final por sobrecarga. Aço 300M tratamento IC.
Figura 8 - Superfície de Fractura final por sobrecarga. Aço 300M tratamento IT.
O tratamento térmico IC, apesar de propiciar a melhor combinação de resistência à tração e ductilidade nos aços 300M, resulta em queda na resistência à fadiga destes aços. O refinamento de grãos e a complexa coexistência de fases duras (bainita e martensita) e dúcteis (ferrita e austenita) multiplicam a quantidade de pontos críticos onde se iniciam as microtrincas. Ficou evidente a queda na resistência à fadiga do aços com microestrutura multifásica na condição IC, quando comparados aos aços recozidos ou ao aço tratado na condição IT (predomínio de bainita). Todas as condições de material estudadas apresentam fratura por fadiga com algum aspecto macroscópico frágil. Porém, os micromecanismos ativados diferem entre as condições devido às particularidades das estruturas multifásicas formadas nos tratamentos térmicos.
Agradecimentos
Os autores agradecem ao Instituto de Estudos Avançados do Comando Geral de Tecnologia Aeroespacial – IEAv/CTA e à Fundação de Ciências, Aplicações e Tecnologias Espaciais - FUNCATE.
REFERÊNCIAS
1. SOUZA, R. C., Estudo do comportamento em fadiga do aço ABNT 4340 revestido com carbeto de tungstênio pelo sistema HVOF/HP. 1998, 158p. Dissertação (mestrado em engenharia mecânica) – Faculdade de Engenharia de Guaratinguetá, FEG/UNESP, Guaratinguetá.
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mecânica) – Instituto Tecnológico de Aeronáutica, ITA/CTA, São José dos Campos.
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Engineering A, p. 172, 1993.
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5. DOWLING, N. E. Mechanical behavior of materials. New Jersey: Prentice Hall, 1999.
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8. WANG, Z. G.; SUN, Z. M.; AI, H. Dislocation structures induced by cyclic deformation in dual-phase ferritic-martensitic microstructure. Materials Science and Engineering A, v.113, p.259-265,1989.
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