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EFEITO DO NB NA CINÉTICA DE REVENIMENTO DE AÇOS DE BAIXO CARBONO

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Academic year: 2019

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(1)

REDEMAT

R

EDE

T

EMÁTICA EM

E

NGENHARIA DE

M

ATERIAIS

UFOP – CETEC – UEMG

Dissertação de Mestrado

EFEITO DO NB NA CINÉTICA DE

REVENIMENTO DE AÇOS DE BAIXO

CARBONO

Autora: Tahiana Francisca da Conceição Hermenegildo

Orientador: Prof. Dr. André Barros Cota

(2)

DISSERTAÇÃO DE MESTRADO

Efeito do Nb na Cinética de Revenimento de Aços de Baixo

Carbono

Aluna: Tahiana Francisca da Conceição Hermenegildo

Orientador: Prof. Dr André Barros Cota

Dissertação de Mestrado apresentada ao Programa de Pós-Graduação em Engenharia de Materiais da REDEMAT, como parte integrante dos requisitos para a obtenção do título de Mestre em Engenharia de Materiais.

(3)

SUMÁRIO

Lista de Figuras iii

Lista de Tabelas vi

Resumo vii

Abstract viii

Capítulo 1. INTRODUÇÃO 1

Capítulo 2. OBJETIVOS 4

CAPÍTULO 3. RELEVÂNCIA / JUSTIFICATIVA 5

CAPÍTULO 4. REVISÃO BIBLIOGRÁFICA 6

4.1. Formação da Austenita 6

4.1.1 Crescimento de Grão Austenítico 9

4.1.2. Efeito dos elementos de liga na formação da austenita e na sua transformação 11

4.2 Tratamentos térmicos de aços 13

4.2.1 Tratamento térmico de têmpera 14

4.2.1.1 Efeito dos elementos de liga na faixa de temperaturas de formação da martensita 16

4.2.2 Mudanças estruturais no revenimento 16

4.2.2.1 Efeito dos elementos de liga no revenimento 18

4.3. Propriedades físicas e solubilidade dos precipitados de NbC na ferrita 20

4.3.1. Nucleação dos precipitados de NbC na ferrita 20

4.3.2. Solubilidade de NbC na ferrita 22

4.4. Cinética de revenimento 27

CAPÍTULO 5. PROCEDIMENTO EXPERIMENTAL 33

5.1. Materiais 33

5.2. Tratamentos Térmicos 34

5.3. Análise Metalográfica 35

(4)

5.5. Avaliação da solubilidade dos precipitados Nb (C, N) 36

CAPÍTULO 6. RESULTADOS E DISCUSSÃO 38

6.1.Tamanho de grão austenítico 38

6.2. Amostras revenidas 43

6.3. Dureza Vickers 47

6.3.1. Microdureza 54

6.4. Cinética de Revenimento 61

CAPÍTULO 7. CONCLUSÕES 69

CAPÍTULO 8. SUGESTÔES PARA TRABALHOS FUTUROS 71

(5)

LISTA DE FIGURAS

Figura. 4.1. Desenho esquemático de um diagrama TTT reverso para um aço eutetóide... 8

Figura. 4.2. Sítios preferenciais de formação da austenita... 8

Figura. 4.3. Diagrama de transformação no aquecimento contínuo (TAC) do aço em estudo, a partir de uma microestrutura inicial constituída de ferrita proeutetóide + perlita, onde é a ferrita proeutetóide, P é a perlita e é a austenita (Oliveira, 2005)... 10

Figura. 4.4. Tamanho de grão austenítico como uma função da temperatura de austenitização, para aços com grãos austeníticos finos e grosseiros (Krauss, 1990)... 12

Figura. 4.5. Diagramas TTT (tempo-temperatura-transformação) de um aço 1050... 15

Figura 4.6. Estrutura cristalina do NbC (DeArdo et al., 1984)... 21

Figura. 4.7. Diagrama de fases binário Fe-Fe3C (Perrard, 2004)... 23

Figura. 4.8. Diagrama de fases binário Nb-C (Perrard, 2004)... 24

Figura. 4.9. Diagrama de fases binário Fe-Nb (Perrard, 2004)... 25

Figura. 4.10. Corte isotérmico a 800oC do diagrama ternário Fe-Nb-C, na região rica em Fe (Perrard,2004)... 25

Figura. 4.11. Limite de solubilidade para as temperaturas 500 e 600oC, calculados de %C=f(%Nb), usando a equação (4.4)... 26

Figura. 4.12. Evolução da dureza durante o revenimento para temperaturas diferentes variando entre 100ºC a 700ºC. HV0, 2 – dureza Vickers com carga de 0,2kg(Zhang,2004).. 29

Figura. 4.13. Influência da temperatura de revenimento sobre os valores da dureza (Zhang, 2004)... 30

Figura. 4.14. Evolução da razão de revenimento com o tempo e a temperatura de revenimento (Zhang, 2004)... 30

Figura. 4.15. Evolução da razão de revenimento com o tempo para várias temperaturas entre 300ºC a 600ºC: resultados experimentais e obtidos a partir da lei da cinética (Zhang,2004)... 32

(6)

Figura. 6.1. Fotomicrografias do aço I-Nb temperado a partir da temperatura de

austenitização de 1100oC. a) e b) MEV; ataque nital 2%. b) MO; ataque nital 2%. d) MO,

contornos de grão austenítico; ataque com solução saturada de ácido pícrico... 39

Figura. 6.2. Fotomicrografias revelando os contornos de grão austenítico, para as

temperaturas de austenitização do aço I: a) 950, b) 1000, c) 1050 d) 1075oC. Ataque com

solução saturada de ácido pícrico... 40

Figura. 6.3. Tamanho de grão austenítico em função da temperatura de austenitização... 41 Figura. 6.4. Fotomicrografias em a) e b) MEV e c) MO do aço I temperado a partir da

temperatura de austenitização de 1075ºC. Ataque nital 2%... 42

Figura. 6.5. Fotomicrografia em MEV, aço I-Nb, das amostras revenidas à temperatura de 500ºC pelo intervalo de tempo de permanência de a) 300, b) 900, c) 1800, d) 3600s, e

600ºC pelo intervalo de tempo de permanência de e) 300, f) 900, g) 1800, h) 3600s... 43

Figura. 6.6. Fotomicrografia em MEV, aço I, das amostras revenidas à temperatura de 500ºC pelo intervalo de tempo de permanência de a) 300, b) 900, c) 1800, d) 3600s, e

600ºC pelo intervalo de tempo de permanência de e) 300, f) 900, g) 1800, h) 3600s... 45

Figura. 6.7. Dureza Vickers (HV) (carga de 20kgf) das amostras revenidas em função do

tempo de revenimento, nas temperaturas de revenimento, para o aço I (semNb)... 48

Figura. 6.8. Dureza Vickers (HV) (carga de 20kgf) das amostras revenidas em função do

tempo de revenimento, nas temperaturas de revenimento, para o aço I-Nb... 49

Figura. 6.9. Dureza Vickers das amostras revenidas do aço I (sem Nb) como uma função

do parâmetro de revenimento... 52

Figura. 6.10. Dureza Vickers das amostras revenidas do aço I-Nb (com Nb) como uma

função do parâmetro de revenimento... 52

Figura. 6.11 Influência da temperatura de revenimento na evolução da dureza vickers

(HV) do aço I... 53

Figura. 6.12 Influência da temperatura de revenimento na evolução da dureza vickers

(HV) do aço I-Nb... 54

Figura. 6.13. Microdureza Vickers (HV) (carga de 25gf) das amostras revenidas em

função do tempo de revenimento, nas temperaturas de revenimento, para o aço I... 55

Figura. 6.14. Microdureza Vickers (HV) (carga de 25gf) das amostras revenidas em

função do tempo de revenimento, nas temperaturas de revenimento, para o aço I-Nb... 56

Figura. 6.15. Distribuição da microdureza para temperatura de 500ºC e intervalos de

(7)

Figura. 6.16. Distribuição da microdureza para temperatura de 600ºC e intervalos de

tempo de 300, 900, 1800 e 3600s, para o aço I-Nb e I... 59

Figura. 6.17. Razão de revenimento em função do tempo de revenimento para os aços I... 62 Figura. 6.18. Razão de revenimento em função do tempo de revenimento para os aços

I-Nb... 63

Figura. 6.19. Razão de revenimento para o aço I, valores experimentais e calculados com

a lei de cinética de revenimento, com uma função do tempo de revenimento... 65

Figura. 6.20. Razão de revenimento para o aço I-Nb, valores experimentais e calculados

com a lei de cinética de revenimento, com uma função do tempo de revenimento... 66

Figura. 6.21. Diagrama de fases temperatura como uma função da % em peso de C para

(8)

LISTAS DE TABELAS

Tabela 4.1. Valores de coeficiente de partição para alguns elementos de liga... 19 Tabela 5.1. Composição química do aço (% em peso)... 33 Tabela 6.1. Quantidade de Nb em solução na austenita em função da temperatura de

austenitização (Honeycombe, 1995)... 38

Tabela 6.2. Valores da microdureza (MicroHV) e dureza Vickers (HV) das amostras

temperadas e recozidas... 47

Tabela 6.3. Valores da dureza (HV) e microdureza Vickers (MicroHV) das amostras

Revenidas... 47

(9)

RESUMO

Os efeitos da temperatura e do tempo sobre a cinética de revenimento foram estudados, utilizando chapas de um aço baixo carbono e microligado, contendo Nb (0,031%), e de outro com composição química similar, porém, sem Nb. A lei de cinética de revenimento foi estudada pela equação de Johnson, Mehl e Avrami, a partir da variação da dureza Vickers das amostras revenidas com a temperatura e com o tempo de revenimento para os dois aços. Estas chapas foram submetidas a uma rotina de processamento de austenitização e têmpera, seguido

de revenimento a diferentes temperaturas (300, 400, 500 e 600oC) e diferentes intervalos de

tempo (300, 900, 1800 e 3600s). As características microestruturais das amostras temperadas e revenidas foram avaliadas através de microscopia ótica e eletrônica de varredura. A microestrutura das amostras temperadas dos aços com e sem Nb é constituída essencialmente de martensita e bainita com morfologia acicular (ferrita bainítica), com durezas Vickers (carga de 20kgf) de 445 e 469, respectivamente. Para o aço sem Nb verificou-se que a dureza praticamente não variou com o tempo de revenimento para a temperatura de revenimento de

600oC e que a dureza tende a saturar para altos tempos de revenimento, para as diferentes

temperaturas de revenimento utilizadas. Para o aço com Nb, observou-se uma maior

resistência ao revenimento para as temperaturas de revenimento de 500 e 600oC, associada à

(10)

Abstract

(11)

CAPÍTULO 1. INTRODUÇÃO

Na última década, o aumento na demanda de aços com alta resistência mecânica, elevada tenacidade à baixa temperatura e boas características de soldabilidade, levaram a um maior desenvolvimento dos aços microligados (aços de alta resistência e baixa liga: aços ARBL). Estes aços são utilizados na indústria automobilística na fabricação de chapas para a construção naval, vasos de pressão e de tubos de grande diâmetro para o transporte de gás e óleo em regiões de temperatura sub-zero. A microestrutura e as propriedades mecânicas destes aços resultam de uma combinação adequada de composição química, de tratamento termomecânico e, em alguns casos, de um posterior tratamento térmico. As chapas de aços temperados e revenidos apresentam uma alta resistência e uma boa tenacidade e são largamente usadas para a fabricação de peças estruturais de máquinas (Weiss, 1993; Mintz, 1997).

Os aços de médio carbono e baixa liga são tradicionalmente usados em estruturas que demandam alta resistência e tenacidade. Embora o carbono seja o principal elemento usado para aumentar a resistência destes aços, sabe-se que o mesmo reduz a soldabilidade e a tenacidade quando acima de uma certa quantidade. Uma alternativa é utilizar aços com menores conteúdos de carbono e microligados. O Nb, usado como microligante, se solubilizado na austenitização, irá precipitar durante o revenimento, melhorando as propriedades mecânicas sem afetar a soldabilidade (Rees, 1995).

Tanto no processo de têmpera direta quanto no processo de reaustenitização e têmpera, a composição química e a temperatura de austenitização são os fatores mais importantes que influenciam a microestrutura das chapas de aço como temperada e as propriedades mecânicas subseqüentes obtidas após o revenimento. Estes fatores estão inter-relacionados com o tamanho de grão austenítico e com o estado dos elementos de liga na reaustenitização (dissolvidos ou na forma de precipitados). Portanto, as propriedades mecânicas das chapas temperadas e revenidas são uma função do tamanho de grão austenítico e da cinética de revenimento (Mintz, 1997).

(12)

faz-se necessário submetê-las ao tratamento térmico de têmpera. Após quase todos os tratamentos térmicos de têmpera realiza-se o tratamento térmico de revenimento e, dependendo da temperatura e do tempo de revenimento, a dureza de um aço temperado e revenimento pode variar desde o valor máximo da martensita até o valor mínimo associado com a estrutura de carbonetos coalescidos (Krauss, 1990).

A martensita do aço, resultante da transformação atérmica ou adifusional da austenita, é uma solução supersaturada de carbono em ferro alfa e tem exatamente a mesma composição química da matriz austenítica. A dureza da martensita varia pouco com a presença de elementos de liga no aço, que são adicionados apenas com a finalidade de retardar o início da transformação difusional da austenita (austenita→ferrita + perlita), deslocando as curvas de transformação para tempos mais longos. A principal causa da alta resistência mecânica (dureza) da martensita é a distorção do retículo do Fe, causada pelos átomos de carbono aprisionados nos sítios intersticiais octaédricos no retículo tetragonal de corpo centrado (endurecimento por solução sólida), que faz com que o movimento das discordâncias seja muito difícil. Também contribui para a alta resistência da martensita a sua subestrutura, relacionada com a alta densidade de discordâncias. Assim, a estrutura martensítica é dura, mas também frágil e sua estrutura é altamente instável. Um tratamento térmico de revenimento se faz necessário para reduzir a fragilidade da martensita, ou seja, aumentar a tenacidade de aços com microestrutura martensítica. As mudanças microestruturais responsáveis pelas mudanças nas propriedades no revenimento são ativadas termicamente e, portanto, dependem tanto da temperatura quanto do tempo (Krauss, 1990).

Estudos recentes têm comparado, através da influência dos elementos de liga V, B e Ti e de parâmetros de processo, as propriedades mecânicas e as estruturas de chapas de aços revenidos, obtidas por laminação a quente e têmpera direta e reaustenitização e têmpera.

Outros trabalhos têm descrito o efeito da precipitação do Cu e de partículas de Nb (C, N) na matriz dos aços HSLA classe 100 durante o processo de revenimento sobre as propriedades mecânicas como função da temperatura (Dhua, 2001).

(13)
(14)

CAPÍTULO 2. OBJETIVOS

Este trabalho tem como objetivos:

• Analisar os efeitos da temperatura e do tempo sobre a microestrutura e propriedades

mecânicas de chapas revenidas de um aço microligado, contendo Nb (0,031%), e de outro com composição similar sem Nb.

• Estudar cinética de revenimento através da variação da dureza Vickers das amostras

revenidas com a temperatura e com o tempo de revenimento para os dois aços

• Procurar correlacionar a cinética com a quantidade de Nb em solução antes da têmpera

(15)

CAPÍTULO 3. RELEVÂNCIA / JUSTIFICATIVA

Recentes estudos têm comparado, através da influência dos elementos de liga V, B e Ti e de parâmetros de processo, as propriedades mecânicas e as estruturas de chapas de aços revenidos, obtidas por laminação a quente e têmpera direta e reaustenitização e têmpera. Com relação ao elemento de liga Nb, existem poucos relatos na literatura da sua influência, o que justifica o estudo da influência do Nb sobre a cinética de revenimento. Este estudo justifica-se tanto pelo aspecto tecnológico de sua aplicação, quanto pelo aspecto acadêmico, que vem completar as pesquisas em desenvolvimento sobre a influência dos elementos de liga e dos parâmetros de processo sobre as propriedades e estruturas de aços temperados e revenidos.

(16)

CAPÍTULO 4. REVISÃO BIBLIOGRÁFICA

4.1. Formação da Austenita

A formação da austenita ocorre na maioria dos tratamentos térmicos dos aços. O fenômeno de austenitização tem sido estudado por alguns pesquisadores, que procuram desenvolver modelos para explicar a cinética de austenitização no aquecimento isotérmico e não isotérmico. A maneira pela qual a austenita se forma em um dado aço depende fortemente da microestrutura (s) (perlítica, martensítica, ferrítica, ferrita + perlita), presente antes do tratamento térmico de reaustenitização (Krauss, 1990).

A transformação denominada de reaustenitização é de grande importância nos processamentos termomecânicos dos aços, pois estes normalmente são aquecidos à temperatura correspondente ao campo austenítico, ou seja, durante os processos de têmpera, recozimento, normalização, laminação controlada, laminação a quente ou soldagem, o campo austenítico normalmente pode ser atingido. A condição inicial da austenita influencia o desenvolvimento da microestrutura final e, conseqüentemente, as propriedades mecânicas finais do aço. Assim, o comportamento e as propriedades mecânicas dos aços dependem não somente da natureza da decomposição da austenita no resfriamento contínuo (a fase final do aço), mas também da cinética de reaustenitização, ou seja, se a fase austenítica é homogênea ou heterogênea, de seu tamanho de grão, da taxa de aquecimento, presença de inclusões não metálicas, distribuição das fases, etc. (Brooks, 1992; Caballero, 2001).

O processo de formação da austenita nos aços pode ser acompanhado por transformação isotérmica de uma dada microestrutura inicial em austenita em função do tempo, para uma série de temperaturas na região intercrítica (ferrita + austenita) em dado aço. A partir deste procedimento são construídos os diagramas tempo-temperatura-transformação (TTT) para a formação da austenita (Brooks, 1992).

(17)

A primeira etapa na transformação de fase é a nucleação da nova fase, onde são formados os núcleos, preferencialmente em imperfeições, como contornos de grãos e heterogeneidades intragranulares. O primeiro núcleo formado requer um tempo maior de incubação. O estágio seguinte é o crescimento destes núcleos (Krauss, 1990).

As curvas de início e fim de formação da austenita não apresentam a forma em “C”, como ocorre, por exemplo, para a formação da perlita a partir da austenita. Esta forma em “C” é devido à dependência das taxas de nucleação e crescimento da perlita com a temperatura. À medida que a temperatura decresce, as taxas de nucleação e crescimento aumentam, pois aumenta a diferença de energia livre entre a perlita e a austenita, aumentando assim a força motriz termodinâmica para a transformação. Entretanto, a temperaturas suficientemente baixas, este acréscimo na força motriz termodinâmica é compensado pelo decréscimo da mobilidade atômica. Sendo assim, as taxas de nucleação e crescimento passam por um valor máximo a uma temperatura intermediária (Brooks, 1992).

Na formação da austenita, à medida que a temperatura aumenta, aumenta a força motriz termodinâmica para a transformação, aumentando a taxa de formação da austenita. Mas o aumento da temperatura também provoca o aumento da mobilidade atômica e, conseqüentemente, as taxas de nucleação e crescimento aumentam continuamente com a temperatura (Brooks, 1992). O diagrama TTT para a reaustenitização tem a forma de um “meio C”. Então, o intervalo de tempo necessário para a formação da austenita decresce monotonicamente com o aumento da temperatura (Akbay, 1994). A figura 4.1 mostra esquematicamente um diagrama TTT reverso para a formação da austenita a partir de um aço com composição próxima a eutetóide, ou seja, a partir de uma estrutura inicial perlítica.

A transformação de fase é principalmente controlada pelo tempo e temperatura, sendo a temperatura mais importante no controle da cinética de reações no estado sólido já que influencia a velocidade de difusão (Krauss, 1990; Kaldor, 1995).

Na figura 4.2 são mostrados, de forma esquemática, os sítios preferenciais de nucleação da austenita, para 3 (três) microestruturas diferentes.

(18)

interseção entre os contornos de grãos de ferrita e as partículas de cementita. A nucleação da austenita na microestrutura perlítica tem início nas interfaces das lamelas da ferrita e da cementita. A perlita forma uma austenita contendo 0,8%C a partir da ferrita (0,02%) e da cementita (6,67%) (Krauss, 1990).

Figura. 4.1. Desenho esquemático de um diagrama TTT reverso para um aço eutetóide (Akbay. 1994).

Ferrita Esferoidita Perlita

Figura. 4.2. Sítios preferenciais de formação da austenita. 727ºC

t (s)

Final de formação da austenita Início de formação da austenita

T (ºC)

(19)

A formação da austenita a partir de uma estrutura martensítica de um aço carbono se dá segundo a formação de duas morfologias: uma estrutura equiaxial que tende a se formar nos contornos de grãos austeníticos prévios e outra acicular (ripas e agulhas), cuja nucleação se dá entre as ripas de martensita (Krauss, 1990; Kudryakov, 1998).

A formação da austenita no aquecimento contínuo pode ser acompanhada através dos chamados diagramas TAC (Transformação no Aquecimento Contínuo). Esses diagramas são gráficos semilogarítmicos tempo-temperatura-transformação, que mostram a variação das temperaturas críticas de transformação em função da taxa de aquecimento do aço (García de Andrés, 2002; Oliveira, 2005).

A figura 4.3 mostra um diagrama TAC para um aço baixo carbono, microligado com Nb (Oliveira, 2005), com a composição (% em peso): 0,15C; 1,42Mn; 0,37Si; 0,052Al; 0,023P; 0,009S; 0,031Nb; 0,0042.N.

4.1.1. Crescimento de Grão Austenítico

A austenita se forma por um processo de nucleação e crescimento. Os grãos austeníticos nucleiam em diversos sítios preferenciais e crescem. A partir de um determinado momento, quando todos os grãos austeníticos se encontram, a microestrutura inicial é completamente transformada em austenita. Neste momento, a austenita possui um tamanho de grão austenítico inicial (Brooks, 1992).

(20)

10 100 1000 10000 500

600 700 800 900 1000

16 13 10 5 1 0,1

txa(ºC/s):

γ

α + γ

α + P + γ

α + P

Ac 3

Af i Ac 1

T

(

ºC

)

t (s)

Figura. 4.3. Diagrama de transformação no aquecimento contínuo (TAC) do aço em estudo, a partir de uma microestrutura inicial constituída de ferrita proeutetóide + perlita, onde é a

(21)

À medida que o material é mantido, por um certo intervalo de tempo, a temperaturas suficientemente altas, os grãos começam a crescer, sendo que os grãos maiores crescem às custas dos menores, através do movimento dos contornos de grãos. A força motriz para esse crescimento de grão é a redução da área de contorno de grão por unidade de volume no material.

Quando um contorno de grão em movimento encontra uma partícula de segunda fase, seu movimento é bloqueado. O local na região de contato com a partícula tem o contorno entre dois grãos substituído por uma interface entre a partícula e a matriz austenítica. Então, a energia do sistema é alterada, tornando-se maior com o movimento do contorno de grão. Conseqüentemente, na região de contato com a partícula, o contorno de grão resiste ao movimento (Brooks, 1992).

4.1.2. Efeito dos elementos de liga na formação da austenita e na sua transformação

À medida que elementos de liga são adicionados, o domínio da austenita pode se expandir ou contrair, facilitando ou dificultando a formação da austenita, modificando a posição relativa

dos contornos nos diagramas de fases de equilíbrio, alterando as linhas Acm e Ac3, podendo ser

necessário maior ou menor quantidade de calor para formação da austenita (Honeycombe, 1995).

(22)

A figura 4.4 mostra o tamanho de grão austenítico como uma função da temperatura de austenitização para vários tipos de aços. Em temperaturas acima da temperatura de crescimento anormal de grão, as partículas de segunda fase coalescem e aumentam de tamanho, perdendo a capacidade de inibir o crescimento de grão austenítico. Em temperaturas mais elevadas, os precipitados são dissolvidos, o que provoca um rápido crescimento de grão, produzindo tamanho de grão anormal (Krauss, 1990).

Grãos finos Grãos grosseiros Temperatura de crescimento anormal de grão T am an ho d e gr ão a us te ní ti co ( n° A ST M )

Temperatura de austenitização (ºF)

Grãos finos Grãos grosseiros Temperatura de crescimento anormal de grão T am an ho d e gr ão a us te ní ti co ( n° A ST M )

Temperatura de austenitização (ºF)

Figura. 4.4. Tamanho de grão austenítico como uma função da temperatura de austenitização, para aços com grãos austeníticos finos e grosseiros (Krauss, 1990).

Nos aços-carbono planos, o tamanho de grão austenítico final depende da taxa de

aquecimento através da região bifásica (entre Ac1 e Ac3) e da temperatura de austenitização,

(23)

durante o aquecimento e posterior tempo de encharque. Nos aços microligados contendo Ti, V e Nb, a temperatura abaixo da qual o crescimento anormal de grão é inibido pela presença de finos precipitados, é chamada de “temperatura de crescimento anormal de grão”, e depende da taxa de aquecimento, sendo menor para taxas de aquecimento maiores. A taxa de aquecimento sob a qual o crescimento anormal de grão é observado, é chamada de “taxa de aquecimento crítica”, e seu valor diminui com o aumento da temperatura de austenitização (Danon, 2003).

É importante determinar se a austenitização foi completa ou não, se a austenita é homogênea ou heterogênea, pois na transformação da austenita heterogênea em outras fases no resfriamento contínuo, os carbonetos residuais não dissolvidos ou áreas ricas em carbono na austenita, afetam a temperabilidade do aço, resultando em uma microestrutura multifásica.

4.2. Tratamentos térmicos dos aços

A resistência dos aços resulta de vários fenômenos que, em regra, contribuem coletivamente para as propriedades mecânicas observáveis. Os tratamentos térmicos dos aços têm por objetivo de gerar microestruturas diferentes, de modo a conseguir o balanço pretendido de propriedades mecânicas. Felizmente, a transformação da austenita em ferrita permite obter grandes variações de microestrutura, pelo que, mesmo nos aços carbonos, se pode cobrir uma larga gama de propriedades mecânicas. O recurso a elementos de liga metálicos, os quais além de tudo o mais influencia a transformação, torna possível um controle ainda maior da microestrutura, com os conseqüentes benefícios nas propriedades mecânicas (Honeycombe, 1995).

(24)

4.2.1. Tratamento térmico de têmpera

A reação martensítica nos aços ocorre, por regra, atermicamente, quer dizer, num intervalo de temperatura durante o resfriamento, podendo definir-se com precisão esse intervalo para um

dado aço. A reação começa à temperatura de início da martensita, Mi, esta temperatura pode

variar entre valores afastados, desde de 500ºC até temperaturas inferiores a ambiente, conforme a concentração, no aço, de elementos de liga estabilizadores da austenita. Uma vez

atingida a temperatura Mi, a transformação prossegue durante o resfriamento, até que cessa a

uma temperatura designada por Mf. A esta temperatura toda a austenita deveria estar

transformada em martensita, mas freqüentemente observa-se que uma pequena porcentagem de austenita não se transforma, denominada de austenita retida ou residual. Em alguns aços

fortemente ligados, em que a temperatura Mf é bastante inferior à ambiente, a fração em

volume de austenita retida pode ser muito grande. Para que ocorra a reação martensítica é, em geral, necessário resfriar rapidamente o aço de modo que a austenita metaestável se transforme em martensita, em um processo adifusional.

A velocidade de resfriamento tem de ser suficientemente alta para suprimir a decomposição da austenita em ferrita e perlita por processos difusionais a alta temperatura, bem como a reação bainítica. A velocidade de resfriamento requerida depende muito dos elementos de liga presentes no aço, sendo, em geral, tanto mais baixa quanto maior for a concentração total desses elementos (Honeycombe, 1995).

Como na têmpera o constituinte final desejado é a martensita, o objetivo desta operação, sob o ponto de vista de propriedades mecânicas, é o aumento do limite de resistência do aço e, conseqüentemente, de sua dureza, avaliada como uma função da profundidade da chapa ou peça.

A martensita do aço, resultante da transformação atérmica ou adifusional da austenita, é uma solução supersaturada de carbono em ferro alfa e tem exatamente a mesma composição química da matriz austenítica (Krauss, 1990).

(25)

revenimento são ativadas termicamente e, portanto, dependem tanto da temperatura quanto do tempo de revenimento (Krauss, 1990; Mintz, 1997; Honeycombe, 1995).

Um aço na fase austenítica resfriado lentamente se transforma em ferrita mais carboneto, como mostrado na figura 4.5. Mas se o aço for submetido a uma alta taxa de resfriamento (têmpera), os átomos de carbono não terão tempo suficiente para que ocorra difusão entre as celas do ferro, formando a martensita, que é uma fase instável. A martensita é formada abaixo da temperatura eutetóide, mas acima da temperatura ambiente (Kozar, 1994).

Diagrama de transformação tempo-temperatura (TTT)

Bainita

Perlita

Tempo (s)

T

e

m

p

e

ra

tu

ra

(

o

C

)

M

i

Diagrama de transformação tempo-temperatura (TTT)

Bainita

Perlita

Tempo (s)

T

e

m

p

e

ra

tu

ra

(

o

C

)

M

i

(26)

4.2.1.1. Efeito dos elementos de liga na faixa de temperatura de formação da martensita

A dureza da martensita varia pouco com a presença de elementos de liga no aço, que são adicionados apenas com a finalidade de retardar o início da transformação difusional da

austenita (austenita→ferrita + perlita), deslocando as curvas de transformação para tempos mais longos.

Alguns elementos de liga têm a função de atrasar a expulsão do carbono da rede austenítica, para que, mesmo no núcleo de peças com seções maiores, ainda se forme martensita, total ou parcialmente, e o aço fique ainda mais duro em toda a seção (totalmente temperado) (Scheer, 1977).

As temperaturas de início e de fim da transformação da martensita sofrem influência de alguns elementos de liga como Mn e Cr que podem abaixar as temperaturas da reação martensítica, a ponto de evitar sua formação total. O Co aumenta a temperatura de início de formação da martensita. Quanto à influência sobre a temperatura de fim de formação da martensita, aparentemente é a mesma por parte de vários elementos de liga. A temperatura de fim de transformação da martensita é muito importante, pois representa a eliminação total da austenita, de modo que se houver condições para a mesma não ser atingida, ficará certa quantidade de austenita retida (Scheer, 1977).

4.2.2. Mudanças estruturais no revenimento

O revenimento é um tratamento térmico no qual é submetido o aço temperado, ou seja, com estrutura martensítica, com o objetivo de aumentar a sua tenacidade (Novikov, 1994). É conveniente salientar que, em muitos aços, a reação martensítica não se completa na têmpera, originando quantidades variáveis de austenita retida, a qual não permanece estável durante o processo de revenido. Além disto, dependendo da taxa de resfriamento utilizada no processo de têmpera e dos elementos de liga presentes no chapa ou peça de aço, a microestrutura final pode conter o constituinte bainita, além de martensita e austenita retida.

(27)

precipitação de partículas de carbonetos que crescem e se aglomeram, de acordo com a temperatura e com o tempo. A estrutura martensítica é metaestável e sua instabilidade se deve (Krauss, 1990):

• À supersaturação de átomos de carbono no retículo cristalino tetragonal de corpo

centrado da martensita, que é a força motriz para a formação de carbonetos;

• À energia de deformação associada com a estrutura de discordância ou maclas da

martensita, que é a força motriz para o processo de recuperação;

• À energia interfacial associada com a alta densidade de contornos de ripas ou placas,

que é a força motriz para o crescimento do grão da matriz ferrítica;

• A austenita residual presente na estrutura, que é a força motriz para a transformação da

austenita na mistura ferrita + carboneto.

Tempo e temperatura são dois parâmetros críticos no revenimento, sendo que as temperaturas utilizadas sempre são menores que a temperatura de transformação eutetóide; usualmente, utiliza-se a faixa de 150 a 700ºC. Se o aço for aquecido a temperaturas abaixo de 100ºC, não ocorrerão modificações microestruturais importantes, porque a temperatura ambiente não proporciona energia suficiente para dar mobilidade ao carbono (Krauss, 1990).

Conforme a temperatura de revenimento, verificam-se as seguintes transformações (Krauss, 1990).

• Em aços médio carbono, para uma faixa de 150 a 200ºC de temperatura de

revenimento, é produzido uma modesta melhora na tenacidade, pois promove

pequenas modificações estruturais como precipitação de carboneto-ε (Fe3C com

estrutura hexagonal) e alívio de tensões residuais. Este seria o primeiro estágio de revenimento.

• Nas temperaturas entre 250 e 400ºC, com o aparecimento de ferrita nos limites entre a

martensita de baixo carbono e o carboneto-ε e com uma progressiva transformação do

carboneto em cementita (Fe3C com estrutura ortorrômbica). Neste segundo estágio, a

microestrutura ainda mantém o seu aspecto acicular.

• O terceiro estágio do revenimento ocorre acima de 400ºC, com uma separação

(28)

tendência para o crescimento dos grãos de ferrita e esferoidização das partículas de cementita.

• Somente nos aços contendo Ti, Cr, Mo, V, Nb, ou W, há precipitação de carbonetos

de liga; entre 500 e 600ºC, a transformação é chamada de endurecimento secundário ou 4º estágio do revenimento.

A principal transformação no processo de revenimento dos aços é a decomposição da martensita em ferrita + precipitados de carbonetos. Dependendo da temperatura e do tempo de duração do revenimento, a decomposição da martensita ocorre através dos estágios de pré-precipitação, precipitação de carbonetos intermediários metaestáveis, precipitação da cementita e coalescimento dos precipitados (Novikov, 1994, Scheer, 1977).

A variação da dureza nas amostras de aço no processo de revenimento é uma função do tempo. Inicialmente verifica-se uma rápida redução de dureza das amostras, seguida de uma estabilização, ou seja, a dureza torna-se independente do tempo. Isto se deve à formação de ferrita da estrutura martensítica e da austenita retida (Vijayalakshmi, 1999).

4.2.2.1. Efeito dos elementos de liga no revenimento

Há algum tempo, acreditava-se que a retenção da austenita a sua subseqüente decomposição durante o revenimento eram a única causa do retardamento do amaciamento do aço ou do chamado "endurecimento secundário" ou "dureza secundária". De fato, uma grande quantidade de austenita retida pode causar um endurecimento do aço por ocasião do revenimento.

Atualmente, admite-se que o endurecimento secundário é causado também pela precipitação de uma dispersão de carbonetos de elementos de liga extremamente finos. Esta precipitação ocorre a altas temperaturas durante o revenimento.

(29)

martensita e ferrita poligonal), combinada com endurecimento secundário por precipitação (resultante da presença de V e/ou Nb) é necessária para garantir propriedades mecânicas superiores a altas temperaturas.

A adição de elementos de liga nos aços tem também implicações na formação de carbonetos. Alguns dos elementos estabilizadores da ferrita apresentam também forte afinidade para formação de carbonetos. Dentre estes elementos os mais relevantes são, por ordem crescente da sua afinidade para o carbono: Cr,W, Mo,V, Ti, Nb, Ta e Zr (Assefpour, 1990).

Alguns dos carbonetos formados não contêm Fe, como, ex: Cr7C3, VC e Mo2C. Os aços

rápidos e os aços-ferramenta para trabalho a quente contêm normalmente três tipos de

carbonetos: M6C, M23C6 e MC (em que M representa um qualquer dos elementos com forte

afinidade para o carbono) (Assefpour, 1990).

A estabilidade dos carbonetos depende da presença de outros elementos no aço; esta estabilidade depende do coeficiente de partição do elemento de liga em questão entre a matriz e a cementita; o coeficiente de partição é definido como sendo o quociente das percentagens em peso do elemento em questão em cada uma das fases. A título de exemplo apresentam-se alguns valores de coeficientes de partição na tabela abaixo.

Tabela 4.1. Valores de coeficiente de partição para alguns elementos de liga (Assefpour, 1990)

Al Cu P Si Co Ni W Mo Mn Cr V Ti Nb Ta

0 0 0 0 0,2 0,3 2 8 11,4 28 Valores ainda maiores

Nota-se que o Mn, que é um elemento com fraca afinidade com o carbono, é, no entanto, fortemente estabilizador dos carbonetos. Na prática, o elemento estabilizador de carbonetos mais freqüentemente utilizado é o Cr. Sendo assim, a presença de elementos com forte afinidade pelo carbono como o Cr, Mo e Nb pode causar endurecimento secundário quando o metal é submetido a temperaturas suficientemente altas.

(30)

uma série de fenômenos metalúrgicos que podem ocorrer isoladamente ou em conjunto nesta faixa de temperatura, por exemplo, dissolução de carbonetos metaestáveis, crescimento e esferoidização de precipitados, poligonização, entre outros os quais são descritos detalhadamente por Honeycombe. Após o tratamento a 600ºC as modificações

microestruturais podem ser mais acentuadasdevido à formação de precipitados no interior das

placas de ferrita e/ou dos veios de ferrita que envolvem contornos de grãos austeníticos prévios.

Segundo Honeycombe (Honeycombe, 1995), para a maioria dos elementos com forte afinidade pelo carbono, como o Cr, Mo, Nb, etc, as temperaturas requeridas para a ocorrência

do endurecimento secundário situam-se entre 500 e 600ºC. Desta forma, espera-se que o

aquecimento a 600ºCresulte na formação de precipitados muito finos (identificáveis somente

por microscopia eletrônica de transmissão) e dispersos na estrutura, que podem causar aumento da dureza.

4.3. Propriedades físicas e solubilidade dos precipitados de NbC na ferrita

O NbC tem densidade de 7,78g/cm3, ponto de fusão de 3600oC (Lyakishev et al., 1984),

dureza Vickers de 1800 e módulo de Young de 580GPa (Holleck, 1986). O volume molar do

NbC (13,39cm3/mol) é de aproximadamente duas vezes o volume molar da ferrita

(7,105cm3/mol) (Gladman, 1997). A estrutura cristalina do NbC é similar a do NaCl, cúbica

de face centrada, com parâmetro de rede de 4,47 Å. Esta estrutura é mostrada na figura 4.6 (DeArdo et al., 1984).

4.3.1. Nucleação dos precipitados de NbC na ferrita

(31)

motriz que permite o sistema evoluir é a redução da superfície total de precipitados. Este mecanismo resulta no crescimento dos precipitados maiores a expensas dos menores; mecanismo de coalescimento, que reduz o número de precipitados.

Figura.4.6. Estrutura cristalina do NbC (DeArdo et al., 1984).

(32)

Na precipitação do NbC o coeficiente de difusão do carbono na ferrita tem pouco influência sobre a cinética de precipitação, considerando o fato de que ele é muito superior ao

coeficiente de difusão do Nb na ferrita. A 600oC o coeficiente de difusão em volume do C na

ferrita vale 1,65x10-11m2/s e do Nb na ferrita vale 7,75x10-19m2/s (Perrard, 2004).

4.3.2. Solubilidade de NbC na ferrita

Para se avaliar a precipitação e a solubilidade de NbC na ferrita pode-se usar o sistema ternário Fe-Nb-C, obtido a partir dos três diagramas binários: Fe-C, Nb-C e Fe-Nb, mostrados

nas figuras 4.7, 4,8 e 4,9, respectivamente. A figura 4.10 mostra o corte isotérmico a 800oC do

diagrama ternário Fe-Nb-C, na região rica em Fe (Perrard, 2004). Deste diagrama observa-se à baixa solubilidade de NbC na ferrita. As ligas Fe-Nb-C com concentrações muito baixas de carbono apresentam uma microestrutura completamente ferrítica após o resfriamento até a temperatura ambiente.

A solubilidade do NbC na ferrita pode ser avaliada a partir da condição de equilíbrio do precipitado e a matriz ferrita:

A energia livre de Gibbs de formação de NbC depende das atividades dos elementos em

solução sólida, aNb e aC e para precipitados estequiométricos escreve-se:

(

a a

)

RT.ln(K )

ln . RT

Go Nb C S

= =

∆ (4.1)

onde KS é a constante de solubilidade da reação, T é temperatura em K e G°= H°-T S°.

Supondo um comportamento regular dos solutos em solução sólida, a energia livre de Gibbs

de formação de NbC depende das frações atômicas dos elementos em solução sólida, XNb e

XC, e dos coeficientes de atividade γNb e γC. No equilíbrio, o produto de solubilidade varia

com a temperatura obedecendo à equação:

(

)

B

T A X

X ln ) K

ln( S = Nb C =− + (4.2)

onde A e B são constantes que correspondem à entropia e entalpia de formação do precipitado.

(33)

T e m p e ra tu ra ( oC ) 1600 1400 1200 1000 800 600 400

(Fe) 1 2 3 4 5 6 6,7

% em peso de C

γ

(austenita)

α

(ferrita)

Fe3C (cementita)

α + Fe3C

γ + Fe3C

γ + L

L

L + Fe3C

0,76

727oC

0,022

γ+α

1147oC

2,14 4,3

1394oC δ

1493oC

1538 912 T e m p e ra tu ra ( oC ) 1600 1400 1200 1000 800 600 400

(Fe) 1 2 3 4 5 6 6,7

% em peso de C

γ

(austenita)

α

(ferrita)

Fe3C (cementita)

α + Fe3C

γ + Fe3C

γ + L

L

L + Fe3C

0,76

727oC

0,022

γ+α

1147oC

2,14 4,3

1394oC δ

1493oC

1538

912

(34)

T

e

m

p

e

ra

tu

ra

(

o C

)

% atômica de C % em peso de C

T

e

m

p

e

ra

tu

ra

(

o C

)

% atômica de C % em peso de C

(35)

T

e

m

p

e

ra

tu

ra

(

oC

)

% atômica de Nb % em peso de Nb

T

e

m

p

e

ra

tu

ra

(

oC

)

% atômica de Nb % em peso de Nb

Figura. 4.9. Diagrama de fases binário Fe-Nb (Perrard, 2004).

Figura. 4.10. Corte isotérmico a 800oC do diagrama ternário Fe-Nb-C, na região rica em Fe

(Perrard, 2004).

Fração molar de C (x10

-5

)

Fraç

ão m

olar

de

Nb

(x10

(36)

Geralmente, os dados da literatura exprimem os produtos de solubilidade como uma função da concentração em % em peso dos solutos:

(

)

B

T A C .% Nb % log ) K

log( S = =− + (4.3)

onde %Nb e %C são as porcentagens em peso de Nb e C, respectivamente. Os produtos de solubilidade do NbC na ferrita disponíveis na literatura são derivados de medições feitas na austenita ou determinados por cálculos termodinâmicos. Usando os valores derivados de medições feitas na austenita determinados por Turkdogan (Turkdogan, 1968), tem-se:

(

)

4,33

T 9830 C .% Nb % log ) K

log( S = =− + (4.4)

Usando a equação (4.4) podemos estimar a %C=f(%Nb) para diferentes temperaturas. A figura 4.11 mostra as curvas da %C como uma função de %Nb para as temperaturas de 500 e

600oC. Verifica-se que uma diminuição na temperatura resulta em menores valores de % em

peso dos solutos em solução na ferrita.

0,00 0,02 0,04 0,06 0,08 0,10 0,12 0,14 0,16

0,0 1,0x10-6 2,0x10-6 3,0x10-6 4,0x10-6 5,0x10-6 6,0x10-6 7,0x10-6 8,0x10-6 9,0x10-6 1,0x10-5

500

o

C

600

o

C

%

e

m

p

e

s

o

d

e

N

b

% em peso de C

Figura. 4.11. Limite de solubilidade para as temperaturas 500 e 600oC, calculados de

(37)

4.4. Cinética de revenimento

Tanto no processo de têmpera direta quanto no processo de reaustenitização e têmpera, a composição química e a temperatura de austenitização são os fatores mais importantes que influenciam a microestrutura das chapas de aço após a têmpera e as propriedades mecânicas subseqüentes obtidas após o revenimento. Estes fatores estão inter-relacionados com o tamanho de grão austenítico e com o estado dos elementos de liga na reaustenitização (dissolvidos ou na forma de precipitados). Portanto, as propriedades mecânicas das chapas temperadas e revenidas são uma função do tamanho de grão austenítico e da cinética de revenimento.

Aços ferramentas trabalhados a quente são muito utilizados em vários estágios do revenimento tendo assim propriedades mecânicas diferentes, variando de acordo com a necessidade de aplicação da indústria onde o aço deverá suportar ciclos térmicos e esforços mecânicos. Além disso, estudos recentes mostram que a temperatura da superfície do aço ferramenta, quando em serviço, pode exceder a temperatura de revenimento. Neste caso, o aço poderá ser submetido a uma evolução contínua da sua microestrutura e das propriedades associadas durante serviço. Como conseqüência, torna-se importante conhecer a evolução microestrutural durante o revenimento e durante o serviço de modo que se possa controlar o tempo de vida útil do aço ferramenta. Pesquisas recentes descrevem a evolução da microestrutura e das propriedades mecânicas dos aços ferramentas com o tempo e temperatura de revenimento ao longo de um amplo intervalo de tempo (Zhang, 2004).

Neste campo, Engel (Engel, 1939) investigou a taxa de recuperação dos aços quando revenidos a partir de estruturas iniciais diferentes. Entre outros aspectos, a relação entre o tempo, temperatura e composição com a microestrutura obtida após o revenimento vem sendo também bastante pesquisado.

Hallomon e Jaffe (Hallomon, 1945) propuseram que uma mesma dureza poderia ser obtida a partir de rotinas de revenimento diferentes (tempo – temperatura), supondo que a dureza seja uma função do tempo e da temperatura:

− =

RT Q exp .t f

(38)

onde t é o intervalo de tempo de revenimento, Q é a energia de ativação para a transformação no revenimento, R=8,31J/mol.K e T é a temperatura de revenimento.

A partir desta relação, Hallomon e Jaffe, (Hollomon, 1945) chegaram a uma outra relação entre a dureza e um parâmetro do revenimento:

)] t log c ( T [ f ) M ( f

Dureza= = + (4.6)

onde M é o parâmetro de revenimento e c é uma constante.

Esta relação é importante e vem sendo utilizada na determinação das diferentes possibilidades de condições de revenimento na indústria. Mas como esta relação não é uma lei de cinética (dureza não é uma função explicita do tempo e da temperatura), ela não pode descrever a evolução da dureza durante o revenimento e não pode ser utilizada para prever a variação da dureza dos aços em serviço com o tempo e temperatura de revenimento. A princípio, esta lei de cinética foi baseada na investigação microestrutural do crescimento de carbonetos secundários e na evolução da dureza associada.

Em trabalho recente de Zhang et al. (Zhang, 2004), a evolução microestrutural do aço 55NiCrMoV7 foi investigada por microscopia eletrônica de varredura e transmissão, por difração de elétrons e medições de dureza. A figura 4.12 mostra a evolução da dureza com o tempo de revenimento para diferentes temperaturas e pode-se observar um decréscimo bem definido da dureza acontece durante o estágio inicial de revenimento para cada temperatura. Este curto período de tempo é seguido por um decréscimo quase linear da dureza, que depende da temperatura de revenimento (Figura 4.13).

O revenimento pode ser considerado como uma transformação de fases promovida pela difusão de um estado instável (martensita) através do estado de quase-equilíbrio constituído de ferrita e carbonetos. Sendo assim, a dureza pode ser usada para definir o estado de revenimento entre os dois estados, instável e o de quase-equilíbrio. Contudo a dureza não pode indicar de forma clara o amaciamento do estado temperado ou endurecido para o estado

de equilíbrio. Então, a definição da razão de revenimento, chamada τ, foi definida por Zhang et al. (Zhang, 2004):

(39)

onde H0 é a dureza após a têmpera, H∞ é a dureza no estado recozido e H é a dureza de um

estado intermediário, após o revenimento. De acordo com esta equação, os valores para razão de revenimento variam entre 0 (estado temperado) e 1(estado recozido).

As evoluções da razão de revenimento são mostradas na figura 4.14 (Zhang, 2004). Observa-se que a razão de revenimento cresce com o tempo de revenimento para várias temperaturas de revenimento. Quanto maior a temperatura, maior será a razão de revenimento para um mesmo tempo de revenimento.

Figura. 4.12. Evolução da dureza durante o revenimento para temperaturas diferentes

(40)

Figura. 4.13. Influência da temperatura de revenimento sobre os valores da dureza (Zhang, 2004).

(41)

A cinética de revenimento pode ser avaliada por uma relação que descreve a transformação de fases no estado sólido controlada por difusão, proposta por Johnson e Mehl (Johson, 1939) e Avrami (Avrami, 1941). Esta relação é largamente usada para descrever à cinética de transformações de fase no estado sólido e de recristalização em materiais metálicos. Como a evolução da razão de revenimento com o tempo e a temperatura é também controlada por mecanismos de difusão, a cinética de revenimento pode ser, portanto, avaliada pela equação:

( )

(

Dt m

)

exp

1− −

=

τ (4.8)

onde t é tempo de revenimento, m é o expoente de envelhecimento que depende do material e do tratamento térmico prévio. D é um parâmetro que depende da temperatura de revenimento e segue a equação de Arrehnius:

− =

RT Q exp D

D 0 (4.9)

onde D0 é um fator pré-exponencial, Q é a energia de ativação da transformação de fases no

revenimento, T é a temperatura absoluta e R=8,31J/molK.

A partir das equações (4.7), (4.8) e (4.9), pode-se exprimir a dureza das amostras revenidas como uma função do tempo e da temperatura pela equação:

( )

(

m

)

0 H )exp Dt

H ( H

H= + − − (4.10)

Zhang et al. (Zhang, 2004), utilizando os valores medidos para a dureza, obtiveram os valores

de D0=2,7x108s-1, m=0,0518 e Q=231kJ/mol. A figura 4.15 mostra a evolução da razão de

(42)
(43)

CAPÍTULO 5. PROCEDIMENTO EXPERIMENTAL

5.1. Materiais

A composição química dos aços que foram estudados neste trabalho é dada na tabela 5.1. Um dos aços é microligado com Nb e será denominado apenas de I-Nb. O aço I se caracteriza pelo conteúdo maior de Al e por não conter Nb, quando comparado ao aço I-Nb.

Tabela 5.1. Composição química do aço (% em peso).

Aço C Mn Si Al P S Nb N

I 0,15 1,39 0,39 0,39 0,016 0,009 ---- 0,004 I-Nb 0,15 1,42 0,37 0,052 0,023 0,009 0,031 0,0042

A microestrutura do material na condição como recebido da indústria é constituído de grãos equiaxiais de ferrita proeutetóide e colônias de perlita, para ambos os aços. A figura 5.1 mostra as fotomicrografias ótica e eletrônica de varredura da amostra do aço I-Nb nesta condição. As microestruturas dos dois aços são similares.

Figura. 5.1. Fotomicrografias da amostra do aço I-Nb na condição como recebido da indústria, a) fotomicrografia ótica; b) fotomicrografia eletrônica de varredura. Ataque: nital 2%.

(44)

5.2. Tratamentos Térmicos

No tratamento térmico de têmpera foi utilizado um forno mufla e no tratamento térmico de revenimento foi utilizado um forno tubular, composto por uma retorta de quartzo, na posição vertical, com módulo de controle de temperatura realizado por um microcomputador e atmosfera natural. O controle de temperatura foi feito com o auxílio de um termopar inserido nas amostras, do tipo K, chromel-alumel, de 1,5mm de diâmetro, com isolamento mineral e revestimento de aço inoxidável, e com um sistema para aquisição dos perfis térmicos de aquecimento e resfriamento, como mostra a figura 5.2.

Figura. 5.2. Esquema da montagem experimental no forno tubular com retorta de quartzo.

As amostras utilizadas no estudo da cinética de revenimento foram submetidas a dois diferentes tratamentos de austenitização e têmpera, em função da composição química:

1. Aço I-Nb foi austenitizado a 1100oC por 30min e temperado em água + gelo, com o

objetivo de se obter o tamanho de grão austenítico de 100µm (Cota, 2003) .

Forno

Retorta de quartzo

Termopares

(45)

2. Aço I (sem Nb), foi austenitizado em diferentes temperaturas (950, 1000, 1050, 1075, 1100ºC) por 30min e temperado em água + gelo, com o objetivo de se estabelecer à temperatura de austenitização que corresponde ao tamanho de grão austenítico de

100µm. A temperatura de austenitização que resultou no tamanho de grão austenítico

de 100µm foi de 1075ºC.

Dezoito amostras, de cada um desses aços, foram austenitizadas nas correspondentes temperaturas com um tempo de permanência à temperatura de austenitização de 30min. Após este intervalo de tempo, as amostras foram submetidas aos seguintes tratamentos térmicos; têmpera (uma amostra), recozimento (uma amostra) e têmpera e revenimento (dezesseis amostras para cada tipo de aço), totalizando 36 amostras para os dois aços.

O tamanho de grão foi medido conforme a norma ASTM E 112-82 (ASTM, 1982), com a aplicação de linhas-teste retas sobre a microestrutura. As linhas-teste foram aplicadas diretamente sobre as fotomicrografias das amostras, observando-se a escala utilizada que é normalmente anexada a fotomicrografia.

No tratamento térmico de revenimento, escolheu-se os seguintes parâmetros de processo:

• Temperaturas de revenimento: 300, 400, 500 e 600ºC;

• Intervalos de tempo de revenimento: 300s, 900s, 1800s, 3600s.

Foi determinado, para cada temperatura de revenimento utilizada, com um termopar inserido no centro da amostra, o intervalo de tempo para que as amostras atingissem o equilíbrio térmico com o forno, e a partir deste valor é que foi considerado o intervalo de tempo de permanência. Após cada intervalo de tempo de revenimento as amostras foram liberadas ao longo do tubo e deixadas resfriar ao ar.

5.3. Análise Metalográfica

a) Preparação metalográfica das amostras

(46)

b) Caracterização Microestrutural

Para avaliar a microestrutura das amostras (oriundas dos tratamentos térmicos citados acima) foram utilizadas as técnicas de microscopia ótica e eletrônica de varredura. As amostras foram atacadas com reativo nital 2% (por imersão).

Os ataques para revelar os contornos de grão austenítico na microestrutura martensítica foram realizados com uma solução saturada de ácido pícrico, contendo: 2g de ácido pícrico, 240ml de água destilada, 2ml de ácido clorídrico e 10 gotas detergente comum. As amostras foram colocadas no ultra-som por 5min, antes do ataque, sendo então colocadas em um béquer contendo o reativo em quantidade suficiente para cobri-las. O tempo médio de ataque foi de 15min e, durante o mesmo, a solução foi moderadamente agitada por sistema eletromecânico. Em seguida, as amostras foram lavadas em água corrente e álcool etílico comercial e então secadas com jato de ar frio.

5.4. Propriedades Mecânicas

As propriedades mecânicas das amostras temperadas e, temperadas e revenidas, foram avaliadas através das medições da dureza Vickers com carga de 20kgf (196N) e microdureza Vickers com carga de 25gf (0,245N). Foram feitas vinte indentações em cada amostra para a medição da dureza Vickers e cinqüenta indentações em cada amostra para a medição da microdureza Vickers, na superfície polida das amostras e espaçadas de modo a não haver interferência mútua. Os resultados foram processados em uma planilha estatística, que permitiu calcular a média, o desvio padrão e o erro relativo para um nível de confiança de 95%. O método de cálculo corresponde àquele estabelecido na norma ASTM E562-83 (ASTM, 1983). No decorrer do texto ao citarmos valores obtidos para dureza e microdureza

vickers será omitida a sua respectiva unidade dada em kgf/mm2.

5.5. Avaliação da solubilidade dos precipitados Nb (C, N)

(47)

(Honeycombe, 1995), que permitem fazer uma estimativa das temperaturas de solubilização dos precipitados: carbonetos e nitretos de Nb e nitretos de Al na austenita.

[ ][

]

2,26

T 6770 N

14 / 12 C Nb

log10 + = − + (5.1)

[ ][ ]

1,03

T 6770 N

Al

(48)

CAPÍTULO 6. RESULTADOS E DISCUSSÃO

6.1. Tamanho de grão austenítico

Os carbonetos e nitretos de Nb desempenham um papel muito importante no que diz respeito à limitação do crescimento de grão austenítico. Os finos carbonitretos de Nb dispersos na austenita agem como inibidores de crescimento de grão austenítico. Quando um contorno de grão em movimento encontra uma partícula de segunda fase, seu movimento é bloqueado. O local na região de contato com a partícula tem o contorno entre dois grãos substituído por uma interface entre a partícula e a matriz austenítica. Então, a energia do sistema é alterada, tornando-se maior com o movimento do contorno de grão. Conseqüentemente, na região de contato com a partícula, o contorno de grão resiste ao movimento (Brooks, 1992). Se se aumentar à temperatura até se dissolverem os carbonitretos de Nb por completo ocorrerá um aumento acentuado do tamanho de grão austenítico do aço.

A temperatura de austenitização é um fator importante em aços microligados com Nb, pois a solubilidade do Nb na austenita é tanto maior, quanto maior for a temperatura de austenitização, como mostra a tabela 6.1, usando a equação 5.1. Observa-se nesta tabela que

para a temperatura austenitização de 1100oC, aproximadamente 44,8% do Nb presente no aço

estará em solução na austenita. Por outro lado, para a temperatura de austenitização de 900oC,

aproximadamente 6,5% do Nb no aço estará em solução, o que indica que 93,5% de Nb estará na forma de precipitados. Sendo assim quanto maior for à quantidade de Nb em solução, ou maior a temperatura de austenitização, menor será o efeito dos precipitados de carbonitretos de Nb em inibir o crescimento dos grãos da austenita.

Tabela 6.1. Quantidade de Nb em solução na austenita em função da temperatura de austenitização (equação 5.1)

Temperatura (ºC) % de Nb solúvel do total

900 6,5

1000 18,4

1100 44,8

1204 100

As figuras 6.1(a-c) mostram as fotomicrografias em microscopia eletrônica de varredura

(49)

temperada em água gelada a partir desta temperatura. A microestrutura desta amostra é constituída de martensita e de ferrita bainítica, segundo a classificação de Krauss et al. (Krauss, 1995). A figura 6.1(d) mostra os contornos de grão austenítico, revelados por ataque com solução saturada de ácido pícrico.

Figura. 6.1. Fotomicrografias do aço I-Nb temperado a partir da temperatura de austenitização

de 1100oC. a) e b) MEV; ataque nital 2%. b) MO; ataque nital 2%. d) MO, contornos de grão

austenítico; ataque com solução saturada de ácido pícrico.

Para o aço I, sem Nb, observamos que houve uma certa resistência ao crescimento de grão austenítico com o aumento da temperatura. Este fato se deve à presença do Al, que normalmente é usado em pequenas proporções como desoxidante. Os nitretos de Al agem

como inibidores do grão austenítico. Para a temperatura de austenitização de 950oC o

tamanho médio do grão austenítico foi de 26µm, sendo encontrado o valor de 100µm para a (c) (d)

(50)

temperatura de austenitização de 1075oC e 30min de tempo de permanência. A temperatura de

dissolução dos nitretos de Al determinada pela equação (5.2) para o aço I é de 1470oC, ou

seja, o efeito destes precipitados é essencial como inibidor do crescimento do grão austenítico para este aço.

A figura 6.2 mostra a evolução do tamanho de grão austenítico das amostras do aço I austenitizadas a 950, 1000, 1050, 1075ºC por 30min e temperadas em água gelada a partir destas temperaturas, e atacadas com picral para revelar os contornos austeníticos prévios. A figura 6.3 mostra os valores obtidos para o tamanho de grão austenítico em função da temperatura de austenitização.

Figura. 6.2. Fotomicrografias revelando os contornos de grão austenítico, para as temperaturas

de austenitização do aço I: a) 950, b) 1000, c) 1050 d) 1075oC. Ataque com solução saturada

de ácido pícrico. (a) (b)

(51)

Na figura 6.4, mostra-se fotomicrografias em MO e MEV (ataque nital 2%) da amostra do aço

I, austenitizada a 1075oC por 30min de tempo de permanência, temperada em água gelada a

partir desta temperatura. A microestrutura destas amostras é constituída de martensita e ferrita bainítica.

900 950 1000 1050 1100

20 30 40 50 60 70 80 90 100 110

T

am

an

h

o

d

e

g

o

a

u

st

en

ít

ic

o

Temperatura de austenitização (ºC)

(52)

Figura. 6.4. Fotomicrografias em a) e b) MEV e c) MO do aço I temperado a partir da temperatura de austenitização de 1075ºC. Ataque nital 2%.

(a) (b)

(53)

6.2. Amostras revenidas

As figuras 6.5 e 6.6 mostram as fotomicrografias em MEV das amostras I-Nb e I, respectivamente, revenidas a temperatura de 500 e 600ºC durante os intervalos de tempo de 300, 900,1800 e 3600s. Estas micrografias são constituídas basicamente de martensita revenida, não sendo possível evidenciar com nitidez a evolução microestrutural como uma função do tempo de revenimento.

a) (b)

(c) (d)

(54)

(e) (f)

(g) (h)

-

Figura. 6.5. Fotomicrografia em MEV, aço I-Nb, das amostras revenidas à temperatura de 500ºC pelo intervalo de tempo de permanência de a) 300, b) 900, c) 1800, d) 3600s, e 600ºC

(55)

(a) (b)

(c) (d)

(56)

(e) (f)

(g) (h)

Figura. 6.6. Fotomicrografia em MEV, aço I, das amostras revenidas à temperatura de 500ºC pelo intervalo de tempo de permanência de a) 300, b) 900, c) 1800, d) 3600s, e 600ºC pelo

(57)

6.3. Dureza Vickers

A influência da temperatura de revenimento e do intervalo de tempo de revenimento sobre a evolução microestrutural pode ser avaliada a partir dos valores da dureza e microdureza Vickers das amostras temperadas e, temperadas e revenidas. Estes valores estão listados nas tabelas 6.2 e 6.3, bem como os valores da dureza para as amostras recozidas. Foram feitas medições de microdureza Vickers apenas para as temperaturas de revenimento de 500 e

600oC, com o objetivo de evidenciar a precipitação de NbC na ferrita durante o revenimento.

Tabela 6.2. Valores da microdureza (MicroHV) e dureza Vickers (HV) das amostras temperadas e recozidas

Tabela 6.3. Valores da dureza (HV) e microdureza Vickers (MicroHV) das amostras Revenidas

Aço I Aço I-Nb MicroHV Temperado Recozido HV Temperado Recozido

I-Nb 345±18 132±10 I-Nb 445±2 167±2

I 295±19 136±6 I 469±8 167±3

T (ºC) t(s) HV MicroHV

300 408±3

300 900 382±4

1800 381±6

3600 382±4

300 379±5

400 900 377±4

1800 366±4

3600 365±7

300 316±3 254±9

500 900 313±3 250±10

1800 312±3 252±13

3600 304±1 236±9

300 302±2 236±10

600 900 311±2 250±11

1800 310±2 231±9

3600 303±1 227±12

T (ºC) t (s) HV Micro HV

300 441±3

300 900 418±6

1800 412±9

3600 410±5

300 395±6

400 900 386±6

1800 375±7

3600 358±4

300 341±2 240±10

500 900 329±2 226±8

1800 319±5 222±11

3600 306±2 220±13

300 305±3 212±12

600 900 302±2 203±10

1800 302±2 202±11

(58)

As figuras 6.7 e 6.8 mostram o efeito do tempo de revenimento em cada temperatura de revenimento sobre a dureza Vickers, para os aços I e I-Nb, respectivamente. Observa-se que uma maior temperatura de revenimento e um maior tempo de revenimento implicam em uma menor dureza para o aço sem Nb.

Para o aço I (sem Nb), figura 6.7, a dureza praticamente não varia com o tempo para a

temperatura de revenimento de 600oC. Observa-se também que a dureza tende a saturar para

altos tempos de revenimento, para as diferentes temperaturas de revenimento utilizadas. A formação de ferrita e cementita no revenimento explica o resultado de uma baixa dureza na saturação a altas temperaturas e altos tempos de revenimento.

0

500

1000 1500 2000 2500 3000 3500 4000

300

320

340

360

380

400

420

440

460

480

Aço I

H

V

Tempo de revenimento (s)

T=300

o

C

T=400

o

C

T=500

o

C

T=600

o

C

Imagem

Tabela 5.1. Composição química do aço (% em peso).
Tabela 6.3. Valores da dureza (HV) e microdureza Vickers (MicroHV) das amostras  Revenidas
Figura 6.7. Dureza Vickers (HV) (carga de 20kgf) das amostras revenidas em função  do tempo de revenimento, nas temperaturas de revenimento, para o aço I (sem Nb)
Figura 6.8. Dureza Vickers (HV) (carga de 20kgf) das amostras revenidas em função  do tempo de revenimento, nas temperaturas de revenimento, para o aço I-Nb
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