ALUISIO PINTO DA SILVA
ESTUDO DA TRANSFORMAÇÃO DA AUSTENITA RETIDA INDUZIDA POR DEFORMAÇÃO,
EM UM AÇO AISI 4340 COM ESTRUTURA MULTIFÁSICA.
Tese apresentada à Faculdade de Engenharia do Campus de Guaratinguetá, Universidade Estadual Paulista, para obtenção do título de Doutor em Engenharia Mecânica na área de Projetos e Materiais.
Orientador: Prof. Dr. Tomaz Manabu Hashimoto
Guaratinguetá 2006
S586 e
Silva, Aluísio Pinto da
Estudo da transformação da austenita retida induzida por deformação, em um aço AISI 4340 com estrutura
multifásica / Aluísio Pinto da Silva.- Guaratinguetá : [s.n.], 2006
125 f.: il.
Bibliografia: f. 114-125
Tese (Doutorado) – Universidade Estadual Paulista, Faculdade de Engenharia de Guaratinguetá, 2006 Orientador: Prof. Dr. Tomaz Manabu Hashimoto
1. Aço multifásico I. Título
DADOS CURRICULARES
ALUÍSIO PINTO DA SILVA
NASCIMENTO 20/06/1946 – SÃO PAULO / SP.
FILIAÇÃO Antonio Pinto da Silva.
Maria Rodrigues Teixeira da Silva.
2003 - 2007 Doutorado - Programa de Pós-graduação em Engenharia
Mecânica na área de Projetos e Materiais – UNESP, Campus de Guaratinguetá.
2001 - 2003 Mestrado - Programa Pós-graduação em Engenharia Mecânica na área de Projetos e Materiais, UNESP, Campus de Guaratinguetá.
1983 - 1985 Curso de graduação em Bacharel em Administração.
Faculdade de Ciências Econômicas e Administrativas de
Guaratinguetá.
1966 - 1970 Curso de graduação em Engenharia Mecânica.
À minha mãe Maria Rodrigues Teixeira da Silva (in memoriam) e ao meu pai Antonio Pinto da Silva, que plantaram a semente da busca do conhecimento e não mediram esforços para que eu realizasse meus sonhos. Aos meus filhos, Maria Angélica, Maria Carolina e Antonio Augusto por terem compreendido os meus anseios.
À minhas irmãs, Elza e Maria Tereza. Ao meu neto Doan.
À Maria Amélia.
Aos meus antepassados que, com amor, permitiram que eu aqui chegasse. Aos meus descendentes.
AGRADECIMENTOS
Ao professor e amigo Dr. Tomaz Manabu Hashimoto, pela orientação, dedicação e estímulo durante a execução desse trabalho.
Aos professores do Departamento de Materiais e Tecnologia da Faculdade de Engenharia do Campus Guaratinguetá, UNESP.
Aos funcionários e técnicos do Departamento de Materiais e Tecnologia da Faculdade de Engenharia do Campus Guaratinguetá, UNESP.
Aos funcionários da secretaria do Programa de pós-graduação da UNESP, Campus Guaratinguetá.
À todos os demais funcionários da UNESP, Campus Guaratinguetá que me proporcionaram um ambiente de trabalho propício.
Aos meus colegas de pós-graduação.
À UNESP que, na sua própria essência de instituição pública, me acolheu e colocou à disposição a infra-estrutura necessária para o desenvolvimento deste trabalho.
À Divisão de Materiais (AMR) do IAE/CTA, na pessoa do Dr. Dalcy Roberto dos Santos pela disponibilização dos laboratórios e ao Sr. Edvaldo Faria Diniz pela colaboração inestimável nos tratamentos térmicos.
Este trabalho contou com apoio financeiro da:
Nada ocorre por acaso. Todo fenômeno tem sua causa, da qual necessariamente decorre.
SILVA, A. P. Estudo da transformação da austenita retida induzida por
deformação, em um aço AISI 4340 com estrutura multifásica. 2.006, 125 p. Tese
(Doutorado e Engenharia Mecânica) – Faculdade de Engenharia do Campus de Guaratinguetá, Universidade Estadual Paulista, Guaratinguetá, 2.006.
RESUMO
Este trabalho analisa a transformação da austenita retida induzida por deformação, em um aço AISI 4340 com estruturas multifásicas. O aço foi submetido a duas rotas de tratamentos isotérmicos selecionadas e foi analisado quanto à fração volumétrica das fases e características mecânicas através da avaliação dos limites de escoamento. Os corpos-de-prova foram submetidos a três diferentes níveis de tensões de tração, acima do limite de escoamento, para que se produzissem deformações plásticas determinadas. A influência destas deformações, na microestrutura e nos novos limites de escoamento, foram avaliadas. Mostrando variações significativas nas frações volumétricas das fases, com diminuição das quantidades de austenita, indicando uma transformação, por efeito TRIP (Transformation Induced Plasticity), em martensita o que provocou um aumento nos valores dos limites de escoamento e envelhecimento por deformação.
PALAVRAS-CHAVE: Aços multifásicos, efeito TRIP, aço AISI 4340,
SILVA, A. P. Study of retained austenite transformation strain induced in AISI
4340 steel with multiphase structure. 2.006, 125 p. Thesis (Doctorate in Mechanical
Engineering) – Guaratinguetá Campus, São Paulo State University “Julio de Mesquita Filho”.
ABSTRACT
The Transformation induced plasticity of austenite on the multiphase microstructure in a AISI 4340 steel was studied. Two sequences of isothermal treatments were performed. The volume fractions of the phases were analyzed and evaluation of mechanical characteristics through the yield point measurements. The samples were submitted at three different levels of traction above of the yield strength, so that definitive plastic deformations were produced. The influence of these deformations in the microstructure and in the new yield strength was evaluated. Significant variations were showed in the phase volume fraction, with reduction of the amounts of austenite indicating a martensitic transformation, by effect TRIP (Transformation Induced Plasticity) which results increases in the values of the yield strength and deformation ageing.
LISTA DE FIGURAS
FIGURA 1 – Diagrama TTT para um aço eutectóide... 40 FIGURA 2 – Diagrama de transformação por resfriamento contínuo de
um aço AISI 4340, com curvas de resfriamento superpostas, de modo a indicar as várias microestruturas que podem ser obtidas... 42 FIGURA 3 – Micrografia, através de microscópio eletrônico de
transmissão, da bainita superior de uma liga Fe-0,43C-2Si-3Mn em peso. (a) Micrografia óptica. (b, c) Austenita retida entre sub-unidades vista por campo claro e correspondente por campo escuro. (d) Montagem mostrando a estrutura do feixe... 49 FIGURA 4 – ( a - c ) Fe - 0,3 C - 4,08 Cr em peso (a) bainita obtida por
transformação isotérmica por um período de tempo pequeno (435ºC, 10 min), mostra partículas de cementita dentro das plaquetas, mas não entre as plaquetas. (b) Imagem correspondente obtida por campo escuro mostrando filmes de austenita entre as plaquetas de ferrita bainítica. (c) A mesma amostra após prolongado tratamento térmico (435ºC, 30 min) na temperatura de transformação isotérmica, causando a precipitação de carbonetos entre as plaquetas de ferrita. (d) Precipitação multivariável de carbonetos típica de uma têmpera martensítica (415ºC, 50 min, AISI 4340)... 51 FIGURA 5 – Classes de diagramas de fase binários de aços... 54 FIGURA 6 – Diagrama TTT para aço AISI 4340, onde A corresponde a
austenita, B bainita, F ferrita; M martensita... 59 FIGURA 7 – Curvas tensão – deformação para aços de baixo carbono
mostrando envelhecimento. Região A, material originalmente deformado após limite de escoamento. Região B, material
imediatamente tracionado novamente após atingir ponto X. Região C, reaparecimento e aumento do limite de escoamento após envelhecimento a 150°C... 63 FIGURA 8 – Rota austenitização completa: – Aquecimento no primeiro
patamar térmico de 850ºC por 900s depois mantidos no segundo patamar térmico de 450ºC, por tempos de 60 s, 300 s, 600 s ou 1800 s... 72 FIGURA 9 – Rota aquecimento intercrítico: – Aquecimento no primeiro
patamar térmico de 740ºC por 1800s depois mantidos no segundo patamar térmico de 350ºC, por tempos de 60 s, 300 s, 600 s ou 1800 s... 72 FIGURA 10 – Micrografia do aço AISI 4340 aquecido até 850ºC por 900s
e com transformação isotérmica a 450ºC por 600s, após ataque com nital 2%, mostrando áreas claras constituídas de ferrita e austenita retida... 77 FIGURA 11 – Micrografia do aço AISI 4340 aquecido até 740ºC por
1800s e com transformação isotérmica a 350ºC por 600s, após ataque com nital 2%, mostrando áreas claras constituídas de ferrita e austenita retida... 78 FIGURA 12 – Micrografia do aço AISI 4340 aquecido à 850º C por 900s e
com transformação isotérmica a 450ºC por 600s, após ataque com solução aquosa 10% de metabissulfito de sódio, mostrando áreas claras constituídas de austenita retida... 79 FIGURA 13 – Micrografia do aço AISI 4340 aquecido à 740ºC por 1800s
e com transformação isotérmica a 350ºC por 600s, após ataque com solução aquosa 10% de metabissulfito de sódio, mostrando áreas claras constituídas de austenita retida... 80 FIGURA 14 – Micrografia do aço AISI 4340 aquecido 850ºC por 900s e
com transformação isotérmica à 450ºC por 600s, após ataque com reagente LePera, onde o constituinte MA (martensita e
austenita retida) aparece claro, enquanto a bainita apareceu com coloração marrom escura e a ferrita marrom clara... 81 FIGURA 15 – Micrografia do aço AISI 4340 aquecido 740ºC por 1800s e
com transformação isotérmica à 350º C por 600s, após ataque com reagente LePera, onde o constituinte MA (martensita e austenita retida) aparece claro, enquanto a bainita aparece com coloração marrom escura e a ferrita marrom clara... 82 FIGURA 16 – Diagrama de transformação isotérmica do aço AISI 4340
onde: A, austenita; B, bainita; P, perlita; F, ferrita proeutectóide; M, martensita, mostrando os patamares térmicos de 450º C, em verde, e 350º C, em azul... 84 FIGURA 17 – Micrografia da amostra submetida ao tratamento
850ºC/900s/ 450ºC/600s, atacada com solução aquosa 10% de metabissulfito de sódio, mostrando: (A) a austenita retida nas áreas claras, (B) resultado da identificação das áreas ocupadas pela austenita após aplicação do threshold através do software ImageJ... 85 FIGURA 18 – Micrografia da amostra submetida ao tratamento
740ºC/1800s /350ºC/600s. A atacada com solução de metabissulfito de sódio, mostrando: (A) microestrutura da austenita nas áreas claras, (B) resultado da identificação das áreas ocupadas pela austenita retida após aplicação do threshold através do software ImageJ... 86 FIGURA 19 – Curva tensão – deformação do aço AISI 4340 tratado à
850ºC/900s/450ºC/ 600s, com o limite de escoamento, σr1 =
749 MPa, assinalado... 87 FIGURA 20 – Curva tensão – deformação do aço AISI 4340 tratado à
740ºC/1800s/ 350ºC/600s, com o limite de escoamento, σr2 =
733 MPa, assinalado... 87 FIGURA 21 – Curva tensão - deformação aplicada até tensão σa01 = 792
FIGURA 22 – Curva tensão - deformação aplicada até tensão σa02 = 918
MPa, cujo limite de escoamento foi σe02 = 772 MPa... 90
FIGURA 23 – Curva tensão – deformação aplicada até tensão σa03 = 972
MPa, cujo limite de escoamento foi σe03 = 779 MPa... 90
FIGURA 24 – Curva tensão – deformação aplicada até tensão σa04 = 829
MPa, cujo limite de escoamento, σe04, não foi atingido... 91
FIGURA 25 – Curva tensão - deformação aplicada até tensão σa05 = 877
MPa, cujo limite de escoamento foi σe05 = 695 MPa... 92
FIGURA 26 – Curva tensão – deformação aplicada até tensão σa06 = 952
MPa, cujo limite de escoamento foi σe06 = 634 MPa... 92
FIGURA 27 – Micrografias do aço AISI-4340 submetido ao tratamento 850ºC/900s/450ºC/600s deformado plasticamente e atacado com solução aquosa 10% de metabissulfito de sódio: (A) tensão de 3,7% acima do limite de escoamento; (B) tensão de 18,9% acima do limite de escoamento; (C) tensão de 24,8% acima do limite de escoamento. As figuras A’, B’ e C’ representam respectivamente a descriminação da austenita retida pelo threshold... 94 FIGURA 28 – Micrografias do aço AISI-4340 submetido ao tratamento
740ºC/1800s/350ºC/600s deformado plasticamente e atacado com solução aquosa 10% de metabissulfito de sódio: (A) tensão não atingiu o limite de escoamento; (B) tensão de 26,2% acima do limite de escoamento; (C) tensão de 50,2% acima do limite de escoamento. As figuras A’, B’ e C’ representam respectivamente a descriminação da austenita retida pelo threshold... 96 FIGURA 29 – Representação das variações da fração volumétrica da
austenita retida em função das deformações induzidas pelas tensões de 3,7%, 18,9% e 24,8% acima do limite de escoamento inicial... 98
FIGURA 30 – Representação das variações da fração volumétrica da austenita retida em função das deformações induzidas pelas tensões de 0%, 26,1% e 50,3% acima do limite de escoamento inicial... 99 FIGURA 31 – Porcentagens da fração volumétrica da austenita retida
transformada, por deformação, em função das tensões de deformação para a rota 850°C/900s/450°C/600s... 99 FIGURA 32 – Porcentagens da fração volumétrica da austenita retida
transformada por deformação, em função das tensões de deformação para a rota 740ºC/1800s/350ºC/600s... 100 FIGURA 33 – Curvas tensão - deformação do corpo-de-prova submetido ao
tratamento 850ºC/900s/450ºC/600s. (A) representa a deformação com tensão σa07 = 812 MPa, 3,4 % acima do
limite de escoamento, (B) curva tensão-deformação após envelhecimento a temperatura ambiente por 48 dias, mostrando limite de escoamento, σeTRIP07 = 885 MPa... 104
FIGURA 34 – Curvas tensão - deformação do corpo-de-prova submetido ao tratamento 850ºC/900s/450ºC/600s. (A) representa a deformação com tensão σa08 = 891 MPa, 14,7% acima do
limite de escoamento, (B) curva tensão-deformação após envelhecimento à temperatura ambiente por 48 dias, mostrando limite de escoamento, σeTRIP08 = 940 MPa... 105
FIGURA 35 – Curvas tensão - deformação do corpo-de-prova submetido ao tratamento 850ºC/900s/450ºC/600s. (A) representa a deformação com tensão σa09 = 976 MPa, 25,1% acima do
limite de escoamento, (B) curva tensão-deformação após envelhecimento à temperatura ambiente por 48 dias, mostrando limite de escoamento, σeTRIP09 = 1005 MPa... 106
FIGURA 36 – Curvas tensão - deformação do corpo-de-prova submetido ao tratamento 740ºC/1800s/350ºC/600s. (A) representa a deformação com tensão σa10 = 805 MPa, 23,3% acima do
limite de escoamento, (B) curva tensão-deformação após envelhecimento a temperatura ambiente por 48 dias, mostrando limite de escoamento, σeTRIP10 = 845 MPa... 107
FIGURA 37 – Curvas tensão - deformação do corpo-de-prova submetido ao tratamento 740ºC/1800s/350ºC/600s. (A) representa a deformação com tensão σa11 = 877 MPa, 34,5% acima do
limite de escoamento, (B) curva tensão-deformação após envelhecimento a temperatura ambiente por 48 dias, mostrando limite de escoamento, σeTRIP11 = 850 MPa... 108
FIGURA 38 – Curvas tensão - deformação do corpo-de-prova submetido ao tratamento 740ºC/1800s/350ºC/600s. (A) representa a deformação com tensão σa12 = 949 MPa, 28,1% acima do
limite de escoamento, (B) curva tensão-deformação após envelhecimento a temperatura ambiente por 48 dias, mostrando limite de escoamento, σeTRIP12 = 995 MPa... 109
FIGURA 39 – Representação da variação do limite de escoamento em função das deformações induzidas pelas tensões de 3,4%, 14,7% e 25,1% acima do limite de escoamento inicial... 111 FIGURA 40 – Representação da variação do limite de escoamento em
função das deformações induzidas pelas tensões de 23,3%, 34,5% e 28,1% acima do limite de escoamento inicial... 111
LISTA DE TABELAS
TABELA 1 – Composição química característica do aço AISI 4340, %
em peso... 68 TABELA 2 – Composição do aço AISI 4340, usado na confecção dos
corpos-de-prova, % em peso... 69
TABELA 3 – Elementos residuais do aço AISI 4340, usado na
confecção dos corpos-de-prova, % em peso... 69
TABELA 4 – Fração volumétrica das fases e limite de escoamento das rotas de tratamento térmico 850ºC/900s/450ºC/600s e
740ºC/1800s/350ºC/600s... 83
TABELA 5 – Tensões calculadas, tensões aplicadas e os limites de
escoamento obtidos durante a deformação... 89
TABELA 6 – Variações das frações volumétricas de austenita e percentual da fração volumétrica da austenita transformada em função dos acréscimos de tensão acima do limite de
escoamento... 98
TABELA 7 – Valores das tensões calculadas, tensões aplicadas e
porcentagem da variação... 102
TABELA 8- Tensões de deformação aplicadas, com respectivos limites de escoamento e o percentual de deformação acima do
TABELA 9 – Tensões de deformação aplicadas, limite de escoamento inicial, limite de escoamento no estado envelhecido,
LISTA DE ABREVIATURAS e SIGLAS
A Austenita.
ABNT Associação Brasileira de Normas Técnicas.
AISI American Iron and Steel Institute.
AMR Departamento de Materiais (CTA).
ARBL Alta Resistência Baixa Liga.
ASM American Society for Metals.
ASME American Society for Mechanical Engineering.
ASTM American Society for Testing and Materials.
AVC Advanced Vehicle Concepts.
B Bainita.
CTA Comando Geral de Tecnologia Aeroespacial.
DMT Departamento de Materiais e Tecnologia.
F Ferrita.
FEG Faculdade Engenharia-Campus Guartinguetá.
IAE Instituto de Aeronáutica e Espaço.
M Martensita.
MA Martensita-Austenita.
MPa Mega Pascal.
P Perlita.
SAE Society of Automotive Engineers.
TRIP TRansformation Induced Plasticity.
UHS Ultrahigh-strength.
ULSAB Ultra Light Steel Auto Body.
ULSAC Ultra Light Steel Auto Closure.
ULSAS Ultra Light Steel Auto Suspension.
UNESP Universidade Estadual Paulista – Julio de Mesquita Filho.
VB-30 Aço para beneficiamento - VILLARES.
LISTA DE SÍMBOLOS
°C Graus Celsius.
µm 10-6 m.
A1 Linha, teórica, que indica o início da transformação da fase α em
fase γ.
A3 Linha, teórica, que indica o fim da transformação da fase α em fase
γ, para aços hipoeutetóide.
AC1 Linha que indica o início da transformação da fase α em fase γ, no
aquecimento.
AC3 Linha que indica o fim da transformação da fase α em fase γ, no
aquecimento, para aços hipoeutetóide.
ACcm Linha que indica o fim da transformação da fase α em fase γ, no
aquecimento, para aços hipereutetóides.
Acm Linha, teórica, que indica o fim da transformação da fase α em fase
γ, para aços hipereutetóides.
Bs Temperatura de início de formação da bainita.
CCC Cúbica de corpo centrado.
CFC Cúbica de face centrada.
Mf Temperatura final de formação da martensita. Mi Temperatura de início de formação da martensita.
MPa Megapascal = MN/m2.
Pa Pascal = N/m2.
s Segundo.
SAE Society of Automotive Engineers.
T Temperatura. t. Tempo.
σa. Tensões de deformação, realmente aplicadas.
σc. Tensões calculadas para produzirem deformações desejadas.
σe. Limites de escoamento obtidos com a aplicação das tensões de
σeTRIP. Limites de escoamento após efeito TRIP e envelhecimento.
σr1 Limite de escoamento de referência para cálculo das tensões de
deformação, para rota 850°C/900s/450°C/600s.
σr2 Limite de escoamento de referência para cálculo das tensões TRIP
SUMÁRIO
LISTA DE FIGURAS LISTA DE TABELAS
LISTA DE ABREVIATURAS, SIGLAS LISTA DE SÍMBOLOS. RESUMO ABSTRACT 1 INTRODUÇÃO E OBJETIVOS... 24 1.1 INTRODUÇÃO... 24 1.2 OBJETIVO... 26 2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA... 27
2.1 AÇOS: GENERALIDADES E CLASSIFICAÇÃO... 27
2.2 AÇOS PARA APLICAÇÕES ESTRUTURAIS... 29
2.2.1 Aços ao carbono... 30
2.2.2 Aços-liga... 31
2.2.3 Aços de alta liga... 32
2.2.4 Aços de alta resistência baixa liga – ARBL... 33
2.2.5 Aços de ultra-alta resistência... 35
2.2.6 Aços avançados de alta resistência... 37
2.3 TRATAMENTOS TÉRMICOS... 38
2.4 MICROESTRUTURAS... 43
2.4.1 Ferrita... 43
2.4.2 Cementita... 43
2.4.4 Martensita... 44 2.4.5 Austenita... 45 2.4.6-Bainita... 46 2.4.6.1 Bainita superior... 48 2.4.6.2 Bainita inferior... 50 2.4.6.3 Bainita granular... 52 2.4.6.4 Bainita invertida... 52 2.4.6.5 Bainita colunar... 52 2.4.6.6 Bainita inferior de contorno de grão... 53 2.5 EFEITO DOS ELEMENTOS DE LIGA NA FORMAÇÃO DO
MICROCONSTITUINTE BAINITICO... 53 2.6 ESTRUTURA MULTIFÁSICA... 57
2.6.1 Austenita retida e efeito TRIP... 59
2.7 ENVELHECIMENTO POR DEFORMAÇÃO... 62 2.8 CARACTERIZAÇÃO DE MICROESTRUTURA MULTIFÁSICA... 64
3 PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS... 68
3.1 MATERIAL... 68 3.2 CORPOS-DE-PROVA... 69 3.3 EQUIPAMENTOS UTILIZADOS NO TRATAMENTO TÉRMICO... 70 3.4 TRATAMENTOS TÉRMICOS... 70
3.4.1 Identificação das rotas... 70 3.4.2 Descrição das rotas... 71 3.4.3 Mecanismo básico de transformação... 73
3.5 ANÁLISE METALOGRÁFICA... 73
3.5.1 Preparação das amostras metalográficas... 73 3.5.2 Ataques químicos... 74 3.5.3 Obtenção das imagens micrográficas... 74
3.5.4 Análise das imagens... 75
3.6 ENSAIOS MECÂNICOS... 75 3.7 EFEITO TRIP... 76
4 RESULTADOS E DISCUSSÕES... 77
4.1 ANÁLISE MICROESTRUTURAL... 77 4.2 ESTUDO DO EFEITO TRIP... 83
4.2.1 Seleção dos tratamentos térmicos ... 83 4.2.2 Estabelecimento das tensões para transformações TRIP... 86
4.3 ESTUDO DO ENVELHECIMENTO POR DEFORMAÇÃO... 102
5 CONCLUSÕES... 112 SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS... 113 REFERÊNCIAS………....……….………...… 114 BIBLIOGRAFIA CONSULTADA... 122
1 INTRODUÇÃO E OBJETIVOS
1.1 INTRODUÇÃO
A partir do aumento do preço da energia e da preocupação de preservação do meio ambiente a redução no peso das carrocerias de automóveis tem sido um objetivo constante para melhorar o rendimento dos combustíveis e reduzir a quantidade de gases emitidos para melhor preservação do meio ambiente (LEE, 2003). A demanda por estruturas cada vez mais leves e de baixo custo tem levado a se pesquisar amplamente novos materiais.
Novos conceitos e novas técnicas têm sido pesquisados, nos vários segmentos da engenharia de materiais, e outras formas e variedades de materiais estão sendo disponibilizadas aos engenheiros. Assim, novas propostas têm surgido no intuito de se trabalhar com materiais mais resistentes, mais leves e econômicos.
Aços, tradicionalmente utilizados em estruturas, chegaram a ser substituídos, em algumas aplicações, por outros materiais que apresentavam vantagens de menor peso, porém de elevado custo.
O aço é normalmente tomado como referencial de comparação para os materiais estruturais emergentes. O que freqüentemente não é considerado é que este referencial está sempre em mudança, com as contínuas e notáveis descobertas feitas no campo do ferro e suas ligas. Essa é a razão pela qual o aço se mantém como o mais bem-sucedido material, com mais de uma bilhão de toneladas consumidas anualmente, contribuindo para uma melhor qualidade de vida (BHADESHIA, 2004).
A partir da década de noventa, várias iniciativas foram tomadas no sentido de aumentar a versatilidade do uso dos aços, melhorando as propriedades e características de industrialização.
Para atender redução de peso e melhorar a segurança, durante choques de veículos, grandes projetos como “Ultra light steel program” constituído dos projetos ULSAB (Ultra Light Steel Auto Body), ULSAC (Ultra Light Steel Auto Closure),
ULSAS (Ultra Light Steel Auto Suspention) e ULSAB-AVC (Advanced Vehicle Concepts) foram iniciados por um grupo de vários fabricantes de aço. O sucesso destes projetos foi alcançado pela obtenção de aços de alta resistência estampável e por novas tecnologias de produção e rígidos conceitos de projeto (particularmente na estrutura de automóveis) (SUGIMOTO; KIKUCHI; HASHIMOTO, 2002). A família dos aços projetados inclui desde os mais tradicionais aços de alta resistência e os aços ultra-resistentes até os novos aços, chamados aços avançados de alta resistência.
Estes projetos foram desenvolvidos por um consórcio que reuniu inicialmente 33 usinas de aço em 16 países, financiados para promover pesquisas e expor resultados do ULSAB, trabalhando as companhias-membro com os Serviços de Engenharia de uma unidade Norte Americana da Porsche AG. Esta conduziu a otimização das estruturas com objetivo de usar um processo avançado para projetar uma carroceria de aço que fosse mais leve e mais rígida que uma típica carroceria em uso na época (ULSAB, 1996).
Com a produção destes aços, de alta resistência e boa conformabilidade, desenvolvidos a partir dos aços bifásicos e multifásicos e o descobrimento do efeito TRIP - Transformation Induced Plasticity – (transformação produzida por deformação plástica), o aço voltou a ter aplicações vantajosas, na indústria automobilística, por ter diminuído significativamente o peso de todos os componentes estruturais e, conseqüentemente, o peso da estrutura completa, além de vantagens econômicas pela redução do volume total de matéria-prima utilizada.
Devido à diversidade das propriedades apresentadas pelas microestruturas dos aços e a aplicação do efeito TRIP, pode ser obtida uma singular combinação de alta conformabilidade com alta resistência mecânica final (JACQUES, 2004). Microestruturas multifásicas, desenvolvidas em aços com porcentuais de carbono, manganês e silício adequados e com tratamentos térmicos que promovam a estabilização da austenita retida, possibilitam a transformação desta austenita retida em martensita, por deformação mecânica posterior, durante processo de produção. O aumento da quantidade de martensita na microestrutura final confere ao aço maior resistência mecânica sem tratamentos térmicos adicionais.
O aumento da resistência, após deformação mecânica, é uma vantagem, especialmente quando se trabalha com peças estampadas.
Aços com estruturas multifásicas obtidos a partir de tratamentos isotérmicos, para obtenção da bainita, são aquecidos em temperaturas acima da temperatura crítica inferior A1 e abaixo de A3, para a nucleação de austenita, e depois resfriados
rapidamente em banhos, com temperaturas dentro da faixa de transformação da bainita, e sendo aí mantidos, por intervalos de tempos controlados, e depois resfriados até a temperatura ambiente. Após este ciclo térmico, junto com a bainita, ferrita e pequena quantidade de martensita, obtém-se também uma quantidade variável de austenita retida, que é metaestável e permanecerá estável à temperatura ambiente, por tempo indeterminado, até sofrer deformações mecânicas que transformarão parte desta austenita em martensita. A estrutura final será constituída de ferrita, bainita, martensita e austenita. Assim, aços submetidos a este tratamento térmico poderão alcançar altos níveis de resistências mecânicas, com altos valores para tenacidade e com porcentuais de austenita retida que poderá ser transformada em martensita por deformação mecânica, o que caracteriza o efeito TRIP, aumentando ainda mais sua resistência mecânica (ZAEFFERER; OHLERT; BLECK, 2004).
As propriedades mecânicas dos aços multifásicos podem ser adequadas, de acordo com as necessidades de aplicação previstas, pela variação dos parâmetros como tipo, fração volumétrica, morfologia, tamanho de grão e distribuição de cada fase em particular (ZRNÍK et al. 2006)
1.2 OBJETIVO
O objetivo deste trabalho é analisar o comportamento de algumas das estruturas multifásicas em um aço de alta resistência, baixa liga e de médio carbono, do tipo AISI 4340, bem como a transformação da austenita retida em martensita induzida por deformação (efeito TRIP) e a implicação nas variações do limite de escoamento, devido ao encruamento e envelhecimento por deformação.
2 REVISÃO BIBLIOGRAFICA
2.1 AÇOS: GENERALIDADES E CLASSIFICAÇÃO
As ligas de ferro-carbono são, sem dúvida, as ligas metálicas mais utilizadas pela indústria mundial. A produção anual mundial de aços em 2005 foi em torno de 1.131.800.000 toneladas, tendo o Brasil participado com a produção de 31.600.000 de toneladas, sendo a nona maior produção, ficando à frente de países como Itália e França1.
As ligas de ferro-carbono cobrem um universo enorme de características, desde ligas de alta plasticidade, para estampagens profundas, até ligas de extrema dureza como aços rápidos, usados em ferramentas de corte; isto ocorre, dependendo de sua composição química. Ligas baseadas em ferro-carbono apresentam excepcional característica, na qual a rota de processamento pode ser projetada para produzir várias fases que apresentam propriedades mecânicas opostas, cobrindo desde a macia e dúctil ferrita até a altamente resistente e dura martensita (JACQUES, 2004). Aços inoxidáveis austeníticos atingem altos níveis de resistência à corrosão, em diversas condições de trabalho, e substituíram, em certas aplicações, ligas de metais nobres, como a platina, em próteses ósseas. Muitas outras características particulares são também obtidas com ligas especialmente desenvolvidas para aplicações específicas, como aços para transformadores com baixa histerese (aços ao silício) e de baixíssimo custo (ferros fundidos) (BARREIRO, 1975).
Devido à alotropia do ferro, em função da temperatura, e os efeitos provocados por elementos de liga, uma infinidade de ligas, com características e comportamentos completamente diferenciados, podem ser obtidas.
Devido à grande variedade de tipos de aço e da grande quantidade de empresas e associações envolvidas na sua produção e aplicação, vários sistemas foram criados para sua especificação, sendo, porém, muito difícil estabelecer-se uma especificação
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precisa e completa para todos os tipos de aços. Isso porque existe um constante acréscimo de novos tipos de aços, não só com modificações nos teores de elementos de liga, como também com adição de novos elementos na composição da liga.
O sistema de classificação adotado pelas entidades americanas, AISI e SAE (ASM, 1990), é universalmente conhecido e inclusive serviu como base para o sistema brasileiro, adotado pela ABNT.
Destaque-se que, além das classificações adotadas por entidades representativas como AISI, SAE, ASTM, DIN, ABNT, etc., existem designações comerciais, com nomes fantasias, por exemplo, VB-30, VR-40 (VILLARES), desenvolvidas por fabricantes, cuja composição dos produtos podem corresponder ou não às composições das classificações das entidades normalizadoras.
Os aços podem ser classificados:
- de acordo com a composição química; - de acordo com a estrutura;
- de acordo com aplicação.
O critério de classificação de acordo com a aplicação parece ser a mais adequada, tendo em vista que todos os aços novos desenvolvidos surgem em função de algum tipo de aplicação específica. Destacam-se os aços para fios, para fundição, para molas, para beneficiamento, para ímãs permanentes, para tubos, para trilhos, para arames, para ferramentas, para transformadores, aços resistentes ao calor, à oxidação, ao desgaste, ao choque, à corrosão, como também aços para fins estruturais.
2.2 AÇOS PARA APLICAÇÕES ESTRUTURAIS
Os aços estruturais são usados na forma de componentes, submetidos principalmente a esforços mecânicos, e são industrializados ou confeccionados através de processos com especificações das mais diversas.
Desta forma, os aços estruturais devem atender aos principais quesitos (CHIAVERINI, 1998):
-ductilidade e homogeneidade;
-valor elevado de relação entre limite de resistência e limite de escoamento; -soldabilidade;
-suscetibilidade de corte por chama, sem endurecimento; -resistência razoável à corrosão.
Algumas propriedades podem ser alteradas durante o processo de fabricação, principalmente por meio de tratamentos térmicos, tratamentos mecânicos e termomecânicos.
Para fins estruturais, o aço tem uma posição de relevância entre os demais materiais, combinando resistência mecânica, trabalhabilidade, disponibilidade e baixo custo. Assim, tem-se empregado o aço em praticamente todos os campos da engenharia, nas estruturas fixas como de edifícios, pontes, viadutos e nas estruturas móveis como na indústria automobilística, ferroviária, naval, aeronáutica, equipamentos bélicos, máquinas, etc (BARREIRO, 1975).
Para maioria das aplicações consideradas, a importância da resistência mecânica é, de certo modo, relativamente pequena, do mesmo modo que o fator peso não é primordial. Assim sendo, os aços-carbono comuns, simplesmente laminados, sem quaisquer tratamentos térmicos, são plenamente satisfatórios e constituem porcentagem considerável dentro dos aços estruturais (CHIAVERINI, 1998).
Nas aplicações móveis, a relação resistência / peso é um fator importante, como em veículos automotivos, de transporte terrestre, aeronaves, navios, etc..
Nestas aplicações, onde se necessita alta resistência e baixo peso, para se ter componentes resistentes às condições de trabalho, com baixo peso, aços com maior resistência são pesquisados.
Assim, os aços estruturais são agrupados em categorias, em função das suas resistências e aplicações:
-aços ao carbono; -aços liga;
-aços de alta liga;
-aços de alta resistência e baixa liga – ARBL; -aços ultra-alta resistência;
-aços avançados de alta resistência.
2.2.1 Aços ao carbono
Neste grupo estão incluídos aços que contém, em quantidades apreciáveis, carbono, silício e manganês, que são os três elementos fundamentais em aços comuns; além disso, contém pequenas porcentagens de impurezas como fósforo, enxofre, oxigênio. A porcentagem de carbono varia entre 0,15 e 0,25%, podendo chegar excepcionalmente a 0,40%, manganês entre 0,50 e 0,70%; silício até 0,35% (BARREIRO, 1975).
Os aços-carbono, com baixos teores de carbono, obtidos por laminação, com limites de resistência à tração entre 390 e 490 MPa e alongamento em torno de 20%, apresentam, com maior ou menor intensidade, as seguintes características: boa ductilidade, homogeneidade, alta relação entre limite de resistência e limite de escoamento, boa soldabilidade, suscetibilidade de corte por chama, sem endurecimento (CHIAVERINI, 1998).
Aços com teores de carbono de 0,20% e Manganês de 0,50% apresentam limite de escoamento em torno de 245 MPa e limite de resistência em torno de 410 MPa. Aços com teores mais altos de carbono e manganês apresentam limites de escoamento e resistência mais altos, porém com perda de trabalhabilidade e deformabilidade.
Aços com teores de carbono em torno do ponto eutectóide (0,8%), ou mesmo acima disso, são utilizados em aplicações especiais, em forma de fios ou barras, com tratamento térmico particular ou no estado encruado, em estruturas do tipo ponte pênsil, concreto protendido e cabos.
2.2.2 Aços liga
São chamados aços-liga aços que contêm elementos de liga em percentual acima de 3%. O conteúdo de carbono quase sempre é inferior a 0,20%. (BARREIRO, 1975).
Essas alterações na composição são feitas a fim de aumentar a dureza e a resistência mecânica, conferir uniformidade na resistência em peças de grandes dimensões, aumentar a resistência ao calor e a resistência ao desgaste, conferir resistência à corrosão, melhorar a capacidade de corte e melhorar propriedades elétricas e magnéticas (CHIAVERINI, 1998).
Os efeitos dos elementos de liga nos aços e ligas especiais envolvem não apenas alterações nas fases ou constituintes presentes em equilíbrio, mas também na maneira e velocidade com que estas fases se formam. Naturalmente, a presença de elementos de liga pode, além disto, alterar as próprias características das fases presentes (SILVA; MEI, 1988).
O aumento da dureza e da resistência mecânica se consegue, geralmente, pela adição de elementos de liga em teores relativamente baixos não ultrapassando sua soma, 5% da composição do aço. Assim, os princípios fundamentais dos tratamentos térmicos são mantidos, ainda que a presença de novos elementos de liga altere as temperaturas de transformação.
A obtenção das outras características requer a adição de elementos em teores mais elevados, produzindo alterações mais profundas na ferrita, além de produzirem carbonetos mais complexos. Então os tratamentos térmicos, muitas vezes, também devem ser mudados, para facilitar a formação de carbonetos especiais (CHIAVERINI, 1998).
Os elementos de liga que entram na composição dos aços, tanto como resíduos de processos, como elementos adicionados, se comportam de formas diferentes em função das quantidades e das possíveis associações entre eles, exercendo diversas alterações nos comportamentos dos aços. Desta forma, através da variação dos elementos de liga, na composição dos aços, obtêm-se ligas com comportamentos totalmente diferenciados.
2.2.3 Aços de alta liga
São aços nos quais os elementos de liga, como o níquel, o cromo e o manganês, aparecem em elevados porcentuais, apresentando elevada dureza, resistência mecânica e resistência à corrosão.
Dentro dessa classificação estão os aços Hadfield, maraging e inoxidáveis. Aços Hadfield são aços de alta liga com carbono entre 1 e 1,4% e manganês entre 12 e 14%. São fáceis de soldar e possuem resistência à corrosão semelhante aos aços ao carbono.
O manganês facilita a estabilidade da austenita até a temperatura ambiente, onde ela pode ser transformada em martensita por deformação plástica. É usado em ferramentas pneumáticas, dentes de escavadeira, mandíbulas de máquinas de britar, agulhas de ferrovias.
Aços maraging, também classificados dentro da classe de aços de ultra-alta resistência, com porcentuais de níquel (18 – 20) %, cobalto (8 – 10) %, molibdênio (3 – 5)% e titânio (até 0,05%), possuem resistência mecânica e tenacidade, superiores aos aços temperados, excelente soldabilidade e razoável ductilidade. São facilmente trabalháveis antes do tratamento térmico, e a resistência é obtida pela precipitação de compostos intermetálicos.
Os aços maraging são essencialmente aços martensíticos sem carbono que empregam elementos substitucionais para atingir endurecimento por envelhecimento (MALAKONDAIAH; SRINIVAS; RAMA RAO, 1997).
Os aços inoxidáveis possuem porcentuais de carbono entre 0,03 e 1%, e cromo em porcentuais acima de 11%; apresentam elevada resistência mecânica e à corrosão.
Alguns aços inoxidáveis apresentam também níquel em porcentuais que podem atingir até 22%. Podem apresentar estruturas ferríticas, austeníticas, martensíticas ou mistas, dependendo dos elementos de liga e do tratamento térmico.
2.2.4 Aços de alta resistência baixa liga - ARBL
Os aços alta resistência baixa liga foram desenvolvidos inicialmente para atender as necessidades da indústria de transporte. Caracterizam-se por conter baixa percentagem de carbono, para proporcionar alta conformabilidade e boa soldabilidade, e pelo uso de adequadas quantidades de elemento de liga, para proporcionar altos limite de escoamento e tensão de ruptura, quando comparados com aço ao carbono. A composição de alguns destes aços são tais que a sua resistência à corrosão é aproximadamente seis vezes a do aço ao carbono em serviço em atmosfera normal (ARCHER; BRIGGS; LOEB, 1968).
A tendência atual de se utilizar estruturas cada vez maiores e componentes mecânicos para indústrias de transporte cada vez mais leves, mantendo ou melhorando as características mecânicas, tem levado a se considerar o emprego de aços cada vez mais resistentes. Assim, os aços alta resistência baixa liga (ARBL) foram desenvolvidos com o objetivo de se obter maior resistência mecânica, melhor resistência à corrosão atmosférica, mais elevada relação entre resistência à tração e limite de escoamento, com adequadas trabalhabilidade e soldabilidade.
O desenvolvimento dos aços de alta resistência baixa liga, nos últimos anos, atingiram elevados valores nas propriedades de resistência e tenacidade (LAMBERT-PERLADE, 2004)
As melhores qualidades mecânicas desses aços são obtidas através de tratamentos térmicos adequados.
Os aços ARBL podem ser agrupados nas seguintes categorias:
a. Aços resistentes à corrosão atmosférica – aços com pequenos teores de elementos de liga, tais como cobre e fósforo, que melhoram a resistência à corrosão e o refinamento de grão.
b. Aços ferrítico-perlíticos microligados – com adições abaixo de 0,10% de elementos de liga formadores de carbonetos e carbonitretos como nióbio, vanádio e titânio, que aumentam a resistência sem necessidade de aumentar os teores de carbono e manganês.
c. Aços perlíticos no estado laminado – aços em que as propriedades são melhoradas pela adição de pequenas quantidades de elementos liga, geralmente carbono - manganês com teores de manganês maiores que os comuns. Esses aços caracterizam-se por atingir, no estado laminado, limites de escoamento entre 290 e 345 MPa.
d. Aços de ferrita acicular - caracterizados por possuírem uma microestrutura muito fina de ferrita acicular, de alta resistência, passíveis de endurecimento, apesar do baixo teor de carbono, através da adição de manganês, molibdênio e/ ou boro. Nesses aços, a ferrita acicular pode ser obtida tanto por tratamentos isotérmicos como por resfriamento contínuo (ANDRÉS et al., 2001).
e. Aços bifásicos - apresentam microestrutura com 80 a 90% de ferrita poligonal e 10 a 20% de ilhas de martensita dispersa na matriz ferrítica. Esses aços podem ser obtidos através de:
i. recozimento intercrítico (com ferrita e austenita na temperatura de recozimento), seguido de um resfriamento suficientemente rápido para transformar a austenita em martensita;
ii. laminação à quente de aços, com elementos formadores de ferrita como silício e elementos que atrasem a transformação como cromo, manganês e molibdênio;
iii. recozimento contínuo de aços ao carbono-manganês laminado a frio seguido de têmpera e revenido (LLEWELLYN; HILLIS, 1996).
f. Aços com forma de inclusões controladas – apresentam inclusões de sulfeto com plasticidade insignificante mesmo a temperaturas mais elevadas de laminação.
2.2.5 Aços de ultra-alta resistência
A necessidade crescente de ligas metálicas com resistência cada vez mais elevadas e embasadas no limite teórico de resistência à tração do ferro (força para vencer as atrações interatômicas), que é da ordem de 17.167 MPa, levou à pesquisa e ao desenvolvimento de aços chamados “ultra-resistentes”.
São considerados aços de ultra-alta resistência (ultrahigh-strength-UHS) os que possuem limite de escoamento de no mínimo de 1.380 MPa (MALAKONDAIAH; SRINIVAS; RAMA RAO, 1997).
Esses aços foram desenvolvidos inicialmente para atender a indústria aeronáutica, que tem utilizado aços com resistência à tração na ordem de 2.060 MPa, e, mais recentemente os aços desenvolvidos para naves espaciais, mísseis e foguetes, que podem atingir resistência à tração na ordem de 2.940 MPa.
Os aços de ultra-alta resistência podem ser agrupados em três categorias em função de sua resistência à tração:
a. aços maraging de alta liga, exemplificado pelo aço 18Ni(250); b. aços de alta liga endurecidos, exemplificado pelo aço AF 1410;
c. aços de baixa liga, exemplificado pelo aço AISI 4340 (MALAKONDAIAH; SRINIVAS; RAMA RAO, 1997).
Para utilização em temperaturas mais elevadas, como as que ocorrem em aplicações em foguetes e mísseis, é necessário que a resistência dos aços se mantenha até temperaturas da ordem de 480º a 540ºC. Para isso, são adicionados molibdênio (em torno de 2%) e vanádio (em torno de 0,5%) para se obter o efeito do “endurecimento secundário”, sem que seja necessário mudar as temperaturas de austenitização e têmpera. Um aço usado com esse objetivo é o tipo H-11 (carbono - 0,35; manganês - 0,30%; silício - 1,00%; cromo - 5,00%; molibdênio - 1,50%; vanádio - 0,40%), temperado e depois revenido entre 540º e 600º C, ocorrendo precipitação de carbonetos de molibdênio e vanádio extremamente finos, obtendo-se, assim, valores de resistência à tração de, aproximadamente, 2.060 MPa à temperatura ambiente e 1.470 MPa à 540ºC.
Os aços ultra-resistentes podem ser de baixa liga, média liga e alta liga, tendo as seguintes características:
Baixa liga: alcançando limites de escoamento entre 1.765 MPa e 2.350 MPa
com tenacidade satisfatória. Empregados em invólucro de motores de foguetes a propulsor sólido, canos de canhões, parafusos, pinos e componentes estruturais de aviões, eixos, engrenagens, etc..
O aço AISI 4340 é um aço de alta resistência, médio carbono, baixa liga, contendo níquel, cromo e molibdênio. Apresenta alta tenacidade, adquirindo alta resistência quando tratado termicamente, com alta resistência à fadiga. Usado extensivamente na condição temperado e revenido.
Facilmente usinável nas condições recozido, normalizado e revenido.
Com boa ductilidade, quando recozido, e a maioria das operações de conformação são executadas nesta condição, podendo ser dobrado, repuxado ou estampado.
Pode ser soldado por fusão ou por resistência. Pré-aquecimento e pós-aquecimento devem ser efetuados quando se usam métodos tradicionais de soldagem. Pode ser forjado no intervalo de temperatura 1.232 e 982ºC.
É recozido a 843ºC, seguido de resfriamento controlado em forno numa taxa de 10ºC por hora até 315ºC, a partir daí, pode ser resfriado ao ar.
Pode ser endurecido por trabalho a frio, além de tratamentos térmicos.
É considerado um aço completamente endurecível já que grandes secções podem ser endurecidas por tratamento térmico.
Embora o aço AISI 4340 seja um aço de baixa liga amplamente utilizado que combina resistência, ductilidade e tenacidade para utilização em componentes de máquinas, ele é suscetível de se tornar frágil durante o processo de têmpera em algumas faixas de temperatura (LEE; SU, 1999).
O aço AISI 4340 é utilizado em virabrequins para avião, tratores, veículos em geral; em componentes estruturais, como trens de pouso para aeronaves, eixos e engrenagens.
Média liga: limites de escoamento em torno de 1.705 MPa, resistência mantida
de tensões, e alongamento de cerca de 6%. Empregados em componente gerais de aviões como engrenagens do trem de aterrissagem, eixos, parafusos, molas, componentes de bombas, estruturas de fuselagem e outros componentes estruturais de aviões.
Alta liga: com percentuais de elementos de liga de, no mínimo, 10 a 12%; com
isto não só as estruturas destes aços podem ser profundamente alteradas como igualmente os tratamentos térmicos comerciais sofrem modificações, exigindo técnicas e cuidados especiais, freqüentemente, operações múltiplas (CHIAVERINI, 1998). Empregados em componentes estruturais de aviões, vasos de pressão, componentes automotivos.
Há também chapas de aço disponível para indústria automobilística, fabricadas pela JFE Steel (Japão), classificadas como chapas de ultra-alta resistência, com resistência a tração entre 810 MPa e 1.510 MPa (MEGA; HASEGAWA; KAWABE, 2004).
2.2.6 Aços avançados de alta resistência
Os aços sofreram um grande desenvolvimento nas últimas décadas, principalmente em função da indústria automobilística.
A necessidade de simultaneamente reduzir a emissão de poluentes, aumentar a segurança de passageiros e pedestres tem encorajado a indústria automobilística a incorporar novas tecnologias e materiais nos veículos atuais (OLIVER; JONES; FOURLARIS, 2006).
Assim, investimentos na busca de novos materiais foram feitos. Surgiram, então, os chamados aços avançados de alta resistência.
Dentro desta categoria, o emprego do fenômeno TRIP, para produzir aços com alta resistência sem perder a conformabilidade, tem sido objeto de muitas recentes pesquisas (BASUKI; AERNOUDT, 1999).
Aços avançados de alta resistência são obtidos procurando envolver todos os mecanismos de endurecimento como (THELNING, 1984):
- presença de átomos substitucionais e/ou intersticiais na matriz ferrítica; - densidade de discordâncias;
- precipitados finamente dispersos; - partículas de 2ª fase mais grosseiras; - tamanho e forma dos grãos;
- tipo e distribuição dos carbonetos.
Caracterizam-se por possuir estrutura multifásica de ferrita, bainita, austenita retida e martensita. Portanto, podem ser obtidos por tratamento termomecânico e tratamento térmico.
Por tratamentos termomecânicos, o aço é submetido a um processo de
laminação controlado a quente em vários passes, controlando-se a deformação plástica e recristalização, seguido de resfriamento contínuo.
Por tratamentos térmicos, o aço é submetido a rotas de temperatura adequadas e transformado por resfriamento contínuo ou transformação isotérmica.
Em ambos os tratamentos (termomecânico ou térmico), dependendo da composição química e taxa de resfriamento, pode-se obter estrutura multifásica por resfriamento contínuo (ROCHA et al.,2005).
2.3 TRATAMENTOS TÉRMICOS.
Por tratamento térmico compreendemos a operação de aquecer um material a uma dada temperatura e esfriá-lo, após certo tempo, em condições determinadas, com a finalidade de dar, ao material, propriedades especiais. Estes tratamentos são executados pela alteração da velocidade de esfriamento e da temperatura de aquecimento, ou da temperatura a que são esfriados os materiais (PEREIRA, 1963).
Submetendo-se o aço a estas variações controladas de temperatura, por tempos definidos, obtêm-se diversas alterações nas microestruturas e nos tamanhos de grãos que influenciam de forma significativa no comportamento do aço.
Deformações plásticas aumentam a energia livre de um material cristalino devido à presença de discordâncias e interfaces. Se o material for, posteriormente, aquecido, a altas temperaturas, a microestrutura e também as propriedades poderão ser parcialmente restauradas para seus valores originais, pela “recuperação”, na qual ocorrem extinção e rearranjo das discordâncias. As mudanças microestruturais, durante a “recuperação”, são relativamente homogêneas e não afetam os contornos de grão deformados. Um processo de recuperação adicional chamado “recristalização” pode ocorrer, no qual grãos sem discordâncias são formados dentro da estrutura recuperada ou deformada. Este processo cresce e consome os grãos antigos, resultando numa nova estrutura cristalina com baixa densidade de discordâncias. Um tempo adicional nestas altas temperaturas provocará crescimento dos grãos (HUMPHREYS; HATHERLY, 2002), alterando, assim, também, as características mecânicas.
Combinações destas duas ações possibilitam tratamentos termomecânicos, que são aplicados para adequar as características dos aços às necessidades de utilização. As várias microestruturas dos aços podem ser obtidas por dois tipos de tratamentos térmicos: os tratamentos por resfriamentos contínuos e os tratamentos isotérmicos.
Os tratamentos térmicos comuns, como têmpera, recozimento e normalização, são realizados através de resfriamentos contínuos, com maior ou menor velocidade, partindo-se da temperatura de austenitização até a temperatura ambiente. Os constituintes resultantes de difusão, por requererem tempo, poderão não completar sua inteira transformação e resultar em uma mistura de constituintes formados em diferentes intervalos de temperatura.
Somente em casos de velocidades extremamente altas de esfriamento, ou relativamente baixas é que se obtém constituintes bem-definidos, como a martensita ou perlita respectivamente, porque as curvas de resfriamento atravessarão somente as zonas de formação desses constituintes no diagrama de transformação.
Os tratamentos isotérmicos permitem a formação de constituintes resultantes de transformações que requeiram tempo. Assim, após austenitizado, o aço é resfriado até a temperatura de transformação de uma determinada microestrutura e mantido nesta temperatura o tempo suficiente para se obter a quantidade de transformação desejada (MONDOLFO; ZMESKAL, 1955).
No diagrama TTT para um aço eutetóide, Figura 1, estão representados quatro intervalos de temperatura, identificados por quatro zonas. Através de tratamentos isotérmicos, pode-se, então, obter microestruturas definidas, como: perlita grosseira, perlita fina, bainita superior, bainita inferior (MONDOLFO; ZMESKAL, 1955).
Zona I – Compreende as temperaturas superiores à temperatura A1; nessa faixa
de temperatura, a austenita é estável e não há transformações de fases, podendo ocorrer somente variações nos tamanhos dos grãos.
Zona II – Começa abaixo de A1 e vai até um pouco abaixo do cotovelo da curva
de transformação. Nesse intervalo, forma-se a perlita que, dependendo da temperatura, terá duas morfologias diferentes: a perlita grosseira, que se forma em temperaturas mais altas e a perlita fina, que se forma em temperaturas mais baixas.
Zona III – Nesse intervalo, forma-se a bainita, que pode ter duas morfologias, a bainita superior que se forma nas temperaturas mais altas e a bainita inferior, que se forma nas temperaturas mais baixas.
Zona IV – É o intervalo de temperatura onde se forma a martensita. Como não depende do tempo, mas somente da temperatura; ao se atingir a temperatura Mi
inicia-se a transformação da austenita em martensita, e a transformação evolui conforme a temperatura diminui. Se esta temperatura for diminuída rapidamente, sem atingir os tempos para transformações da perlita ou da bainita, toda austenita se transformará em martensita quando a temperatura atingir Mf.
O aço AISI 4340, por ser um aço baixa liga, terá a curvas do diagrama TTT modificadas, em relação aos aços ao carbono, e, por isso, poderá proporcionar estrutura multifásica, tanto através de transformação por resfriamento contínuo como através de transformação isotérmica. Nestas condições, poderá apresentar-se como aço avançado de ultra-alta resistência.
No diagrama de resfriamento contínuo, por exemplo, para o aço AISI – 4340, da Figura 2, estão representadas as seguintes curvas limítrofes:
Figura 2 – Diagrama de transformação por resfriamento contínuo de um aço AISI 4340, com curvas de resfriamento superpostas, de modo a indicar as várias microestruturas que podem ser obtidas (CHIAVERINI, 1998).
Curva 1 - As curvas de resfriamento entre a curva 1 e 2 produzirão ferrita, perlita, bainita e martensita.
Curva 2 - As curvas com velocidade entre as curvas 2 e 3 também produzirão ferrita, bainita, e martensita.
Curva 3 - As curvas com velocidade de resfriamento entre as curvas 3 e 4 produzirão ferrita, bainita e martensita.
Curva 4 - As curvas com velocidades de esfriamento entre as curvas 5 e 4 passam pela área da bainita, portanto as velocidades de resfriamento, dentro desta faixa, farão um porcentual de austenita se transformar em bainita, e o restante se transformar em martensita.
Curva 5 - É a curva que limita a menor velocidade de resfriamento em que se obtém somente martensita, é chamada “velocidade crítica de resfriamento”.
Curvas com velocidade de resfriamentos menores que a curva 1 produzirão somente ferrita e perlita (CHIAVERINI, 1998).
2.4 MICROESTRUTURAS
2.4.1 Ferrita
A ferrita, ou ferro alfa, é o estado alotrópico do ferro que tem estrutura cristalina cúbica de corpo centrado, no qual o carbono tem pouca solubilidade. Apresenta várias morfologias, compondo a microestrutura do aço, na temperatura ambiente. Em aços baixo carbono ela se solidifica intergranlularmente como ferrita proeutetóide. Na estrutura perlítica, aparece em camadas alternadas com Fe3C, que variam em
espessura, em função da temperatura de transformação. Na formação da bainita, ela cresce em forma acicular ou na forma de ripas formando feixes (CALLISTER, 2000; CHIAVERINI, 1998).
A ferrita pode nuclear intragranularmente por efeito de inclusões não-metálicas, apresentando morfologia variando de ferrita idiomórfica para ferrita acicular, conforme a temperatura de transformação diminui (SHIM et al., 2001).
Placas de ferrita se intercalam com austenita, na formação da bainita (CABALLERO; BHADESHIA, 2004).
2.4.2 Cementita
Nas ligas ferro-carbono, o excesso de carbono, em relação ao limite de solubilidade, deve formar uma segunda fase, a qual é mais freqüentemente o carboneto de ferro, cementita. A cementita é um carboneto de composição Fe3C. Isto não
significa que existam moléculas Fe3C, mas, simplesmente, que o reticulado cristalino
unitária ortorrômbica com 12 átomos de ferro e 4 de carbono por célula. Quando comparada com a austenita e a ferrita, a cementita é muito dura (VAN VLACK, 1970).
Forma-se intergranularmente no aço hipoeutetóide. Na formação da perlita, a cementita aparece intercalada com a ferrita. Na formação da bainita, após a saturação da ferrita, se houver carbono em excesso, o mesmo poderá se precipitar na forma de cementita entre as ripas de ferrita bainítica junto com a austenita retida.
2.4.3 Perlita
A perlita é uma mistura específica de duas fases, formada pela transformação da austenita, de composição eutetóide, em ferrita e cementita (VAN VLACK, 1970). Forma-se nos resfriamentos relativamente lentos, pois é uma reação que depende principalmente da difusão e tem microestrutura de composição, também, eutetóide.
É composta de camadas alternadas de ferrita e cementita, e as espessuras dessas camadas variam em função da temperatura de transformação; temperaturas mais altas formam perlita grosseira, com espessuras maiores; temperaturas mais baixas formam perlita fina, com espessuras menores (CALLISTER, 2000).
2.4.4 Martensita
É uma fase metaestável de corpo centrado, formada por ferro supersaturado com carbono; é formada por uma transformação sem difusão (VAN VLACK, 1970).
Ocorre quando a velocidade de resfriamento é grande e não permite transformações que dependem de difusão.
Ela pode se formar, também, pela transformação, na temperatura ambiente da austenita retida por deformação plástica (BERRAHMOUNE et al., 2004).
É a microestrutura do aço que apresenta maior dureza. A austenita, que tem uma estrutura cúbica de face centrada, experimenta uma transformação polimórfica em
martensita tetragonal de corpo centrado. Uma vez que a transformação martensítica não envolve difusão, ela ocorre quase instantaneamente.
Na formação da estrutura martensítica há sempre uma expansão volumétrica, que é explicada pelo fato que o volume específico da martensita é maior que as outras microestruturas. A expansão volumétrica do metal aumenta com o aumento do conteúdo de carbono (ZAKHAROV, 1962)
2.4.5 Austenita
É a microestrutura do aço com sistema cristalino CFC (cúbico de face centrada). Possui maior capacidade de dissolver carbono do que a ferrita que tem estrutura CCC (cúbica de corpo centrado), por possuir espaços interatômicos maiores (VAN VLACK, 1970).
É estável em temperaturas acima de AC3. Conforme a condição de resfriamento,
sofre diferentes transformações, dando origem às várias estruturas que o aço apresenta à temperatura ambiente.
Dependendo então das condições de resfriamento, ela se transforma em: ferrita, cementita, perlita, bainita, martensita ou mesmo chega à temperatura ambiente sem se transformar.
Na formação da bainita, o carbono por difusão, deixa da ferrita bainítica super-saturada e passa para a austenita circundante, que, em seguida, passa a limitar a máxima transformação da reação bainítica. A transformação torna-se termodinamicamente impossível (KUTSOV et al., 1999). O enriquecimento da austenita pelo carbono é o resultado da supressão da formação de carbonetos, durante a transformação bainítica, devido à presença de elementos de liga como silício e alumínio (BERRAHMOUNE et al., 2004). Dessa forma, essa austenita saturada de carbono vai se estabilizando, deixando de se decompor e permanece entremeando as ripas de ferrita bainítica e gradativamente desacelerando a reação bainítica.
A estabilidade alcançada pela austenita faz com que ela atinja a temperatura ambiente sem se decompor, passando ser chamada de austenita retida.
Essa austenita, metaestável é responsável pelo efeito TRIP. Assim, a fração volumétrica, a distribuição das várias fases, e, especialmente, a estabilidade da austenita retida são de grande importância para as propriedades mecânicas dos aços TRIP (WANG et al., 2006).
2.4.6 Bainita
Sempre que a austenita se transforma em temperatura constante, acima da temperatura Mi e abaixo da temperatura de formação da perlita fina, aparece um
produto de transformação denominado bainita, de aparência acicular (GROSSMAN; BAIN, 1972).
Assim como a perlita, a martensita e outros microconstituintes, a bainita se origina da transformação da austenita. Por aquecimento, os microconstituintes do aço são transformados em austenita. O aquecimento, sendo suficiente para atingir temperatura acima da temperatura crítica inferior (AC1), inicia a transformação de
alguns constituintes em austenita. Ultrapassando a temperatura critica superior, delimitada pelas linhas AC3 e Acm, então, todos os microconstituintes são transformados
em austenita, que possui estrutura cúbica de face centrada.
As condições de resfriamento é que vão determinar as microestruturas obtidas no final do processo.
Resfriamentos muito rápidos que não interceptem as curvas C, dos gráficos TTT produzem microestruturas martensíticas. Resfriamentos muito lentos que cruzam os limites da curva C resultam em maiores quantidades de perlita, dependendo da quantidade de carbono na liga, circundada por ferrita ou cementita.
Pode ser obtida por austêmpera convencional, onde o aço é aquecido até uma temperatura suficientemente alta, para permitir a dissolução de todos carbonetos na microestrutura, seguido de resfriamento rápido, em banho de sal ou de chumbo, e mantido a uma temperatura acima de Mi. A temperatura exata do banho depende das
propriedades finais que se deseja obter. A razão de resfriamento da temperatura de austenitização para temperatura do banho deverá ser suficientemente rápida para evitar qualquer transformação de austenita em ferrita ou perlita antes da imersão no banho. O
aço é então mantido isotermicamente no banho por tempo suficiente para a transformação da austenita em bainita, depois resfriado lentamente até a temperatura ambiente (SAXENA et al., 2006).
A bainita é uma das mais complexas microestruturas do aço, havendo ainda muita discussão sobre sua formação e constituição (HEHEMANN; KINSMAN; AARONSON, 1972).
A bainita pode conter carbono dentro de um amplo intervalo de composições (GROSSMAN; BAIN, 1972).
Similarmente à perlita, a bainita é uma mistura das fases ferrita e cementita e, por isso, dependente da partição, controlada pela difusão do carbono entre a ferrita e a cementita. Porém, diferentemente da perlita, a ferrita e a cementita estão presentes em arranjos não-lamelares cujas características são dependentes da composição da liga e da temperatura de transformação. Similarmente à martensita, a ferrita bainítica pode ser em forma de ripas ou placas, contendo estrutura com discordâncias, e, até certo ponto, por isso, o mecanismo de formação da bainita envolve tanto cisalhamento como difusão (KRAUSS, 1995).
Basicamente, é formada por estruturas, longas e finas, de ferrita, chamada ferrita bainítica, também denominada ripa; que se agregam formando feixes. São compostas ainda de austenita e, algumas vezes, por várias formas de carbonetos (ZAEFFERER; OHLERT; BLECK, 2004). Em cada um dos feixes, as ripas são paralelas e possuem orientação cristalográfica idêntica. Essas ripas individualmente são chamadas subunidades. Em trabalhos mais recentes, FANG et al., (2002) identificou que as subunidades não são definitivamente as menores unidades da estrutura e são compostas de sub-subunidades, compondo uma estrutura ultrafina.
Essa morfologia muda progressivamente com a temperatura de transformação, de forma que o tamanho das partículas e a acicularidade da estrutura aumentam enquanto a temperatura diminui.
Dependendo da temperatura de transformação, a bainita apresenta características morfológicas distintas, por isso é classificada em vários tipos. Inicialmente dois tipos de bainita foram descritos: a bainita superior, obtida na faixa logo abaixo do cotovelo da curva, acima do qual se obtém a perlita, e a bainita inferior,
obtida na faixa de temperatura que vai abaixo da temperatura em que se obtém a bainita superior até o início da formação da martensita Mi.
2.4.6.1 Bainita superior
A bainita que se forma entre aproximadamente 350º e 550º C é chamada de bainita superior. A microestrutura da bainita superior consiste de ripas finas de ferrita com espessura de aproximadamente 0,2 µm e comprimento de 10 µm, cujo aspecto pode ser visto na Figura 3. Estas ripas crescem de forma agrupadas, com aparência de pena (KUTSOV et al., 1999). Em cada feixe, as ripas são dispostas de forma paralela e possuem orientações cristalográficas bem-definidas. As ripas são individualmente chamadas de subunidades da bainita, e são separadas normalmente por contornos com pequenos desvios da orientação cristalográfica ou por partículas de cementita. A ferrita e a cementita nucleiam independentemente, e o que controla o crescimento da bainita superior é a difusão do carbono na austenita. Os crescimentos da ferrita e da cementita são cooperativos, isto é, a ferrita expulsa o carbono que é absorvido pela cementita. A formação da bainita superior envolve estágios distintos, iniciando com a nucleação das ripas de ferrita nos contornos de grão da austenita. O crescimento das ripas é acompanhado por mudança de forma da região transformada. A mudança pode ser descrita como um plano invariante de deformação com componente de cisalhamento, semelhante à observada durante a transformação martensítica. O crescimento da bainita ocorre em temperaturas relativamente altas, quando comparada com a martensita. Assim, as tensões provocadas pela mudança de forma não são suportadas pela austenita, que tem a sua resistência diminuída nesta faixa de temperatura. As tensões induzidas pela deformação são, então, relaxadas pela deformação plástica dos grãos de austenita adjacentes. Nesta região, há aumento na densidade de discordâncias causado pela deformação plástica da austenita, devido aos movimentos das interfaces (BHADESHIA, 1992).
Figura 3 – Micrografia através de microscópio eletrônico de transmissão da bainita superior de uma liga Fe-0,43C-2Si-3Mn em peso. (a) Micrografia óptica. (b, c) Austenita retida entre sub-unidades vista por campo claro e correspondente por campo escuro. (d) Montagem mostrando a estrutura do feixe (BHADESHIA, 1992).
Esta deformação plástica, localizada, impede o crescimento das ripas de ferrita e, deste modo, cada subunidade atinge um tamanho limite, que é muito menor que o tamanho de grão da austenita. Assim, como ocorre na martensita, a mudança de forma ocorre porque o mecanismo de crescimento da ferrita bainítica é displacivo, isto é, ocorre por um movimento coordenado de átomos, na qual a estrutura inicial é deformada, sem difusão, provocando o crescimento da bainita na forma de ripas finas (BHADESHIA, 1992).
A bainita superior se forma inicialmente com a formação da ferrita bainítica, na qual o carbono possui pequena solubilidade (<0,02% em peso). No entanto, o crescimento da ferrita enriquece a austenita com carbono. Como conseqüência, ocorre a precipitação de cementita entre as subunidades, procedente da austenita residual saturada. A quantidade de cementita precipitada depende da concentração de carbono da liga; quando o teor de carbono é baixo, a quantidade de cementita que se forma é
