- Universidade Federal Fluminense

Transcrição

PROGRAMA FRANCISCO EDUARDO MOURÃO SABOYA
DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA MECÂNICA
ESCOLA DE ENGENHARIA
UNIVERSIDADE FEDERAL FLUMINENSE
Dissertação de Mestrado
INFLUÊNCIA DA TEMPERATURA DE
SOLUBILIZAÇÃO NA MICROESTRUTURA,
TENACIDADE E MICRODUREZA DE UM
AÇO MARAGING CLASSE 300
VANESSA MILHOMEM SCHMITT
MAIO DE 2014
2
VANESSA MILHOMEM SCHMITT
INFLUÊNCIA DA TEMPERATURA DE SOLUBILIZAÇÃO NA
MICROESTRUTURA, TENACIDADE E MICRODUREZA DE
UM AÇO MARAGING CLASSE 300
Dissertação de Mestrado apresentada ao Programa Francisco Eduardo Mourão
Saboya de Pós-Graduação em Engenharia Mecânica da UFF como parte dos
requisitos para a obtenção do título de Mestre em Ciências em Engen haria
Mecânica
Orientadores: Prof. D. Sc. SÉRGIO SOUTO MAIOR TAVARES
Prof. D. Sc. JUAN MANUEL PARDAL
UNIVERSIDADE FEDERAL FLUMINENSE
NITERÓI, 21 DE MAIO DE 2014
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INFLUÊNCIA DA TEMPERATURA DE SOLUBILIZAÇÃO NA
MICROESTRUTURA, TENACIDADE E MICRODUREZA DE
UM AÇO MARAGING CLASSE 300
Esta Dissertação é parte dos pré-requisitos para a obtenção do título de
MESTRE EM ENGENHARIA MECÂNICA
Área de concentração: Mecânica dos Sólidos
Aprovada em sua forma final pela Banca Examinadora formada pelos professores:
Prof. Sérgio Souto Maior Tavares (D.Sc.)
Universidade Federal Fluminense
(Orientador)
Prof. Juan Manuel Pardal (D.Sc.)
(Orientador)
Prof. Maria da Penha Cindra Fonseca (D.Sc.)
Prof. Hamilton Ferreira Gomes de Abreu (D.Sc.)
Universidade Federal do Ceará
4
À minha querida família
5
Agradecimentos
A Deus por permitir mais essa conquista na minha vida e ter sido o grande provedor.
À minha família por ser meu porto seguro, por me incentivar a batalhar por meus objetivos.
Ao professor Juan Manuel Pardal pela dedicação e por compartilhar seu conhecimento para
conclusão dessa dissertação.
Ao professor Sérgio Souto Maior Tavares por toda sua contribuição para execução da
dissertação.
À professora Maria Cindra pelo carinho e apoio.
Ao professor Hamilton Ferreira por todo o auxílio e conhecimento transmitido na utilização
da técnica de EBSD.
Ao Centro Tecnológico da Marinha pela doação do aço maraging.
À Universidade Federal do Ceará por sua receptividade e colaboração na realização das
análises por EBSD.
Ao Instituto Federal do Rio de Janeiro unidade Paracambi pelo corte por eletroerosão.
À empresa DMCJ pelo corte e retificação dos corpos de prova.
Ao Instituto de Física da UFF, em especial ao professor Renato Bastos Guimarães pelas
realizações das difrações de Raios-X.
Ao Instituto Nacional de Tecnologia, em especial à Olivia Pereira pelas realizações de
MEV e análises EDS.
Aos usuários do LABMETT por todo apoio e auxílio na execução dos ensaios.
Aos amigos que deram seu apoio e colaboraram para essa conquista.
A todos os professores, funcionários e servidores que colaboraram para essa vitória.
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RESUMO
Os aços maraging fazem parte de uma classe especial de aços de ultra-alta resistência
mecânica contendo Ni-Co-Mo com extra baixo teor de carbono. No estado solubilizado
exibem uma grande ductilidade e tenacidade, produto da formação de uma estrutura
martensítica cúbica de corpo centrado (CCC). Nesta família de materiais o endurecimento é
atingido, posteriormente, por meio de um tratamento térmico de envelhecimento, em que
ocorre a precipitação de diversos compostos intermetálicos. Neste contexto, o presente
trabalho verificou a influência da temperatura de solubilização na microestrutura,
tenacidade e microdureza de um aço maraging classe 300. Portanto, caracterizou-se o
tamanho de grão da austenita prévia por difração de elétrons retroespalhados (EBSD) em
diversas condições de tratamento de solubilização. A condição de tratamento a 900°C
promoveu à formação de um grão austenítico de maior tamanho se comparada com as
outras três estudadas. Os resultados denotaram que esta condição de tratamento resultou
maiores valores de tenacidade e microdureza. Adicionalmente, foram levantadas curvas de
envelhecimento no intervalo de 480°C a 600°C para tempos de 15 a 240 minutos em
amostras previamente solubilizadas que forneceram o maior (900°C) e o menor (900-860820°C) tamanho de grão austenítico. Os resultados indicaram que as amostras previamente
solubilizadas de modo sequencial a 900ºC-860ºC-820ºC experimentaram uma cinética de
precipitação mais lenta sob condições de envelhecimento a 480 e 510°C.
Palavras-chaves:
Tenacidade.
Aços
Maraging;
Caracterização
microestrutural;
Microdureza;
7
ABSTRACT
The maraging steel is part of a special class of steels for ultra - high strength Ni- containing
Co -Mo with a low content of extra carbon. The solution treatment state exhibits a great
ductility and toughness because of formation a body-centered cubic (BCC) martensite. In
this family of materials the hardening is achieved often an aging heat treatment
consequence of precipitation of various intermetallic compounds occurs. In this context,
this study checked the influence of solution treatment temperature on microstructure ,
hardness and toughness of a maraging steel grade 300 . The size of the prior austenite grain
was investigated by electron backscatter diffraction (EBSD) in various treatment
conditions. The treatment condition at 900 ° C promoted the formation of a large austenitic
grain size compared with the other three treatment conditions studied. Results suggested
that this treatment condition showed higher values of toughness and hardness. Additionally,
curves were raised aging in the range 480 °C to 600 °C for times 15-240 minutes prior
solution treatment samples that gave the highest (900 °C) and lower ( 900-860-820 °C) size
austenitic grain . The results indicated that the previously solution treatment samples
sequentially at 900 ° C -860 ° C- 820 ° C experience a slower precipitation kinetics under
the conditions of aging at 480 and 510 ° C.
Keywords: Maraging steels; Microstructural characterization; Microhardness; Toughness.
8
Lista de Ilustrações
Figura 1 - Diagrama de Transformação Fe-Ni (18)............................................................................21
Figura 2 - Curva TTT esquemática do aço maraging (22).................................................................23
Figura 3 - Efeito endurecedor combinado do Mo e Co (12)..............................................................24
Figura 4 - Crescimento da austenita reversa entre as lâminas da martensita (31)..............................28
Figura 5 - Curvas de envelhecimento por precipitação. Amostras tratadas a 440ºC, 480ºC, 510ºC e
560ºC, aço maraging 300 (12)............................................................................................................32
Figura 6 - Curvas de envelhecimento de precipitação. Amostras tratadas a 560ºC, 600ºC e 650ºC,
aço maraging 300 (12)........................................................................................................................32
Figura 7 - Dureza vs. Tempo de envelhecimento a 440ºC, 500ºC, 560ºC e 650ºC (38)....................33
Figura 8 - Tratamento térmico de solubilização e de refino de grão (40)..........................................37
Figura 9 - Microestrutura do aço maraging classe 350 revelada com uso do regente eletrolítico com
10% de ácido crômico. Grãos de austenita prévia após solubilização a 1200ºC durante 8h
(40)......................................................................................................................................................38
Figura 10 - Origem das linhas de Kikuchi em virtude da difração do feixe de elétrons incidente
(44)......................................................................................................................................................42
Figura 11 - Linhas de Kikuchi obtidas pela difração de elétrons retroespalhados (44).....................42
Figura 12 - Esquema do funcionamento do EBSD (45).....................................................................44
Figura 13 - Disco do aço maraging classe 300 como recebido..........................................................45
Figura 14 - Esquema do tratamento térmico de solubilização na condição 1....................................47
Figura 18 - Forno tubular usado para a solubilização a 900ºC das amostras.....................................49
Figura 19 - Figura 19 – Mapeamento da microestrutura de um aço martensítico 16MND5 com o uso
do programa Chanel 5 (48).................................................................................................................55
Figura 20 - Reconstrução dos grãos da austenita prévia de um aço martensítico 16MND5 (48)......55
Figura 21 - Difratograma da amostra solubilizada na condição 4 e envelhecida posteriormente a
560ºC por 240 minutos.......................................................................................................................57
Figura 22 - Croqui da região da superfície de fratura investigada.....................................................58
Figura 23 - Microestruturas das amostras solubilizadas nas condições: 1 (A), 2 (B); 3 (C) e 4 (D)
com ataque de ácido crômico ............................................................................................................60
Figura 24- Microestrutura das amostras solubilizadas nas condições 1 (A) e 4 (B) com uso do
ataque Marble´s..................................................................................................................................61
Figura 25 - Microestrutura revelada pelo ataque de cloreto de ferro modificado para a condição
1..........................................................................................................................................................63
Figura 26 - Microestrutura revelada pelo ataque de cloreto de ferro modificado para a condição 1
(as setas indicam o contorno de grão da austenita prévia).................................................................63
Figura 27 - Microestrutura das amostras com ataque de cloreto de ferro nas condições 1 (A), 2 (B),
3 (C) e 4 (D)........................................................................................................................................64
Figura 28 - Imagens adquiridas pelo programa Channel 5 das amostras solubilizadas nas condições
1(A), 2 (B), 3(C) e 4(D)......................................................................................................................65
Figura 29 - Análise feita pelo programa Arpege na delimitação dos grãos (A) e da quantificação do
tamanho do grão (B) na condição 1 de tratamento.............................................................................66
9
Figura 33 - Curvas de envelhecimento das amostras previamente solubilizadas na condição 1........70
Figura 34 - Curvas de envelhecimento das amostras previamente solubilizadas na condição 4........71
Figura 35 - Curvas comparativas de envelhecimento a 480ºC das amostras previamente
solubilizadas nas condições 1 e 4.......................................................................................................72
Figura 39 - Difratogramas das amostras solubilizadas nas condições 1 e 4 e envelhecidas a 560ºC
por 4 horas..........................................................................................................................................76
por 4 horas..........................................................................................................................................76
por 2 horas..........................................................................................................................................77
Figura 42 - Comparação dos resultados de tenacidade obtidos para os corpos de prova nas
condições 1 e 4 de solubilização e envelhecidos a 480°C..................................................................79
Figura 46 - Imagem obtida por microscopia eletrônica de varredura (MEV) da superfície de fratura
após ensaio Charpy. Amostra solubilizada na condição 1.Aumento de 35X.....................................83
Figura 47 - Imagem obtida por microscopia eletrônica de varredura (MEV) da superfície de fratura
após ensaio Charpy. Amostra solubilizada na condição 1. Aumento de 250X..................................83
Figura 48 – Espectro de EDS da inclusão da Figura 47.....................................................................84
Figura 49 - Espectro de EDS da inclusão 2 da Figura 47...................................................................85
Figura 50 - Imagem obtida por Microscopia eletrônica de varredura das superfícies de fratura após
ensaio Charpy. Amostra solubilizada na condição 4. Aumento de 35X............................................86
Figura 51 - Imagem obtida por microscopia eletrônica de varredura das superfícies de fratura após
ensaio
Charpy.
Amostra
solubilizada
na
condição
4.
Aumento
de
250X...................................................................................................................................................87
Figura 52 - Imagem obtida por microscopia eletrônica de varredura das superfícies de fratura após
ensaio
Charpy.
Amostra
solubilizada
na
condição
4.
Aumento
de
1000X.................................................................................................................................................87
10
Lista de Tabelas
Tabela 1 - Composição nominal dos aços maraging (% massa) (13). ...............................................17
Tabela 2 - Propriedades mecânicas dos aços maraging (13). ............................................................17
Tabela 3 - Composição química dos aços sem cobalto (% em peso) (14). .......................................20
Tabela 4 - Fases precipitadas no tratamento de envelhecimento dos aços maraging (14). ...............23
Tabela 5 - Composição química do aço maraging PH 13-8 Mo (37). ...............................................31
Tabela 6 - Tratamentos de envelhecimento realizados no aço maraging PH 13-8 Mo (37). ............31
Tabela 7 - Propriedades Mecânicas de um aço maraging classe 350 em diversas condições de
tratamento (25). .................................................................................................................................34
Tabela 8 - Resultados do ensaio da energia absorvida ao impacto (Charpy), em amostras de
tamanho reduzido, para diferentes condições de envelhecimento (12). ............................................35
Tabela 9 - Valores de tenacidade ao impacto de corpos de prova de aço maraging 350 solubilizados
e envelhecidos em diferentes condições (38). ...................................................................................35
Tabela 10 - Efeito do tratamento térmico na tenacidade (40). ..........................................................38
Tabela 11- Composição química do aço maraging classe 300 estudado. ..........................................46
Tabela 12 - Condições de solubilização e de envelhecimento. Caracterizações realizadas nas
amostras e corpos de prova em cada condição. .................................................................................51
Tabela 13 - Correlação da energia absorvida por impacto em corpos de prova convencionais e de
tamanho reduzido (47). ......................................................................................................................52
Tabela 14 - Ataques utilizados para revelar a microestrutura do aço maraging 300. ........................53
Tabela 15 - Ataque utilizado para revelar contorno de grão da austenita prévia do aço maraging 300.
............................................................................................................................................................53
Tabela 16 - Dados obtidos da difração de Raios-X nas amostras solubilizadas. ..............................61
Tabela 17 - Tamanho da profundidade do cristalito nas diversas condições de solubilização..........62
Tabela 18 - Tamanho médio do grão da austenita prévia nas diferentes condições de solubilização
obtidos pelo programa Arpege ..........................................................................................................68
Tabela 19 - Medições de microdureza nas condições solubilizadas. ................................................69
Tabela 20 - Valores de tenacidade levantados nas amostras solubilizadas. ......................................69
Tabela 21 - Resultados de energia absorvida Charpy nas amostras com condição 1 de solubilização.
............................................................................................................................................................78
Tabela 22 - Resultados de energia absorvida Charpy nas amostras com condição 4 de solubilização.
............................................................................................................................................................78
Tabela 23 - Porcentagem em peso dos elementos que compõem a inclusão 1. ................................84
Tabela 24 - Porcentagem em peso dos elementos que compõem a inclusão 2. ................................85
11
SUMÁRIO
CAPÍTULO 1 ..................................................................................................................13
1. INTRODUÇÃO ..............................................................................................................13
CAPÍTULO 2 ..................................................................................................................15
2. REVISÃO BIBLIOGRÁFICA ......................................................................................15
2.1 HISTÓRICO DOS AÇOS MARAGING .................................................................................15
2.2 CARACTERÍSTICAS DA TRANSFORMAÇÃO MARTENSÍTICA ........................................20
2.3 TRANSFORMAÇÕES DURANTE O ENVELHECIMENTO ..................................................22
2.4 REVERSÃO DA AUSTENITA .............................................................................................26
2.5 EFEITOS DOS ELEMENTOS DE LIGA ..............................................................................28
2.6 PROPRIEDADES MECÂNICAS DOS AÇOS .......................................................................30
2.7 TRATAMENTOS TÉRMICOS DE SOLUBILIZAÇÃO E REFINO DE GRÃO ........................36
2.8 TÉCNICAS DE ANÁLISE ...................................................................................................39
2.8.1 Difração de Raios-X ..........................................................................................................39
2.8.2 EBSD ..............................................................................................................................41
CAPÍTULO 3 ..................................................................................................................45
3. MATERIAIS E MÉTODOS ..........................................................................................45
3.1 MATERIAL .......................................................................................................................45
3.2 PREPARAÇÃO DAS AMOSTRAS ......................................................................................46
3.2.1 Corte ..............................................................................................................................46
3.2.2 Tratamentos Térmicos ......................................................................................................47
3.3 PROPRIEDADES MECÂNICAS .........................................................................................51
3.3.1 Medições de Microdureza ..................................................................................................51
3.3.2 Ensaio de Impacto ............................................................................................................52
3. 4 MICROSCOPIA ÓTICA ....................................................................................................53
3.5 EBSD.................................................................................................................................53
3.6 DIFRAÇÃO DE RAIOS-X ...................................................................................................56
3.7 MICROSCOPIA ELETRÔNICA DE VARREDURA (MEV) ...................................................57
CAPÍTULO 4 ..................................................................................................................59
4. RESULTADOS E DISCUSSÕES .................................................................................59
4.1 CARACTERIZAÇÃO MICROESTRUTURAL DO TAMANHO DE GRÃO DAS AMOSTRAS
SOLUBILIZADAS ...................................................................................................................59
4.1.1 Microscopia Ótica e Difração de Raios – X ..........................................................................59
4.1.1.1 Microscopia ótica ............................................................................................................59
4.1.1.2 Difração de Raios-X ......................................................................................................61
4.1.2 Microscopia ótica e EBSD .................................................................................................62
4.1.2.1 Microscopia ótica ............................................................................................................62
4.1.2.2. EBSD ...........................................................................................................................65
4.2 PROPRIEDADES MECÂNICAS .........................................................................................68
4.2.1 Amostras solubilizadas ......................................................................................................68
4.2.2 Amostras solubilizadas e envelhecidas .................................................................................69
4.2.2.1Microdureza ....................................................................................................................70
12
4.2.2.2 Tenacidade .....................................................................................................................77
4.2.2.2.1 Análise das superfícies de fratura ....................................................................................82
CAPÍTULO 5 ..................................................................................................................88
5. CONCLUSÕES ..............................................................................................................88
CAPÍTULO 6 ..................................................................................................................90
6. SUGESTÕES DE TRABALHOS FUTUROS .............................................................90
CAPÍTULO 7 ..................................................................................................................92
7. REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS .........................................................................92
13
CAPÍTULO 1
1
INTRODUÇÃO
Os aços maraging fazem parte de uma classe especial de aços de ultra-alta
resistência mecânica contendo Ni-Co-Mo com extra baixo teor de carbono. No estado
solubilizado exibem uma grande ductilidade e tenacidade produto da formação de uma
estrutura martensítica cúbica de corpo centrado (CCC). Nesta família de materiais o
endurecimento é atingido por meio de um tratamento térmico de envelhecimento, em que
ocorre a precipitação de diversos compostos intermetálicos. Diferentemente dos aços
convencionais de alta resistência mecânica, eles possuem certas características particulares,
tais como estabilidade dimensional durante o endurecimento pelo processo de
envelhecimento térmico, adequada soldabilidade e boa combinação de resistência mecânica
e tenacidade, o que os torna atraentes para muitas aplicações, desde a aeroespacial até em
equipamentos esportivos.
Neste sentido, o presente trabalho pretende avaliar a influência do tratamento
térmico de solubilização, na microestrutura, tenacidade e microdureza em um aço maraging
classe 300. Caracterizações por difração de elétrons retroespalhados (EBSD) e microscopia
ótica foram realizadas de modo a determinar o tamanho de grão da austenita em amostras
previamente solubilizadas em diversas condições de tratamento térmico. Neste trabalho
foram avaliados os seguintes tratamentos de solubilização: 900ºC, 900ºC – 860ºC, 900ºC –
820ºC, 900ºC – 860ºC – 820ºC. A condição de solubilização em tratamentos sequenciais a
900ºC – 860ºC – 820ºC, apresentou o menor tamanho da austenita prévia, assim como do
tamanho dos cristalitos de martensita. Em contrapartida, a condição de solubilização a
14
900ºC forneceu os maiores valores de tamanho de grão da austenita e dos cristalitos de
martensita. Paradoxalmente, esta última condição exibiu maiores valores de microdureza e
tenacidade. Adicionalmente, foram levantadas as curvas de envelhecimento no intervalo de
480ºC a 600ºC para tempos de 15 a 240 minutos em amostras previamente solubilizadas
que forneceram o maior (900ºC) e o menor (900 – 860 – 820ºC) tamanho de grão
austenítico. Esta análise complementar teve por intuito verificar a influência do tamanho de
grão da austenita prévia na cinética de precipitação dos compostos intermetálicos, assim
como a formação de austenita reversa durante o envelhecimento. Os resultados indicam que
as amostras previamente solubilizadas de modo sequencial a 900 – 860 – 820ºC
experimentam uma cinética de precipitação mais lenta sob condições de envelhecimento a
480 a 510ºC. No entanto, manifesta-se um superenvelhecimento mais prematuro na
condição de envelhecimento a 560ºC promovendo um aumento da tenacidade em relação às
amostras solubilizadas a 900ºC. Análises complementares por MEV das superfícies de
fratura dos corpos de prova Charpy permitiram correlacionar as características da fratura
com os valores de tenacidade levantados em ambas as condições de tratamento.
15
CAPÍTULO 2
2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
2.1 HISTÓRICO DOS AÇOS MARAGING
Com o término da Segunda Guerra Mundial coexistiram duas formas de sociedades
completamente distintas na configuração e na natureza: a sociedade capitalista e a
sociedade socialista. Essas novas formações desencadearam a chamada Guerra Fria,
caracterizada pelo confronto político, militar, econômico e ideológico entre os Estados
Unidos da América e a antiga União das Repúblicas Socialistas Soviéticas. Com isso,
pesquisas para desenvolvimento de materiais mais eficazes em resistência e tenacidade
foram iniciadas e, tão logo, no final da década de 50, surgia uma família de aços de alta
resistência mecânica e tenacidade, denominada aços maraging. Este nome é devido ao
mecanismo de endurecimento que consiste em uma transformação martensítica (mar)
seguida de envelhecimento (aging) (1).
Inicialmente, estes aços foram desenvolvidos por Clarence George Bieber na
International Nickel Company (Inco Ltd.), resultando na criação das ligas contendo níquel
(Ni) como elemento base, com teores de 25%(Ni) e 20%(Ni) e, apresentando uma matriz
martensítica Fe-Ni. Além disso, estas ligas possuíam adições dos elementos titânio (Ti),
alumínio (Al) e nióbio (Nb). Deste modo, as ligas produzidas, eram endurecíveis por meio
de tratamento térmico de envelhecimento e, a temperatura de transformação da austenita
para martensita era controlada somente com o ajuste do conteúdo do níquel. Porém, elas
apresentaram fragilidade no envelhecimento e baixa razão entre a tenacidade à fratura e
16
limite de resistência, e sendo então, substituídas por novas composições dessa classe de
aços (2-7).
Em 1962, dando prosseguimento a essas análises, Decker et al. (5) observaram um
apreciável endurecimento na martensita Fe-Ni, quando foram adicionados simultaneamente
cobalto (Co) e molibdênio (Mo). O sistema de endurecimento Co-Mo acontece devido a um
efeito sinérgico, ou seja, o efeito simultâneo que os dois elementos apresentam ao se
combinarem, pois, a presença do cobalto ocasiona a diminuição da solubilidade do
molibdênio na matriz martensítica propiciando a formação de maior quantidade de
precipitados durante o envelhecimento. Eles notaram também que adições de titânio
produziram um efeito endurecedor suplementar (8, 9).
Em meados da década de 60 Floreen estudou o endurecimento por envelhecimento
de ligas ternárias Fe-Ni-X, em que o X representava os elementos: alumínio (Al), berílio
(Be), nióbio (Nb), manganês (Mn), molibdênio (Mo), silício (Si), tântalo (Ta), titânio (Ti)
ou tungstênio (W). Ao realizar uma análise comparativa da mesma porcentagem atômica de
todos os elementos citados, verificou-se que o Ti apresentou o maior efeito endurecedor,
dentre todos os estudados. Em continuidade a esses estudos, Floreen e Speich (11)
analisaram o endurecimento por envelhecimento de ligas quaternárias Fe-18Ni-8Co-X
(onde X foram os elementos Al, Be, Mn, Mo, Nb, Si e Ti). Nesse estudo verificou-se que as
ligas contendo adições dos elementos citados com exceção do molibdênio apresentavam
um endurecimento por solução sólida. Já as ligas contendo molibdênio tiveram um
endurecimento significativo e maior tenacidade ao impacto (10, 11).
Posteriormente, uma família de aços maraging comercial baseada no sistema
quaternário Fe-18Ni-Co-Mo foi desenvolvida. Esta classe obteve destaque por apresentar
simplicidade no tratamento térmico, resistência e tenacidade mais consistentes após o
endurecimento. Estes aços são apresentados nas classes 200, 250, 300 e 350, onde estes
números referem-se ao limite de resistência das ligas na unidade Ksi. Fazendo-se uma
correlação para unidade Pascal (Pa) tem-se: 200 Ksi (1379 MPa), 250 Ksi (1724 MPa),
300 Ksi (2068 MPa) e 350 Ksi (2413 MPa). A obtenção desses diferentes níveis de
resistência é função dos teores dos elementos de liga adicionados (12).
As Tabelas 1 e 2 apresentam, respectivamente, as composições químicas usuais de
aços maraging 18% Ni das classes 200, 250, 300, 350 e suas propriedades mecânicas.
17
Tabela1: Composição nominal dos aços maraging (% massa) (13).
Elemento
Ni
Co
Mo
Ti
Al
C max
Si max
Mn max
Si+Mn max
S max
P max
18 Ni 200
17,00-19,00
8,00-9,00
3,00-3,50
0,15-0,25
0,05-0,15
0,03
0,10
0,10
0,20
0,01
0,01
18 Ni 250
17,00-19,00
7,50-8,50
4,60-5,20
0,30-0,50
0,05-0,15
0,03
0,10
0,10
0,20
0,01
0,01
18 Ni 300
17,00-19,00
8,50-9,50
4,60-5,20
0,50-0,80
0,05-0,15
0,03
0,10
0,10
0,20
0,01
0,01
18 Ni 350
17,50-18,50
12,00-12,50
3,80-4,60
1,40-1,70
0,10-0,15
0,03
0,10
0,10
0,20
0,005
0,005
Tabela 2: Propriedades mecânicas dos aços maraging (13).
Propriedade
Condição
18 Ni 200
18 Ni 250
18 Ni 300
Solubilizada
800
800
790
Tensão de
Escoamento Solubilizada e
1310-1550 1650-1830 1790-2070
(MPa)
Envelhecida
Solubilizada
1000
1010
1010
Limite de
Resistência Solubilizada e
1340-1590 1690-1860 1830-2100
(MPa)
Envelhecida
Solubilizada
Alongamento
Solubilizada e
(%)
Envelhecida
Solubilizada
Redução em
Solubilizada e
Área (%)
Envelhecida
18 Ni 350
830
2390
1150
2460
17,0
19,0
17,0
18,0
6,0-12,0
6,0-10,0
5,0-10,0
8,0
79,0
72,0
76,0
70,0
35,0-67,0
35,0-60,0
30,0-50,0
36,0
A redução gradual do teor de níquel com o aumento dos teores de Co e Mo, levou
ao desenvolvimento de aços maraging da classe 400 Ksi (2800 MPa). Algumas das
composições desenvolvidas foram: 15Ni-25Co-7Mo (5), 13Ni-15Co-10Mo-0,2Ti (1). É
interessante observar que nestes aços o teor de titânio é significativamente menor que nas
18
classes 300 e 350, o que parece que é efetuado com o intuito de preservar a tenacidade do
material (12).
A família Fe-18Ni-Co-Mo dos aços maraging apresenta como características
principais: ductilidade; tenacidade; alta resistência mecânica; uma razoável condição de
trabalho a frio devido ao baixo teor de carbono (<0,02%) e ao alto teor de níquel; boa
soldabilidade; e uma estrutura cúbica de corpo centrada (CCC) oriunda da transformação
por cisalhamento (2, 5, 9). Este conjunto de características permite que este aço tenha
diversas aplicações: nas partes estruturais de veículos espaciais como o foguete e o jipe
lunar; em moldes para injeção de plásticos e alumínio; em componentes de aeronaves com
utilização militar; em células de carga para medição de força; em dispositivos para
transmissão mecânica na indústria automobilística; na área nuclear através da construção de
rotores das ultracentrífugas que enriquecem o urânio; além de utilizações mais simples
como quadros de bicicletas e tacos de golfe (14).
Conforme comentado os aços maraging são praticamente isentos de carbono e são
martensíticos na condição solubilizada, podendo ser facilmente usinados nesta condição (a
estrutura martensítica Fe-Ni é de baixa dureza e não exige velocidades de resfriamento
elevadas para sua formação). O endurecimento ocorrerá pelo envelhecimento da estrutura
martensítica, a uma temperatura da ordem de 440oC a 650oC, dependendo do aço e das
propriedades desejadas para o produto. No envelhecimento precipitam-se compostos
intermetálicos à base de Ni, Ti, Mo e Fe. A precipitação fina destes compostos constitui o
principal mecanismo de endurecimento dos aços maraging (2, 5, 9, 12).
A fabricação destes aços é realizada por um processo especial, com fusão em forno
de indução a vácuo (VIM), e posteriormente submetidos a um processo de refusão a arco
sob vácuo (VAR) ou por escória eletrocondutora (ESR), com o intuito de garantir as
propriedades mecânicas características dos maraging e minimizando segregações e
formação de inclusões (15).
O processo de fusão em forno de indução a vácuo (VIM) é, normalmente, utilizado
por proporcionar um maior controle dos elementos residuais, mantendo-os os mais baixos
possíveis e, com isso garantindo aos aços maraging uma boa tenacidade. Devido ao
aquecimento por indução, sem contato com o metal e, portanto, sem contaminação, obtémse um excelente controle da temperatura e uma elevada homogeneidade. Com o
19
processamento sob vácuo evita-se a contaminação e oxidação pela atmosfera, permitindo a
adição de elementos reativos (Al, Ti) (15, 16).
Os processos de refusão VAR e ESR permitem a realização de uma solidificação
progressiva, além do refino do metal. As diferenças entre os processos ESR e VAR estão na
fonte de calor para fusão do material e na atmosfera do processo. No processo VAR, ao
invés de se aquecer a escória por efeito Joule, forma-se um arco elétrico entre o eletrodo a
ser refundido e o lingote refinado. O processo VAR se realiza sob vácuo, havendo
inexistência de escória. Já o processo ESR consiste, basicamente, de um circuito em série,
constituído pelo eletrodo a ser refinado (normalmente um lingote elaborado pelo processo
VIM), um banho de escória e o lingote refinado, em formação, no interior de uma lingoteira
de cobre refrigerada a água. O calor gerado pela corrente atravessando a escória
eletrocondutora (efeito Joule) funde a ponta do eletrodo. As gotas de metal líquido
atravessam a escória altamente reativa, caindo na poça líquida que se solidifica
progressivamente para formar o lingote refinado. O contato com a escória de composição
especialmente selecionada, a alta temperatura, remove grande parte das inclusões, além do
enxofre, que normalmente é inferior a 0,003% após a fusão a ESR (15, 16).
Até o fim da década de 70 as pesquisas referentes a esta família de aços estavam
estagnadas, apenas após o aumento exacerbado do preço do cobalto novos estudos
passaram a ser feitos em busca de uma nova classe de aços. Então surgiu uma classe com
teor reduzido ou nulo de cobalto, teor reduzido de molibdênio e teores elevados de titânio,
com o intuito de obter uma estrutura totalmente martensítica e níveis de resistência
mecânica elevados. A Tabela 3 descreve a composição química desses aços (14).
20
Tabela 3: Composição química dos aços sem cobalto (% em peso) (14).
Elemento
Ni
Mo
Ti
Al
Si max
Mn max
C max
S max
P max
18 Ni 200
18 Ni 250
18 Ni 300
sem Cobalto sem Cobalto sem Cobalto
18,50
3,00
0,70
0,10
0,10
0,10
0,03
0,01
0,01
18,50
3,00
1,40
0,10
0,10
0,10
0,03
0,01
0,01
18,50
4,00
1,85
--------0,10
0,10
0,03
0,01
0,01
Outros estudos foram realizados com o objetivo de reduzir os custos dos elementos
de ligas utilizados, cabe destaque às pesquisas que substituem total ou parcialmente o teor
de níquel por manganês, devido à similaridade dos diagramas Fe-Ni e Fe-Mn. Uma liga de
aço maraging experimental com manganês custa em torno de 40 vezes menos que a liga
comercial com níquel, entretanto, na liga experimental ocorre a segregação do manganês no
contorno de grão da austenita, causando fragilização e, afetando negativamente os valores
de tenacidade, dureza e limite de resistência (14, 17).
2.2 CARACTERÍSTICAS DA TRANSFORMAÇÃO MARTENSÍTICA
As transformações de fase dos aços maraging são compreendidas com o auxílio do
diagrama Fe-Ni, representado pela Figura 1, evidenciando a transformação da austenita
para martensita no resfriamento. Essa transformação não ocorre até que seja atingida a
temperatura de início de formação da martensita (Mi), a qual deve ser alta para que se
obtenha uma estrutura totalmente martensítica na temperatura ambiente. Esta martensita (α)
apresenta uma estrutura cúbica de corpo centrado (CCC), destacando-se que esta
transformação é dada pelo mecanismo adifusional de cisalhamento (4, 9, 12, 14).
21
Figura 1 – Diagrama de Transformação Fe-Ni (18).
Microestruturas diversas podem ser obtidas no resfriamento da fase austenítica (g)
dependendo do teor de níquel da liga. Para teores entre 0 e 5% Ni, independente da taxa de
resfriamento, a estrutura resultante é composta por grãos equiaxiais de ferrita; na faixa entre
5 e 10% de Ni a ferrita se forma a taxas baixas de resfriamento e a martensita em ripas a
taxas altas; nos teores entre 10 e 25% de Ni obtem-se a estrutura martensítica em ripas
independente da taxa de resfriamento; por último, as ligas cujos conteúdos aproximados de
níquel são maiores que 25%, a transformação martensítica acontecerá abaixo da
temperatura ambiente, observando-se uma microestrutura martensítica maclada (12, 14,
15).
Geralmente a martensita na forma de ripas é preferível em aços maraging, pois após
o envelhecimento esta estrutura é a que apresenta maiores valores de dureza e tenacidade.
A martensita em ripas consiste de diversos pacotes dentro de cada grão da austenita
primária e numerosos blocos dentro de cada pacote. Elas são caracterizadas por uma alta
densidade de discordâncias emaranhadas (19, 20).
22
A alta densidade e distribuição uniforme de discordâncias dentro das ripas da
martensita promovem um aumento na resposta ao tratamento térmico de envelhecimento
devido ao grande número de sítios preferenciais para nucleação de compostos
intermetálicos. As discordâncias também aumentam a taxa de difusão de soluto por prover
caminhos preferenciais para a difusão (19, 20, 21).
A morfologia da martensita é dependente principalmente da temperatura Mi e da
energia de falha de empilhamento (EFE). A redução da temperatura Mi ou o crescimento da
EFE favorecem à formação da martensita maclada. A EFE pode ser modificada apenas pela
inclusão apropriada de elementos de liga (12).
Altas temperaturas de início da transformação (Mi) favorecem à formação da
martensita em ripas. Dessa forma, a adição de elementos de liga que diminuem a Mi como
Ni, Ti, Mo deve ser cuidadosa, pois favorece à formação da martensita maclada. Entretanto,
esses elementos são responsáveis pelos mecanismos de envelhecimento. A adição de
cobalto tem um papel relevante, pois, aumenta a Mi permitindo adição de maiores teores de
elementos de liga; assim sendo na ausência deste, os níveis de Ni, Mo e Ti devem ser
diminuídos. Além dos elementos citados o Cr também diminui a Mi, porém com menor
influência, já o alumínio em adições de até 0,2% aumenta ligeiramente a Mi, o que justifica
a sua presença em 0,1% nos aços maraging de graus comerciais (12, 20).
2.3 TRANSFORMAÇÕES DURANTE O ENVELHECIMENTO
O endurecimento dos aços maraging é realizado através do tratamento térmico de
envelhecimento geralmente à temperatura de 480ºC, com variações no tempo de acordo
com a série. Nas séries 200, 250 e 300 é na faixa de 3 a 8 horas, enquanto na série 350 na
faixa de 6 a 8 horas. O objetivo é obter uma distribuição muito fina de precipitados, os
quais propiciam um elevado limite de resistência (14, 15). As fases precipitadas são
detalhadas na Tabela 4 e no diagrama temperatura - tempo - transformação (TTT)
explicitado esquematicamente na Figura 2 (14).
23
Tabela 4- Fases precipitadas no tratamento de envelhecimento dos aços maraging (14).
Fases
Estequiometria
Estrutura
Cristalina


S
X
Fe2Mo
Ni3(Ti,Mo)
Ni3Mo
A7B6
A2B
A8B
A3B
A2B
A3B
A3B
Romboédrica
Hexagonal
Hexagonal
Hexagonal
Hexagonal
Hexagonal
Ortorrômbica
Figura 2 – Curva TTT esquemática do aço maraging (22).
O endurecimento por envelhecimento inicialmente resulta da precipitação de
compostos intermetálicos. Essa precipitação ocorre, normalmente, nas discordâncias e
contornos das ripas de martensita, produzindo uma fina e uniforme distribuição de
partículas coerentes. O principal elemento endurecedor é o molibdênio que no
envelhecimento inicial forma o Ni3Mo com uma estrutura ortorrômbica. Esta fase
24
metaestável forma-se, inicialmente, devido ao seu melhor ajuste do reticulado com a matriz
martensita (CCC). O crescimento posterior do Ni3Mo atinge o seu limite máximo e,
posteriormente, o envelhecimento proporcionará o início da dissolução do Ni3Mo. O titânio
que, normalmente, está presente nos aços maraging promove um endurecimento adicional
através da precipitação do Ni3Ti que tem uma estrutura hexagonal (15).
Conforme comentado, uma grande descoberta no endurecimento do aço maraging
foi devido à combinação do Co com o Mo. As reações do Mo na presença do Co iniciam-se
com uma zona rica em Mo na condição do subenvelhecimento. Com o envelhecimento, o
precipitado Ni3Mo ortorrômbico é formado, sendo esta reação acelerada pelo Co, conforme
explicado previamente. Esta fase, contudo, é metaestável e após um período de
envelhecimento transforma-se na fase de Laves do tipo Fe2 (Mo, Ti) hexagonal. A Figura 3
exemplifica o efeito endurecedor combinado do Co com o Mo (15).
Figura 3 – Efeito endurecedor combinado do Mo e Co (12).
25
O endurecimento dos aços maraging é muito rápido, sendo o mesmo atribuído à
inexistência de um período de incubação acompanhado pela reação de precipitação. A
ausência de um estágio de incubação e a acelerada difusão proporcionada pela alta
densidade de discordâncias na matriz martensítica é, normalmente, citada como a razão da
rápida cinética de endurecimento. Este comportamento foi observado, quando o aço
maraging 250, previamente solubilizado, é envelhecido a uma temperatura de 460°C. Após
um curto tempo nesta temperatura (± 3 minutos), ocorre um aumento significativo na
dureza (de 283HV para 428 HV) e, a partir daí, há um aumento gradativo da dureza,
atingindo um valor máximo de 558 HV no tempo de 3 horas (23). Porém, quando é
submetido a períodos longos de envelhecimento, a sua resistência mecânica tenderá a
diminuir. Esta diminuição é devido ao superenvelhecimento que causa o coalescimento dos
precipitados e o início da reversão à austenita. A decomposição do Ni3Mo e formação de
Fe2Mo com a consequente liberação de níquel tem sido proposta como a causa da formação
da austenita. Cabe ressaltar que algumas vezes, a austenita é formada intencionalmente para
aumentar a fabricabilidade de componentes ou o seu desempenho em serviço, como por
exemplo, na fabricação de matrizes para peças de alumínio (15).
Além dos precipitados endurecedores dos aços maraging, outros tipos de inclusões
são encontradas normalmente nestes aços, como, por exemplo, as partículas de Ti(C, N),
entretanto estas partículas são iniciadoras de trincas e consequentemente redutoras de
tenacidade. Deste modo, para evitar a formação delas diminui-se os teores de C e N (15).
O tamanho extremamente fino dos precipitados formados nos aços maraging
representa um dos fatores importantes para aumentar as propriedades mecânicas deste aço.
O efeito dominante no aumento das propriedades mecânicas corresponde às diminuições do
tamanho dos precipitados e do espaçamento entre eles. O modelo de Orowan exemplifica o
aumento na tensão de escoamento devido à presença dos precipitados como analisado na
Equação 1 (11, 12).
26
= Limite de escoamento da liga envelhecida;
= Limite de escoamento da liga não envelhecida;
G = módulo de cisalhamento;
b = vetor de burgers.
= espaçamento entre os precipitados
Um outro fator importante para se obter alta resistência mecânica é o aumento da
porcentagem volumétrica dos precipitados. Os altos níveis de resistência mecânica nos aços
maraging 18Ni estão relacionados à altíssima porcentagem volumétrica obtida ao se usar a
combinação dos elementos Co e Mo (15).
2.4 REVERSÃO DA AUSTENITA
O estudo da reversão da austenita apresenta grande relevância devido às mudanças
que a transformação de fase (α→ γ) pode acarretar nas propriedades mecânicas dos aços
maraging após tempos prolongados de tratamentos térmicos de envelhecimento conhecidos
como superenvelhecimento. A reversão da austenita nos aços maraging é comumente
atribuída ao enriquecimento de níquel da matriz cúbica de corpo centrado. Esse
enriquecimento geralmente está associado à dissolução de precipitados do tipo Ni3X (X=
Mo, Ti) e à formação de compostos intermetálicos Fe-Mo (Fe7Mo ou Fe2Mo) (24-27).
A austenita pode ser introduzida na microestrutura dos aços maraging através de
dois métodos diferentes de tratamento térmico. No primeiro modo a liga é aquecida
isotermicamente à temperatura na qual acontece a dissolução dos precipitados
intermetálicos por tempos prolongados de envelhecimento, e então, pode ocorrer a
formação da austenita nas regiões onde o conteúdo de níquel é alto, comumente
denominada de “austenita reversa”. No segundo método, o maraging deve ser submetido a
um ciclo térmico entre a temperatura ambiente e a temperatura Af, na qual a transformação
austenítica é completada. A partir dessa temperatura deverá ser realizado um resfriamento
rápido antes mesmo que a austenita atinja o seu equilíbrio em Af, existindo assim
27
heterogeneidades em sua composição. Nas regiões em que a austenita é pobre em
elementos de liga ocorre a reação martensítica, e nas regiões ricas em Ni, Co, Mo e Ti a
austenita não se transforma, sendo chamada de “austenita retida” (12, 28).
A cinética de formação da austenita reversa é influenciada pelos teores de níquel,
molibdênio, cobalto e titânio. Maiores teores de Ni e Mo aceleram a reversão, enquanto
maiores teores de Co e Ti retardam a formação da mesma (15).
A austenita pode apresentar mudanças de morfologia com o aumento da temperatura
e o tempo de superenvelhecimento. A sua nucleação na forma de ripas ocorre nos contornos
de grão primário e nos contornos das ripas de martensita, enquanto a austenita na
morfologia de placas (Widmanstatten) foi observada dentro das ripas da martensita.
Pesquisas realizadas por Li e Yin (26) revelaram que a austenita na forma de ripas é
formada em temperaturas mais baixas do que a austenita de placas.
O aumento da temperatura de superenvelhecimento traz como consequência a
diminuição do teor de Ni necessário para formar os dois tipos de austenita, devido à
natureza difusional desta reação. Como sugerem Li e Yin (26), o níquel presente na
composição dos precipitados Ni3(Mo, Ti) dissolvidos dando a origem à formação de
austenita reversa e o molibdênio na formação de Fe2Mo. Porém, a reversão da martensita
também pode envolver um movimento de cisalhamento em altas temperaturas. Li e Yin
(26) observaram que a austenita na forma de ripas e placas possuíam maclas após
tratamentos térmicos a 640ºC, indicando que esta reação pode ser dominada por
cisalhamento, mas ocorre por um anterior ou simultâneo processo de difusão controlada.
Li e Yin (26) também verificaram a relação de orientação de Kurdjumov- Sachs (KS) nos dois tipos de austenita, ou seja, as relações do tipo
. Por outro lado, trabalhos publicados tanto por Farooque et al. (29) e por Atsmon &
Rosen (30). sugeriram que as relações de orientação entre a martensita e a austenita reversa
podem ser dos tipos Kurdjumov- Sachs (K-S) e Nishyana- Wassermann (N-W) (relações de
orientação
). Atsmon & Rosen (30) propuseram que
o crescimento da austenita na forma de placas formadas no interior das ripas de martensita
obedece a essas relações de orientação simultaneamente, conforme verificado na Figura 4.
28
Figura 4 – Crescimento da austenita reversa entre as lâminas ou ripas da martensita (31).
2.5 EFEITOS DOS ELEMENTOS DE LIGA
A composição química dos primeiros aços maraging incluía apenas os elementos
níquel, titânio e alumínio. Decker e seus colaboradores dando continuidade ao trabalho
iniciado por C.G. Bieber descobriram que, uma boa resposta ao envelhecimento, era obtida
numa matriz de ferro com 18%Ni e adições de cobalto e molibdênio (15).
Como comentado, os aços maraging têm um alto conteúdo dos elementos níquel,
cobalto e molibdênio e um teor baixíssimo de carbono. O carbono, de fato é considerado
como uma impureza nestes aços, com o intuito de se minimizar a formação de carboneto de
titânio (TiC), que pode ser prejudicial à resistência mecânica, ductilidade e tenacidade (9,
15).
Além do níquel, outros elementos de liga presentes nos aços maraging normalmente
abaixam a faixa de temperatura de transformação da martensita (Mi e Mf, temperaturas de
início e final da transformação da martensita), com exceção do cobalto que aumenta essa
faixa (9, 15).
O alto teor de Ni na presença do molibdênio estimula à formação da fase Ni3Mo no
envelhecimento, ao invés da formação da fase de Laves (Fe2Mo) que se forma a
temperaturas bem mais altas e períodos prolongados, no superenvelhecimento. A liga Fe-Ni
exibe altíssima resistência para composições contendo 18% Ni, porém essa resistência
29
diminui rapidamente acima de 24% Ni devido à retenção da austenita na estrutura
martensítica (15, 31).
Nos aços maraging tradicionais o molibdênio é o principal agente endurecedor. Na
faixa de 2 a 5%, ele causa o endurecimento por envelhecimento em torno de 14,3 kg/mm 2
para cada 1% adicionado, pela precipitação da fase Ni3Mo. Porém, em teores superiores a
5% causam a fragilização. Este elemento tende a segregar durante a solidificação,
induzindo a anisotropia da plasticidade e ductilidade (12, 15, 32).
O cobalto não participa diretamente do endurecimento por envelhecimento, pois não
forma precipitados com o ferro, níquel, molibdênio ou titânio, nas ligas do aço maraging
18%Ni. Conforme comentado, a sua principal contribuição consiste em diminuir a
solubilidade do molibdênio na matriz martensítica e, assim, aumentar a quantidade do
precipitado Ni3Mo formado durante o endurecimento por envelhecimento. O cobalto na
faixa de 6 a 9% aumenta o limite de resistência à tração em torno de 6 kg/mm2 para cada
porcentagem de cobalto adicionado (9, 15, 31).
O titânio nos aços tradicionais age como um agente suplementar de endurecimento.
Contudo, o aumento no teor de titânio acarretará no aparecimento de "filmes" de Ti(C, N)
nos contornos dos grãos, fragilizando os aços. Recomenda-se o uso de aços com teor de
titânio não muito elevado, mas caso tenha que se utilizar um aço com teor mais elevado
deste elemento, deve-se diminuir o teor de carbono ao máximo, pois esses elementos
possuem afinidade para a formação de carbonetos. O Ti proporciona um aumento no limite
de resistência de 6 a 7 kg/mm2 para cada 0,1% do elemento adicionado. Durante a
solidificação do aço, este elemento tende a segregar ou precipitar nos contornos de grãos da
austenita na forma de carbonitretos Ti (C, N), causando anisotropia da plasticidade e
reduzindo a ductilidade (6, 15, 33).
O alumínio é adicionado aos aços maraging 18%Ni como um agente desoxidante.
Este elemento aumenta o limite de resistência em aproximadamente 6,0 kg/mm2 para cada
0,1% adicionado. Promove, ainda, um endurecimento limitado da martensita e, em
concentrações superiores a 0,20%, diminui a ductibilidade antes e após o envelhecimento
(3, 15, 32, 34-36).
30
O silício e o manganês são prejudiciais à tenacidade quando estes elementos
superam 0,12% individualmente, ou quando a soma de ambos ultrapassar a 0,20% (15, 33,
35).
Assim como nos aços convencionais, o enxofre é um elemento prejudicial às
propriedades mecânicas dos aços maraging, devido à formação de inclusões de sulfeto de
titânio (Ti2S) (15, 35). Além disso, o nitrogênio, oxigênio e carbono possuem ação
fragilizante e devem ser mantidos em teores muito baixos (15, 33).
2.6 PROPRIEDADES MECÂNICAS DOS AÇOS
As propriedades mecânicas dos aços maraging dependem da composição do aço, da
microestrutura e do tratamento térmico a que o material foi submetido, porém é sabido que
este aço de uma maneira geral apresenta boa tenacidade à fratura, boa usinabilidade,
soldabilidade e elevada resistência mecânica quando submetido a tratamento térmico de
envelhecimento.
Schnitzer et al. (37) analisaram o aço maraging (PH) 13-8 Mo de composição
química fornecida pela Tabela 5. O mesmo foi solubilizado a 900ºC por 90 min. realizando
posteriores tratamentos de envelhecimento, tal como indicados na Tabela 6. Eles
verificaram a influência do tempo de envelhecimento e da formação da austenita reversa na
dureza, denotando uma queda nesta propriedade mecânica com o aumento considerável da
porcentagem volumétrica da austenita reversa com o tempo de superenvelhecimento. Nesse
trabalho, a porcentagem volumétrica da austenita foi determinada por difração de Raios- X
utilizando radiação síncrotron de alta energia. Os resultados obtidos podem ser também
observados na Tabela 6 (37).
31
Tabela 5- Composição química do aço maraging PH 13-8 Mo (37).
Elementos Porcentagem
químicos
em peso
C
0,03
Cr
12,70
Ni
8,20
Mo
2,20
Al
1,10
Fe
Bal.
Tabela 6 – Tratamentos de envelhecimento realizados no aço maraging PH 13-8 Mo (37).
Envelhecimento
Nenhum
575ºC/3h
575ºC/5h
575ºC/10h
575ºC/100h
Fração Volumétrica
Austenita Reversa
(vol%)
0
7
9
16
30
Dureza
(HRC)
31
42
40
39
33
Ainda em relação à dureza, Pardal (12) avaliou a relação desta propriedade com o
tempo de envelhecimento no aço maraging classe 300, através de curvas de
envelhecimento. As Figuras 5 e 6 ilustram as curvas levantadas, em diferentes temperaturas
de envelhecimento, para o aço maraging classe 300 de características semelhantes ao
estudado neste trabalho.
32
Figura 5 - Curvas de envelhecimento por precipitação. Amostras tratadas a 440ºC, 480ºC,
510ºC e 560ºC, aço maraging 300 (12).
Figura 6- Curvas de envelhecimento de precipitação. Amostras tratadas a 560ºC, 600ºC e
650ºC, aço maraging 300 (12).
33
No seu trabalho, Pardal (12) verificou que o pico de dureza ocorreu para o tempo
de envelhecimento de 10h à temperatura de 480ºC, e que não houve superenvelhecimento
nas temperaturas de 440ºC e 480ºC até um período de 24 horas de tratamento. Nessas
condições de tempo de envelhecimento para temperaturas superiores a 560ºC foi observado
um superenvelhecimento acentuado e em consequência a queda da dureza (12).
Já Tavares et al. (38) realizaram e estudaram as curvas de envelhecimento (dureza
vs. tempo de envelhecimento) a 440ºC, 500ºC, 560ºC e 650ºC para o aço maraging 350.
Segundo a Figura 7 a dureza aumenta bruscamente na primeira hora de envelhecimento nas
temperaturas 440ºC, 500ºC e 560ºC. No envelhecimento a 440ºC a dureza aumenta lenta e
continuamente após 1 hora. Durante o envelhecimento a 500ºC a dureza atinge o valor
máximo (708HV) após 4 horas e permanece estável em períodos de até 24 horas. O valor
de pico da dureza (691HV) é obtido após 1 hora de envelhecimento a 560ºC.
Envelhecimentos mais prolongados nesta temperatura provocam uma suave diminuição da
dureza (superenvelhecimento). Os valores mais baixos de dureza são obtidos com
envelhecimentos a 650ºC. O valor de pico nesta temperatura (600 HV) é atingido com
apenas 15 minutos, e após este tempo o material amolece segundo um decaimento
exponencial de segunda ordem.
Figura 7 – Dureza vs. Tempo de envelhecimento a 440ºC, 500ºC, 560ºC e 650ºC (38).
34
O endurecimento em baixas temperaturas é atribuído principalmente à precipitação
das fases coerentes μ, S e/ou ω, mas em longos períodos de tempo a precipitação de
Fe2Mo contribui para o aumento da dureza. Na temperatura de máxima resistência, o
endurecimento é devido à precipitação de Ni3 (Mo, Ti) e Fe2Mo (12).
O decréscimo da dureza nas amostras superenvelhecidas é relacionado à
precipitação de austenita e também ao coalescimento dos precipitados (38). Durante o
envelhecimento a 650ºC o amolecimento pode ser em grande parte creditado à precipitação
de austenita (38). É relevante considerar que, aproximadamente, a 560ºC a formação de
austenita é precedida pela precipitação parcial e dissolução do intermetálico Ni3(Mo,Ti)
(12).
Em relação à tração, análises realizadas por Viswanathan et al.(24) denotam que o
material após um envelhecimento a 510ºC durante três horas apresenta um considerável
aumento na tensão de escoamento (
e de resistência (
em relação aos demais
tratamentos térmicos efetuados, além de experimentar uma notável diminuição no
alongamento total, o que pode ser observado na Tabela 7 (12, 25).
Tabela 7- Propriedades Mecânicas de um aço maraging classe 350 em diversas condições
de tratamento (25).
Tratamento
Térmico
Solubilizada
510ºC/3h
640ºC/1h
640ºC/2h
640ºC/4h
640ºC/6h
sr(MPa) s0,2(MPa)
1084
2227
1715
1615
1534
1474
935
2195
1504
1414
1308
1211
Alongamento (%)
Total
Elástico
13,1
1,5
5,3
0,8
10,7
4,1
11,3
5,3
12,2
6,4
12,2
7,3
A tenacidade ao impacto Charpy foi observada para os aços maraging classes 300 e
350. Pardal (12) obteve os resultados apresentados pela Tabela 8 e verificou que o maior
valor da tenacidade, para as amostras envelhecidas, ocorreu para amostra tratada por 560ºC
durante 15 minutos de tratamento, cabe ressaltar que os corpos de prova utilizados foram de
tamanho reduzido, com espessura de 2,5 mm.
35
Tabela 8 - Resultados do ensaio da energia absorvida ao impacto (Charpy), em amostras de
tamanho reduzido, para diferentes condições de envelhecimento (12).
Energia Absorvida (J)
Tratamento
Solubilizada (1ª amostra)
Solubilizada (2ª amostra)
440ºC
480ºC
510ºC
560ºC
600ºC
650ºC
0 hora
52,5
57,0
______
______
______
______
______
______
15 min. 1 hora 2 horas 4 horas 10 horas 24 horas
______ ______ ______ ______ ______ ______
______ ______ ______ ______ ______ ______
______
11,5 ______ ______ ______
6,5
13,5
11,0
9,5 ______
6,0
5,5
13,5
6,5 ______ 6,5
______
5,0
37,5
33,5
6,0
7
6,0
6,0
34,0
28,0
7,0
8,5
______
8,5
17,5
14,5 ______ 14,5
15,5
12,0
A tenacidade ao impacto Charpy no aço maraging 350 foi observada por Tavares et
al (38). O maior valor de tenacidade foi obtido na amostra envelhecida a 650ºC, a qual
possui maior quantidade de austenita, como observado na Tabela 9.
Tabela 9- Valores de tenacidade ao impacto de corpos de prova de aço maraging 350
solubilizados e envelhecidos em diferentes condições (38).
Amostra
Solubilizada
Envelhecida 440ºC/1h
Tenacidade ao Impacto (J)
(corpo de prova tamanho reduzido)
(2,5 mm de espessura)
29
6
5
7
40
A queda radical na tenacidade durante o envelhecimento (excetuando a condição de
650ºC) acontece pela evolução da microestrutura, em particular, por mudanças no tamanho
e a fração volumétrica dos precipitados afetando claramente a resistência à fratura. De
acordo com Gladkovskii et al. (39), o aumento na resistência à fratura de ligas endurecíveis
por precipitação tratáveis em determinadas condições de superenvelhecimento está
associada ao aumento do espaço médio entre partículas ( av) e ao diâmetro médio dos
precipitados (d), com os quais se obtém a fração volumétrica média (f ) das partículas.
36
Outro fator importante que determina a alta resistência à ruptura dos aços maraging à
fratura frágil é associada à elevação da temperatura de envelhecimento que é refletida pela
transição das partículas de Ni3Ti para partículas globulares de Fe2Mo (12, 39).
2.7 TRATAMENTOS TÉRMICOS DE SOLUBILIZAÇÃO E REFINO DE GRÃO
O princípio básico para se eliminar segregações de elementos de liga em um
material metálico bruto de fusão consta da realização de um tratamento térmico de
solubilização, no qual o material é mantido a uma temperatura suficientemente alta para
que se produza a difusão com a devida rapidez. Em algumas ligas comerciais (por exemplo,
zinco e cobre), se consegue uma homogeneização com relativa simplicidade. Desta forma,
dependendo do elemento químico, haverá uma variação do tempo e da temperatura para
que se obtenha uma melhor homogeneização do material (15). O material no estado bruto
de fusão, altamente ligado que não for submetido a este tratamento, antes do processo de
conformação a quente, poderá apresentar a formação de bandas.
As bandas de segregação ocorrem em materiais deformados a quente, por laminação
ou forjamento, devido a uma heterogeneidade química, com bandas claras ou escuras
extremamente espaçadas na microestrutura de alguns aços. Elas representam zonas de
segregação dos elementos de liga durante a solidificação do lingote. No momento da
conformação a quente, as zonas segregadas se alargam e se comprimem em bandas. Esta
segregação pode ser eliminada somente se os elementos de liga difundirem-se das zonas de
maior concentração para as de menor concentração (15).
O tratamento térmico de homogeneização ou solubilização realizado antes da
conformação a quente minimizará a microssegregação interdendrítica originada no
processo de solidificação. O material relativamente livre de microssegregação pode ser
forjado ou laminado, proporcionando uma redução do tamanho de grão. Portanto, os
tratamentos térmicos de envelhecimento posterior serão muito mais eficientes (15).
Para se obter o refino dos grãos após o material ter sido submetido ao tratamento
anteriormente mencionado, Ahmed et al. (40) fizeram vários ciclos de tratamentos térmicos
após a extrusão, obtendo um resultado satisfatório; porém o processo tornou-se muito mais
caro (12, 40).
37
Ahmed et al. (40) em sua pesquisa realizaram o tratamento de refino de grão de um
aço maraging classe 350 através de sucessivos aquecimentos e resfriamentos como exibe a
Figura 8.
Figura 8 – Tratamento térmico de solubilização e de refino de grão (40).
Com a utilização do ataque ácido crômico 10% ele observou o contorno de grão da
austenita prévia, como mostra a Figura 9.
38
Figura 9 – Microestrutura do aço maraging classe 350 revelada com uso do reagente
eletrolítico com 10% de ácido crômico. Grãos de austenita prévia após solubilização a
1200ºC durante 8h (40).
Estes tratamentos foram comparados mediante a análise das propriedades mecânicas
e das superfícies de fratura com as amostras solubilizadas convencionalmente, obtendo-se
os resultados apresentados na Tabela 10 (12, 40). Segundo Wagner (41), estes tratamentos
podem reduzir o tamanho do grão de (29-40) μm para (5-10) μm. O refino de grãos causa
um aumento nos limites de escoamento e ruptura nas condições criogênicas e à temperatura
ambiente, além de pequenos aumentos na resistência à fratura e na energia absorvida ao
impacto Charpy (12, 40).
Tabela 10 – Efeito do tratamento térmico na tenacidade (40).
Condições de Tratamento
Como recebido
Como recebido + 510ºC/3 h
1200ºC/8h + refino de grão
1200ºC/6h + refino de grão + 510ºC/3h
1200ºC/8h + refino de grão + 510ºC/3h
Tenacidade (J)
120
6
170
14
20
39
2.8 TÉCNICAS DE ANÁLISE
2.8.1 Difração de Raios-X
Os Raios-X foram descobertos em 1895 pelo físico alemão Roentgen e eram assim
denominados por sua natureza desconhecida na época. Ao contrário da luz comum, estes
raios eram invisíveis, mas percorriam linhas retas e afetavam a película fotográfica da
mesma forma que a luz. Até 1912 eram utilizados sem muito entendimento por médicos e
engenheiros, quando neste mesmo ano, o fenômeno da difração por raios- X por cristais foi
descoberto e revelou simultaneamente a natureza da onda dos mesmos fornecendo um novo
método para investigar a fina estrutura da matéria (42).
A difração por Raios-X é uma técnica não destrutiva, utilizável para estudar a
estrutura interna de materiais cristalinos, pois possui uma radiação com comprimento de
onda da ordem do tamanho do espaçamento entre os átomos em uma estrutura cristalina
(12). Os Raios-X utilizados para difração são ondas eletromagnéticas com comprimentos de
onda entre 0,05 e 0,25 nm (0,5 e 2,5 Å). Para produzi-los, é necessário aplicar uma
diferença de potencial da ordem de 35 kV entre um catodo e um alvo metálico que funciona
como anodo, mantidos no vácuo. Quando o filamento de tungstênio do catodo é aquecido,
libertam-se elétrons, por efeito termoiônico, que são acelerados através do vácuo pela
diferença de potencial entre o catodo e o anodo, ganhando, assim, energia cinética. Quando
os elétrons se chocam com o alvo metálico, libertam-se Raios-X. Contudo, a maior parte da
energia cinética é convertida em calor, pelo que o alvo metálico tem de ser resfriado
exteriormente. A origem da radiação característica é explicada do seguinte modo: em
primeiro lugar, os elétrons K (elétrons na camada n=1) são retirados dos átomos pelos
elétrons de alta energia que se chocam com o alvo, deixando os átomos excitados. Em
seguida, alguns elétrons das camadas superiores (ou seja, n = 2 ou n = 3) saltam para níveis
de mais baixa energia para substituir os elétrons K perdidos, emitindo energia com um
comprimento de onda característico. A transição dos elétrons da camada L (n =2) para a
camada K (n = 1) liberta energia correspondente ao comprimento de onda da linha Ka,
onde Ka representa o pico de radiação característico de cada elemento químico (42).
40
A lei de Bragg, apresentada pela Equação 2, descreve o fenômeno da difração de
Raios-X, relacionando o comprimento da onda incidente (λ), a distância interplanar de
átomos (d) e o ângulo de desvio do feixe incidente (θ), levando em consideração a ordem
de reflexão (n) (12).
Nos materiais metálicos cristalinos costuma-se estudar as características dos
materiais por DRX, tal como o cristalito. O nome do cristalito é dado a cada um dos
pequenos blocos justapostos contendo um pequeno desalinhamento de um em relação ao
outro individualmente. Também pode ser definido como um conjunto de células
sistematicamente agrupadas para formar um domínio coerente de difração. Cada grão de
um material policristalino é constituído por inúmeros cristalitos, justapostos uns aos outros
com diferentes orientações (43).
O tamanho do cristalito nas ripas de martensita pode ser determinado usando as
técnicas de alargamento do pico de Raios-X. Em geral o tamanho do cristalito (D) é
determinado medindo a largura do pico de Bragg (
usando a fórmula de Scherrer descrita pela Equação 3:
Onde:
= Diâmetro médio do cristalito.
= Constante aplicada para uma esfera.
= Comprimento de onda da radiação eletromagnética.
= Largura na metade da altura do pico de difração.
= Ângulo de difração.
na metade da intensidade máxima e
41
2.8.2 EBSD
A difração de elétrons retroespalhados (EBSD) é uma técnica utilizada para analisar
a orientação cristalográfica de muitos materiais. Seu emprego permite estudar a textura ou
orientação preferencial de qualquer material cristalino ou policristalino, podendo ser
utilizado para: indexar e identificar os sistemas cristalinos; mapear a orientação do cristal;
realizar estudos de defeitos; identificação de fases; medir tamanho de grão e realizar
investigações de heterogeneidade microestrutural.
O procedimento experimental da técnica compreende a utilização de uma amostra
polida e totalmente plana colocada no MEV (microscópio eletrônico de varredura) e
inclinada cerca de 70o em relação à normal da incidência do feixe de elétrons acoplada a um
equipamento de aquisição de imagens. Este equipamento corresponde a uma câmera
equipada com uma tela de fósforo, a qual será sensibilizada pela passagem de elétrons
gerando uma imagem, integrada com uma placa de captura digital, uma interface de vácuo
para montagem da câmera e um sistema eletrônico para processamento de dados (44).
O funcionamento do EBSD baseia-se na Lei de Bragg, de acordo com a Equação 2.
Esta determina que, caso uma onda de comprimento comparável ao do espaçamento entre
os átomos incide em um reticulado cristalino, esta sofrerá reflexão em cada um dos planos
cristalinos expostos. O espaçamento interplanar depende da direção do plano a ser
analisado e da distância entre os átomos no reticulado em questão. Portanto, de posse do
valor do ângulo de difração, medido no equipamento e do espaçamento atômico, pode-se
determinar as direções do plano cristalino (44).
Os feixes de elétrons retroespalhados, quando excitam a tela de fósforo, formam as
chamadas linhas de Kikuchi. Seu mecanismo de formação é bastante complexo, no entanto,
pode-se dizer simplificadamente que devido ao fato de os ângulos de difração serem
pequenos, próximos de meio grau, o ângulo de vértice de um cone de difração é próximo de
180º, fazendo com que as seções de cone que interceptam a tela de fósforo aparentem ser
retas, como ilustrado nas Figuras 10 e 11. No entanto, as linhas de Kikuchi assumem a
forma de seções de cone caso seja utilizada uma voltagem muito baixa no microscópio.
Estas linhas são específicas para cada estrutura cristalina e orientação cristalográfica. Isso
42
faz com que um operador experiente seja capaz de determinar uma estrutura cristalográfica
apenas pela análise da geometria das linhas de Kikuchi, mesmo sob interferência (44).
Figura 10- Origem das linhas de Kikuchi em virtude da difração do feixe de elétrons
incidente (44).
Figura 11 - Linhas de Kikuchi obtidas pela difração de elétrons retroespalhados (44).
43
O método muito utilizado para analisar os dados é a transformada de Radon, o qual
utiliza escalas de cinza e realiza a transformação através da mudança de linhas de mesma
tonalidade, dadas em função das coordenadas X, Y e  (este último ângulo é formado pela
linha com a normal do plano XY) em um único ponto no plano - (onde  é a equação,
nas coordenadas X, Y,  da linha em questão), tornando a análise mais simples (e rápida)
para o computador (44).
Outro método utilizado para análise dos dados é o uso da transformada de Hough, o
qual parte de uma imagem binária (isto é, apenas duas cores, preto e branco, ao invés de
uma escala de cinzas). Geralmente, a imagem obtida da tela de fósforo pela câmera passa
por um procedimento de coarsening, que consiste em transformá-la em binária, para depois
passá-la pela transformada de Hough. O resultado é similar ao da transformada de Radon:
uma linha é transformada em um ponto no plano -. Este método, embora muito mais
rápido do que a transformada de Radon, tem se mostrado de menor desempenho, uma vez
que a informação sobre a intensidade das linhas de Kikuchi é perdida. Em 1994, foi
desenvolvida a chamada “Transformada de Hough modificada” que consiste em
transformar os tons de cinza em imagens digitais ao invés de binárias (44).
A interpretação das bandas de Kikuchi consiste na medição dos ângulos entre as
elas (que correspondem aos ângulos interplanares) e suas larguras (que correspondem aos
espaçamentos interplanares) e na sua comparação com valores teóricos em uma tabela de
referência, já calculados anteriormente para a estrutura cristalina em questão. Geralmente,
cinco a dez das bandas mais intensas e um número igual das menos intensas é submetida à
interpretação (44).
A identificação de fases por EBSD é feita comparando as informações
cristalográficas obtidas por meio das linhas de Kikuchi geradas pela difração de elétrons na
amostra com aquelas presentes em um banco de dados. No entanto, é necessário que se
tenha informações sobre a composição química da amostra. Atualmente, é comum que
equipamentos de EBSD estejam equipados com espectrômetros de Raios-X para a obtenção
destas informações (44).
As linhas obtidas pela difração de elétrons retroespalhados são identificadas pelo
uso da transformada de Hough, permitindo uma identificação computacional mais rápida
das distâncias interplanares. A partir das distâncias interplanares, pode-se obter um
44
elemento de volume, cuja propriedade é ser uma fração inteira do volume de uma célula
unitária. Este procedimento deve ser repetido, de modo a obter vários elementos de volume,
para que seja possível calcular um múltiplo comum entre eles, que será o volume de uma
célula unitária (44).
O volume da célula unitária assim obtido e a composição química da amostra são
comparados com o PDF (powder diffraction file), para determinação da fase em questão.
Geralmente a busca retorna aproximadamente 20 elementos possíveis. Logo, deve-se
comparar os ângulos de difração obtidos na análise por EBSD com aqueles dos elementos
fornecidos pelo banco de dados, de modo a determinar exatamente do que se constitui a
fase estudada (44). A Figura 12 exemplifica o esquema de funcionamento do EBSD.
Figura 12- Esquema do funcionamento do EBSD (45).
45
CAPÍTULO 3
3 MATERIAIS E MÉTODOS
3.1 MATERIAL
No presente trabalho, foi estudado o aço maraging classe 300, fabricado pela
Villares Metals e fornecido pelo centro Tecnológico da Marinha. Os materiais como
recebidos foram fundidos pelos processos VIM + VAR e logo laminados e solubilizados a
825ºC durante 10 horas. Os dois exemplares cedidos, apresentavam formato de disco com
as seguintes dimensões: 170 mm de diâmetro e 10 mm de espessura, como exibido na
Figura 13. A composição química do aço fornecido está indicada na Tabela 11.
Figura 13 – Disco do aço maraging classe 300 como recebido.
46
Tabela 11- Composição química do aço maraging classe 300 estudado.
Elemento
Ni
Co
Mo
Al
Cr
Si
Ti
C
Cu
Mn
V
W
P
Mg
N
O
S
Porcentagem em peso (%)
18,330
9,400
5,000
0,106
0,110
0,040
0,790
0,007
0,020
0,020
0,020
<0,010
<0,005
<0,005
<0,001
<0,001
<0,001
3.2 PREPARAÇÃO DAS AMOSTRAS
3.2.1 Corte
Amostras do material como recebido de dimensões 10 mm x 10 mm e 5 mm de
espessura, foram cortadas com a utilização de uma cortadeira metalográfica. As amostras
assim produzidas foram destinadas para análises de microdureza, difração de Raios –X,
EBSD e microscopia ótica.
Trinta e quatro corpos de prova foram cortados pelo processo de usinagem por
eletroerosão a fio nas dimensões de 56 mm x 12 mm e 10 mm, sendo estes posteriormente
solubilizados de acordo com o comentado na seção 3.2.2. Depois de solubilizados, estes
foram retificados e entalhados (mediante uso de brochadeira) de acordo com as dimensões
especificadas pela norma ASTM E 23 - 2012 (46) para corpo de prova padrão Charpy
47
(55mm x 10mm x 10mm). Finalmente, os corpos de prova assim produzidos foram
envelhecidos, nas condições especificadas na seção 3.2.2.
3.2.2 Tratamentos Térmicos
Para compor o presente estudo foram realizados dois tipos de tratamentos térmicos:
solubilização e envelhecimento por precipitação.
O tratamento de solubilização foi realizado no Laboratório de Metalografia e
Tratamentos Térmicos (LABMETT) da UFF em um forno de tratamento térmico tubular
em atmosfera controlada contendo gás argônio, nas condições indicadas nas Figuras 14, 15,
16 e 17. Cabe ressaltar que em todos os tratamentos as amostras e corpos de prova foram
colocados no forno, quando este se encontrava na temperatura de tratamento, sendo os
mesmos posteriormente resfriados em água à temperatura ambiente. O forno empregado
para o tratamento de solubilização pode ser observado na Figura 18.
Figura 14- Esquema do tratamento térmico de solubilização na condição 1.
48
Figura 15 – Esquema do tratamento térmico de solubilização na condição 2.
49
Figura 18 – Forno tubular usado para a solubilização a 900ºC das amostras.
50
O tratamento térmico de envelhecimento foi feito em um forno a resistência
convencional no LABMETT da UFF, submetendo as amostras e corpos de prova a diversas
temperaturas em diferentes tempos de tratamento. As temperaturas de envelhecimento
variaram de 480ºC a 600ºC e os tempos de 15 a 240 minutos, de acordo com a Tabela 12.
Cabe ressaltar que, assim como na solubilização, as amostras e corpos de prova foram
colocados no forno, quando este se encontrava na temperatura de tratamento.
Imediatamente, após o tratamento, as amostras e corpos de prova foram resfriados em água.
Neste trabalho, somente as amostras solubilizadas nas condições 1 e 4 foram envelhecidas,
pois foram estas as condições em que se obteve o maior e o menor tamanho de grão
austenítico, respectivamente.
A Tabela 12 indica todas as condições de tratamento de solubilização, temperaturas
e tempos de envelhecimento realizados nas amostras e corpos de prova, assim como todas
as análises feitas em cada um deles para caracterização do material estudado, tal como será
abordado nas seguintes seções.
51
Tabela 12 – Condições de solubilização e de envelhecimento. Caracterizações realizadas
nas amostras e corpos de prova em cada condição.
Cond. Temp.
Solubilização
(ºC)
Tempo Envelhecimento (min.)
Temp. Env.
(ºC)
0
1
900
2
900-860
3
900-820
4
900-860820
480
510
560
600
480
510
560
600
480
510
560
600
480
510
560
600
* ** ***
†
15
*
*
*
*
30
*
*
*
*
45
*
*
*†
*
60
*
*
*
*
120
* ** †
* ** †
* **
* **
240
* ** †
* ** †
* ** †
* ** †
*
*
*
*
*
*
*
*
*
*
*†
*
*
*
*
*
* ** †
* ** †
* **
* **
* ** †
* ** †
* ** †
* ** †
* ** ***
†
* ** ***
†
* ** ***
†
Amostras 10mm x 10mm x 5mm: * Medições microdureza, ** DRX, *** MO e EBSD.
† Ensaio de Impacto.
3.3 PROPRIEDADES MECÂNICAS
3.3.1 Medições de Microdureza
Para as medições da microdureza pelo método Vickers foi utilizado um
microdurômetro Digital Microhardness Tester da Digimess pertencente ao LABMETT da
UFF com carga de 9,8N e tempo de aplicação de 15 segundos. Foram realizadas, em média,
10 medidas de dureza por amostra nas condições especificadas na Tabela 12. Cabe ressaltar
que, prévio às medições, foi realizada a preparação da superfície de cada amostra mediante
o lixamento e posterior polimento até alumina de 0,1μm.
52
3.3.2 Ensaio de Impacto
Após a obtenção dos corpos de prova, conforme indicado na seção 3.2.1, estes
foram solubilizados e envelhecidos em duplicata nas condições 1 e 4, de acordo com o
exposto pela Tabela 12. Entretanto, nas condições de solubilização 2 e 3 apenas um corpo
de prova em cada condição foi ensaiado.
Todos os ensaios foram realizados no Laboratório de Ensaios Mecânicos (LEM) da
UFF em um pêndulo universal Charpy com capacidade máxima de 300J e precisão de ±0,5J
à temperatura ambiente.
De modo a estabelecer uma análise comparativa com os valores de tenacidade
obtidos por Pardal (12) e Tavares et al. (38) nos aços maraging classe 300 e 350 em corpos
de prova de tamanho reduzido foi efetuada uma relação entre a energia absorvida para
corpos de provas convencionais (55 mm x 10 mm x 10 mm) e de tamanho reduzido de
acordo com a norma ASTM A370, (47), tal como apresentado na Tabela 13.
Tabela 13 - Correlação da energia absorvida por impacto em corpos de prova
convencionais e de tamanho reduzido (47).
Tenacidade (J)
tamanho total,
10 x 10mm
54
48
41
34
27
22
20
18
16
14
10
3/4 do tamanho, 2/3 do tamanho, 1/2 do tamanho, 1/3 do tamanho, 1/4 do tamanho,
10 x 7,5mm
10 x 6,7mm
10 x 5mm
10 x 3,3mm
10 x 2,5mm
41
35
30
26
20
16
15
14
12
11
7
37
31
27
23
18
15
14
12
11
10
7
27
24
20
16
14
11
11
8
8
7
5
18
16
14
11
10
7
7
5
5
4
3
14
12
11
8
7
5
5
4
4
3
3
53
3.4 MICROSCOPIA ÓTICA
As amostras nas condições solubilizadas foram analisadas em microscópio ótico.
Para estas análises as amostras passaram por processo de lixamento convencional com
papel de carbeto de silício com granulometrias de 100 até 1200, limpeza posterior em
ultrassom, polimento em aluminas normal e fina. Finalmente foram utilizados os reagentes
apresentados nas Tabelas 14 e 15 com o intuito de revelar a microestrutura.
Tabela 14- Ataques utilizados para revelar a microestrutura do aço maraging 300.
Ataque
Acido
crômico
Marble´s
Composição
10 % de ácido crômico
(H2CrO4) + ataque eletrolítico:
6volts (DC), durante 10 seg
(40).
10 g de CuSO4 + 50 ml HCl +
50 ml de água destilada (12).
Tabela 15- Ataque utilizado para revelar contorno de grão da austenita prévia do aço
maraging 300.
Ataque
Composição
Cloreto de Ferro
Modificado
2,5g FeCl36H2O + 20 ml HNO3 +
40 ml HCL+ 40ml água destilada
por 10 a 15s.
3.5 EBSD
A técnica de caracterização por difração de elétrons retroespalhados foi utilizada
com o intuito de avaliar o tamanho de grão da austenita prévia nas quatro amostras
solubilizadas com as condições de tratamento descritas na Tabela 12.
Para realização desta caracterização utilizou-se um microscópio eletrônico de
varredura (FEI XL-30 SEM) equipado com EBSD (da marca Oxford Instruments HKL), e o
54
software CHANNEL 5 da Oxford Instruments HKL para obtenção das imagens e para
posterior análise por EBSD. Os equipamentos utilizados pertencem à Universidade Federal
do Ceará.
A preparação das amostras para os experimentos por EBSD ocorreu na seguinte
sequência: embutimento a quente das amostras (170ºC) em baquelite; lixamento da
superfície do material com papel de carbeto de silício com granulometrias variando de 100
a 1200; polimento mecânico em aluminas normal e fina; e por último polimento em sílica
coloidal por um período de 3 a 4 horas. Este procedimento foi o necessário para se obter
uma boa qualidade de difração dos padrões de Kikuchi.
O programa Channel 5 com o auxílio da ferramenta Tango gerou um mapeamento
da microestrutura do material, como exemplificado na Figura 19. O passo do feixe de
elétrons utilizado para o mapeamento foi de 0,3 µm, permitindo que as mesmas amostras
fossem analisadas pelo programa Arpege, o qual delimitou os contornos de grão da
austenita prévia e utiliza como parâmetros microestruturais importantes, a morfologia e a
textura dos grãos primários. A Figura 20 exibe a reconstrução dos grãos prévios de
austenita para uma imagem obtida por EBSD.
O programa Arpege baseia suas estimativas nas estruturas de grupos formados por
suas variantes e operadores, consistindo essencialmente na comparação de números.
Para realizar a reconstrução dos grãos prévios, o programa procede com a análise de
um pequeno conjunto de grãos, ou seja, um tripleto de grãos adjacentes, nos dados
experimentais do EBSD verificando as condições de coerência e uma tolerância angular
muito pequena. Encontrado o tripleto, os seu grãos são indexados como variantes e suas
transformações como operadores, os quais geram uma solução que forma o núcleo do grão
prévio.
55
Figura 19 – Mapeamento da microestrutura de um aço martensítico 16MND5 com o uso do
programa Chanel 5 (48).
Figura 20 – Reconstrução dos grãos da austenita prévia de um aço martensítico 16MND5
(48).
56
3.6 DIFRAÇÃO DE RAIOS-X
As difrações de Raios-X foram realizadas no Laboratório de Difração de Raios-X
(LDRX) do Instituto de Física da UFF utilizando um difratômetro Bruker AXS modelo D8
Advance com uma fonte de cobre (λ = 1,5406 Å). O intervalo angular em 2θ utilizado para
ensaio de todas as amostras foi de 20º - 90º. As medições foram realizadas à temperatura
ambiente (25ºC) em modo contínuo de varredura, com passo angular de 0,01943º. Todas as
amostras foram submetidas à rotação (spinner) de 15 rpm durante o ensaio com o objetivo
de amenizar o efeito da orientação preferencial no difratograma de Raios-X assim obtido.
As amostras foram preparadas inicialmente por processo de lixamento com papel de
carbeto de silício de granulometrias 100 até 1200 e polimento mecânico posterior em
aluminas normal e fina.
Esta técnica de análise inicialmente foi utilizada para as quatro amostras
solubilizadas em cada condição de tratamento de acordo com a Tabela 12, com o intuito de
analisar e verificar o tamanho do cristalito da martensita. Posteriormente algumas amostras
solubilizadas e envelhecidas foram escolhidas para análise com o objetivo de verificar o
surgimento da austenita reversa na microestrutura do material, como também indicado na
Tabela 12. A Figura 21 ilustra um difratograma apresentando martensita e austenita reversa
na microestrutura de uma amostra solubilizada na condição 4 e envelhecida posteriormente
a 560 ºC por 240 minutos. Nesta imagem são identificados os picos das fases presentes.
20
30
40
M(200)
M(211)
Cond 4 Env. 560°C 4h

Intensidade (U.A.)
M(110)
57
50
60
70
80
90
Ângulo de difração 2°)
Figura 21 – Difratograma da amostra solubilizada na condição 4 e envelhecida
posteriormente a 560ºC por 240 minutos.
A partir do uso da equação 3, mostrada na seção 2.8.1, foi determinada a
profundidade do cristalito da martensita (D), onde o valor da largura do pico da martensita
(110) na metade de sua intensidade (b) foi estimado, para cada condição, com auxílio do
programa Origin 7 ®. O valor da constante K utilizado foi de 0,9 assumindo-se um formato
esférico de cristalito, e o comprimento de onda (λ) igual a 1,5406 Å.
3.7 MICROSCOPIA ELETRÔNICA DE VARREDURA (MEV)
As análises por microscopia eletrônica de varredura (MEV) foram realizadas em um
microscópio FEI modelo Inspect S50 pertencente ao Instituto Nacional de Tecnologia
(INT). As superfícies de fratura dos corpos de prova Charpy ensaiados, em algumas
condições de tratamento, foram observadas no MEV no modo de elétrons secundários com
58
30kV e aumentos de 35X, 250X e 1000X de modo a estabelecer uma análise comparativa
nas características e modos de fratura nas condições avaliadas na região mostrada na Figura
22. Adicionalmente, foi realizada uma análise micro elementar por espectroscopia por
dispersão de energia (EDS) em regiões de interesse.
Figura 22 – Croqui da região da superfície de fratura investigada.
59
CAPÍTULO 4
4 RESULTADOS E DISCUSSÕES
No presente capítulo os resultados estão apresentados a partir da caracterização
microestrutural das amostras solubilizadas, seguidos das análises de microdureza e
tenacidade das amostras e corpos de prova solubilizados, e posteriormente envelhecidos.
4.1 CARACTERIZAÇÃO MICROESTRUTURAL DO TAMANHO DE GRÃO DAS
AMOSTRAS SOLUBILIZADAS
A obtenção do refino de grão de acordo com Ahmed et al. (40) advêm de n ciclos de
tratamentos térmicos de solubilização. No intuito de verificar o refino de grão foram
realizados tratamentos de solubilização em quatro condições distintas com posteriores
caracterizações por microscopia ótica, difração de Raios-X e EBSD.
4.1.1 Microscopia Ótica e Difração de Raios-X
4.1.1.1 Microscopia ótica
As amostras solubilizadas inicialmente foram atacadas com ácido crômico e tiveram
suas microestruturas reveladas conforme observado na Figura 23. As imagens permitem
efetuar uma análise qualitativa do tamanho das ripas de martensita, no qual foi verificado
que, a condição 1 de solubilização apresentou o maior tamanho de ripa (~ 8μm) e a amostra
60
tratada na condição 4 apresentou o menor tamanho de ripa de martensita (~5μm).
Diferentemente de Ahmed et. al. (40) não foi possível revelar com este ataque, o contorno
de grão da austenita prévia.
Figura 23 – Microestruturas das amostras solubilizadas nas condições: 1 (A), 2 (B); 3 (C) e
4 (D) com ataque de ácido crômico .
Posteriormente a utilização do ataque Marble´s mostrado na Figura 24 das
condições 1 e 4, permitiram verificar a redução do tamanho das ripas de martensita. Os
resultados apresentados nesta figura, em relação às características reveladas pelo ataque,
foram semelhantes aos obtidos por Pardal (12).
61
Figura 24 – Microestrutura das amostras solubilizadas nas condições 1 (A) e 4 (B) com uso
do ataque Marble´s.
4.1.1.2 Difração de Raios-X
Conforme comentado na seção 3.6 a difração de Raios-X foi utilizada para
dimensionar quantitativamente o tamanho do cristalito da martensita. Para tal, nas quatro
amostras, foram realizadas medições levantadas nos difratogramas e, obtidos os dados da
Tabela 16.
Tabela 16 – Dados obtidos da difração de Raios-X nas amostras solubilizadas.
Difração de Raios –X
Condições de
Tratamento
Ângulo de
difração (°)
Largura de
Pico (°)
Largura de
Pico (rad.)
1
2
3
4
22,23
22,29
22,24
22,30
0,292
0,299
0,312
0,314
0,005096
0,0052185
0,005445
0,005480
62
Mediante o uso da equação de Scherrer apresentada na seção 2.8.1 e, dos valores
colhidos na Tabela 16, foram obtidos os seguintes tamanhos de profundidade do cristalito
do plano (110) para as diversas condições de tratamento de acordo com a Tabela 17.
Tabela 17 – Tamanho da profundidade do cristalito nas diversas condições de
solubilização.
Condições das
Amostras
Solubilizadas
1
2
3
4
Tamanho do cristalito
(μm)
0,0294
0,0287
0,0275
0,0273
Cabe ressaltar que o cristalito pode representar cada um dos pequenos blocos
justapostos contendo um pequeno desalinhamento de um em relação ao outro
individualmente, ou também um conjunto de células sistematicamente agrupadas para
formar um domínio coerente de difração. Conforme dito na seção 2.8.1. Essas diferentes
formas de representar o cristalito podem justificar a divergência na ordem de grandeza
encontrada nos valores obtidos por difração e nas observações por microscopia ótica
mostradas na seção 4.1.1.1.
4.1.2 Microscopia ótica e EBSD
As análises iniciais deste capítulo se referem ao estudo da variação do tamanho dos
cristalitos de martensita. Porém, com intuito de tornar o presente trabalho mais preciso,
foram feitas análises por EBSD para determinar o tamanho de grão da austenita prévia e,
verificar a sua influência mediante os ciclos de solubilização impostos.
4.1.2.1 Microscopia ótica
Como comentado na seção 3.4 o ataque de cloreto de ferro modificado foi utilizado
para revelação do grão da austenita prévia. As Figuras 25 e 26 exibem as características
63
microestruturais reveladas por este ataque em diferentes aumentos para condição 1.
Conforme observado na Figura 25, não foi possível verificar os contornos de grão da
austenita prévia. Já na Figura 26 começou-se a notar ligeiros contornos de grão, pois a
mesma apresentava um aumento superior.
Figura 25- Microestrutura revelada pelo ataque de cloreto de ferro modificado para a
condição 1.
Figura 26 - Microestrutura revelada pelo ataque de cloreto de ferro modificado para a
condição 1 (as setas indicam o contorno de grão da austenita prévia).
64
O uso de maiores aumentos do microscópio permitiu a visualização, em todas as
condições de solubilização, dos contornos de grão da austenita prévia, conforme observado
e indicado pelas setas na Figura 27. Entretanto, a análise quantitativa pelo método dos
interceptos especificado pela norma ASTM E-112 (49) não conseguiu ser realizada devido
à dificuldade encontrada em obter um ataque homogêneo em toda a amostra. Apenas uma
verificação qualitativa foi feita, na qual a amostra tratada na condição 4 de solubilização
apresentou o menor tamanho de grão da austenita prévia com ~50μm.
Figura 27 – Microestrutura das amostras com ataque de cloreto de ferro nas
condições 1 (A), 2 (B), 3 (C) e 4 (D).
65
4.1.2.2. EBSD
A técnica de EBSD foi utilizada para a quantificação do tamanho de grão da
austenita prévia. A Figura 28 mostra as imagens adquiridas e posteriormente analisadas
pelo programa, nas quatro condições de solubilização.
Figura 28 – Imagens adquiridas pelo programa Channel 5 das amostras
solubilizadas nas condições 1(A), 2 (B), 3(C) e 4(D).
66
A captação dessas imagens foi efetuada com o passo de feixe de elétrons 0,3 µm.
Deste modo, permitiu que as mesmas fossem analisadas pelo programa Arpege. Para a
amostra na condição 1 o programa obteve êxito na reconstrução de 74% dos grãos, na
condição 2 obteve êxito em 64%, na 3 em 65% e na 4 em apenas 42%. A Figura 29 exibe as
análises feitas pelo programa na condição 1; a Figura 30 na condição 2; a Figura 31 na
condição 3; e a Figura 32 na condição 4. Finalmente, na Tabela 18 são exibidos os valores
de tamanho médio de grão da austenita prévia obtidos em cada caso pelo programa Arpege.
Figura 29 – Análise feita pelo programa Arpege na delimitação dos grãos (A) e da
quantificação do tamanho do grão (B) na condição 1 de tratamento.
67
A determinação do tamanho médio do grão da austenita prévia pelo programa
Arpege permitiu analisar quantitativamente que a amostra solubilizada na condição 1
apresentou o maior tamanho de grão e a amostra tratada na condição 4 apresentou o menor
tamanho de grão, notando-se uma coerência entre o tamanho do grão da austenita prévia e o
tamanho das ripas de martensita, apresentados nas seções 4.1.1.1 e 4.1.2.1. Tal como
68
comentado na seção 2.7, Wagner (41) verificou um refino de grão da austenita prévia,
porém, com valores levemente diferentes aos apresentados na Tabela 18.
Tabela 18 – Tamanho médio do grão da austenita prévia nas diferentes condições de
solubilização obtidos pelo programa Arpege.
Condições de Tratamento de
Solubilização
1
2
3
4
900°C
900°C - 860°C
900°C - 820ºC
900°C- 860°C - 820°C
Tamanho médio do grão da
austenita prévia (μm)
14,96
2,56
2,55
2,37
4.2 PROPRIEDADES MECÂNICAS
4.2.1 Amostras solubilizadas
As diversas ferramentas utilizadas nas caracterizações microestruturais permitiram a
verificação efetiva da ocorrência da redução do tamanho de grão, por meio de ciclos de
tratamento térmico de solubilização. Mediante o exposto, ensaios de microdureza Vickers e
impacto Charpy foram realizados na verificação da influência deste refino de grão nas
propriedades mecânicas, bom como reportado por Ahmed (40) e Wagner (41).
A Tabela 19 exibe os resultados das medições de microdureza, nas condições
solubilizadas. Pode-se observar que a amostra com a granulação de maior tamanho,
apresentou um valor de microdureza levemente superior, em relação às que tiveram ciclos
combinados de solubilização, as quais apresentaram resultados próximos entre si. Este
resultado parece contraditório, pois o refino de grão é conhecido por ser um mecanismo de
endurecimento dos materiais metálicos. Assim como houve o refino de grão da austenita
prévia, pode-se verificar que houve um refino das ripas de martensita.
69
Tabela 19 – Medições de microdureza nas condições solubilizadas.
Valores de Microdureza
Condições de Tratamento
Microdureza (HV)
de Solubilização
1
(900°)
303,52 ± 6,87
2
(900°C-860°C)
271,24 ± 3,33
3
(900°C-820°C)
275,02 ± 5,24
4 (900°C-860°C-820°)
286,32 ± 6,24
Os valores da tenacidade ao impacto Charpy são apresentados na Tabela 20, onde o
menor valor de tenacidade obtido foi na amostra tratada na condição 4.
Tabela 20 – Valores de tenacidade levantados nas amostras solubilizadas.
Condição de Tratamento das
Amostras
1
2
3
4
Medida da Tenacidade
(J)
(900°)
(900°C-860°C)
(900°C-820°C)
(900°C - 860°C-820°)
129,5
131,0
115,0
94,5
Os resultados apresentados sugerem que a redução no tamanho de grão da austenita
prévia não provocou aumento de tenacidade nas amostras solubilizadas. Antagonicamente,
a austenita de grão mais fino apresentou menor valor de tenacidade ao impacto,
contrariando o exposto por Ahmed (40) e Wagner (41).
4.2.2 Amostras solubilizadas e envelhecidas
Após o estudo inicial nas amostras solubilizadas, o prosseguimento do trabalho se
concentrou em comparar a cinética de envelhecimento nas duas condições extremas, ou
seja, as condições 1 e 4, onde se obteve o maior e o menor tamanho de grão austenítico,
respectivamente.
70
4.2.2.1 Microdureza
As Figuras 33 e 34 mostram as curvas de envelhecimento levantadas para as
amostras solubilizadas previamente nas condições 1 e 4, respectivamente. Analisando estas
figuras pôde-se verificar que a maior microdureza encontrada ocorreu para a amostra
solubilizada na condição 1 e envelhecida a 510ºC por 4 horas (634HV), e para as amostras
solubilizadas na condição 4 o maior valor de microdureza foi detectado no envelhecimento
a 480ºC por 4 horas (587HV).
650
Amostras previamente solubilizadas a 900°C
600
Microdureza (HV)
550
500
450
400
350
480°C
510°C
560°C
600°C
300
250
0
1
2
3
4
Tempo de Envelhecimento (h)
Figura 33 – Curvas de envelhecimento das amostras previamente solubilizadas na condição
1.
71
650
Amostras previamente solubilizadas a 900°C, 860°C, 820°C
600
Microdureza (HV)
550
500
450
400
350
480°C
510°C
560°C
600°C
300
250
0
1
2
3
4
Tempo envelhecimento (h)
Figura 34 - Curvas de envelhecimento das amostras previamente solubilizadas na condição
4.
No intuito de avaliar a cinética de precipitação, dentre as condições de tratamento
apresentadas, foram representadas comparativamente as curvas de microdureza. A Figura
35 apresenta a curva comparativa para o envelhecimento a 480ºC e a Figura 36 apresenta a
curva comparativa para o envelhecimento a 510ºC, essas figuras sugerem que em geral,
existe um atraso na cinética de precipitação de fases intermetálicas das amostras
previamente solubilizadas na condição 4.
72
650
600
Microdureza (HV)
550
500
450
400
350
300
Solubilizado à 900°C
Solubilizado à 900°C-860°C-820°C
250
0
1
2
3
4
Tempo de Envelhecimento a 480°C
Figura 35 – Curvas comparativas de envelhecimento a 480ºC das amostras previamente
solubilizadas nas condições 1 e 4.
73
650
600
Microdureza (HV)
550
500
450
400
350
300
Solubilizado a 900°C
Solubilizado a 900°C-860°C-820°C
250
0
1
2
3
4
Figura 36 – Curvas comparativas de envelhecimento a 510ºC das amostras previamente
A Figura 37 denota uma comparação no tempo de envelhecimento a 560ºC, ficando
evidente que as amostras previamente solubilizadas na condição 4, apresentaram uma
cinética de superenvelhecimento em relação às amostras na condição 1 de solubilização, a
partir da verificação da queda do valor da dureza para tempos superiores a 120 minutos
(amostras na condição 4). Já na condição 1, não houve superenvelhecimento.
74
650
600
Microdureza (HV)
550
500
450
400
350
300
250
0
1
2
3
4
A Figura 38 faz uma comparação para o tempo de envelhecimento a 600ºC, nesta
condição percebeu-se uma cinética parecida a partir de 60 minutos de envelhecimento.
75
650
600
Microdureza (HV)
550
500
450
400
350
300
250
0
1
2
3
4
Uma análise complementar por difração de Raios-X foi feita com o intuito de
verificar a formação da austenita reversa. Foram realizadas análises por DRX nas condições
indicadas na Tabela 12. De acordo com os difratogramas, ocorreu o surgimento de austenita
reversa para as amostras envelhecidas nas temperaturas de 560ºC e 600ºC, como exibem as
Figuras 39 e 40. Ao realizar uma análise comparativa entre estas duas figuras percebe-se
uma maior quantidade de austenita reversa nas amostras envelhecidas a maior temperatura
(12,38). Já as amostras envelhecidas a 510ºC só apresentaram martensita de estrutura CCC,
como pode ser observada na Figura 41. Com estas análises e com as curvas de
envelhecimento levantadas observa-se que a presença de austenita reversa é um fator
importante na redução da dureza, assim como verificado por Pardal (12), Schnitzer (37) e
Tavares et. al (38).
76
20
30
40
M(211)
M(200)

Intensidade (U. A.)
M(110)
Cond. 1 560° C - 4h
Cond. 4 560° C - 4h
50
60
70
80
90
Ângulo de difração 2 ° )
20
30
40
50
M(211)
M(200)
M(110)
Cond. 1 Env. 600° C - 4h
Cond. 4 Env. 600° C - 4h

Intensidade (U. A.)

Figura 39 – Difratogramas das amostras solubilizadas nas condições 1 e 4 e envelhecidas a
560ºC por 4 horas.
60
70
80
90
Ângulo de difração 2° )
600ºC por 4 horas.
M(110)
77
M(211)
M(200)
Intensidade (U.A.)
Cond. 1 Env. 510°C -2h
Cond. 4 Env. 510°C -2h
20
30
40
50
60
70
80
90
Ângulo de difração 2° )
510ºC por 2 horas.
4.2.2.2 Tenacidade
As Tabelas 21 e 22 apresentam os resultados obtidos da energia ao impacto Charpy.
De modo a traçar um comparativo entre os valores de tenacidade obtidos no presente
trabalho com os obtidos por Pardal (12), uma correlação foi feita entre os tamanhos de
corpo de prova Charpy normais e reduzidos de acordo com a Tabela 13 apresentada na
seção 3.3.2 (47). Após a realização desta análise pôde-se verificar que os resultados obtidos
por Pardal (12) foram superiores, em todas as condições comparadas.
78
Tabela 21 – Resultados de energia absorvida Charpy nas amostras com condição 1 de
solubilização.
Condição
Tenacidade (J)
Apenas solubilizada
Envelhecida a 480ºC 2horas
Envelhecida a 480ºC 4 horas
Envelhecida a 560ºC 45 min
129,5 ± 10,2
25,5 ± 3,5
18,0 ± 0,0
12,8 ± 0,4
17,3 ± 1,1
19,5 ± 3,5
13,5 ± 0,7
13,5 ± 0,7
Tenacidade Pardal
(12). Valor corrigido
(47) (J)
54,8 (---)
9,5 (37,5)
__________
__________
6,5 (23,3)
__________
7 (27,0)
8,5 (35,2)
Tabela 22 - Resultados de energia absorvida Charpy nas amostras com condição 4 de
solubilização.
Condição
Tenacidade (J)
Apenas solubilizada
Envelhecida a 480ºC 2horas
Envelhecida a 560ºC 45 min
94,5 ± 9,7
12,8 ± 3,5
11,5 ± 4,9
20,5 ± 1,4
11,5 ± 0,0
25 ± 0,0
22,3 ± 10,3
35,0 ± 2,1
De acordo com as Tabelas 21 e 22 a maior tenacidade foi obtida no corpo de prova
solubilizado na condição 4 e envelhecido a 600°C por 4 horas e, os menores valores de
tenacidade foram obtidos nos corpos de prova solubilizados na mesma condição e
envelhecidos nas temperaturas de 480ºC e 510ºC por 4 horas. Também pode ser observado
na Tabela 22 que os corpos de prova envelhecidos a 560ºC por 4 horas foram os únicos a
apresentar uma dispersão considerável.
79
As Figuras 42, 43, 44 e 45 representam os gráficos da tenacidade versus o tempo de
envelhecimento para as duas condições de solubilização.
140
o
Solubilizado a 900 C
o
o
o
Solubilizado a 900 C - 860 C - 820 C
Tenacidade ao impacto Charpy (J)
120
100
80
60
40
20
0
0
1
2
3
4
o
Tempo de envelhecimento a 480 C (h)
Figura 42 – Comparação dos resultados de tenacidade obtidos para os corpos de prova nas
condições 1 e 4 de solubilização e envelhecidos a 480°C.
Ao analisar a Figura 42, notou-se que na temperatura de envelhecimento a 480°C, as
duas condições de solubilização apresentaram curvas com comportamentos semelhantes,
porém observa-se que a condição 1 apresentou maiores valores de tenacidade para todas as
condições de envelhecimento.
A Figura 43 apresenta o comportamento comparativo para o envelhecimento a
510ºC. Nesta figura percebe-se que a partir de duas horas de envelhecimento as condições 1
e 4 de solubilização apresentam comportamentos distintos pois, enquanto na condição 1
ocorre o aumento da tenacidade com o passar do tempo, na condição 4 há a diminuição
desta propriedade mecânica.
80
140
o
120
o
o
o
100
80
60
40
20
0
0
1
2
3
4
o
De acordo com as Figuras 44 e 45 pôde-se verificar que os corpos de prova
envelhecidos nas temperaturas de 560ºC e 600ºC, apresentaram na condição 4 valores de
tenacidade maiores que na condição 1 de solubilização.
81
140
o
120
o
o
o
100
80
60
40
20
0
0
1
2
3
4
o
140
o
120
o
o
o
100
80
60
40
20
0
0
1
2
3
4
o
82
Os resultados demonstram que a melhor condição de envelhecimento para se obter
um bom compromisso entre dureza e tenacidade corresponde a um envelhecimento a 480°C
por 4 horas, com uma solubilização prévia a 900°C.
4.2.2.2.1 Análise das superfícies de fratura
Com intuito de verificar as superfícies da fratura oriundas do ensaio de impacto
foram analisadas por microscopia eletrônica de varredura (MEV) os corpos de prova
fraturados nas condições solubilizadas 1 e 4.
As Figuras 46 e 47 exibem a superfície de fratura da condição 1 com diversos
aumentos, respectivamente. Na Figura 47 se observa a presença de dimples indicando que a
fratura foi dúctil com a presença de dimples esféricos resultantes da nucleação, crescimento
e coalescimento de microcavidades. Entretanto, observou-se por EDS a presença de
partículas grosseiras ricas em cálcio e enxofre (ponto 1), assim como ricas em alumínio
(ponto 2). Os respectivos espectros e suas composições químicas em peso são exibidos nas
Figuras 48 e 49 e nas Tabelas 23 e 24.
83
Figura 46 – Imagem obtida por microscopia eletrônica de varredura (MEV) da superfície de
fratura após ensaio Charpy. Amostra solubilizada na condição 1. Aumento de 35X.
Figura 47 – Imagem obtida por microscopia eletrônica de varredura (MEV) da superfície de
84
Figura 48 – Espectro de EDS da inclusão 1 da Figura 47.
Tabela 23 – Porcentagem em peso dos elementos que compõem a inclusão 1.
Análise por EDS
Elemento (%) em peso
S
33,31
Ca
47,68
Fe
13,64
Co
2,38
Ni
2,99
85
Figura 49 – Espectro de EDS da inclusão 2 da Figura 47.
Tabela 24 – Porcentagem em peso dos elementos que compõem a inclusão 2.
Análise por EDS
Elemento (%) em peso
Al
91,3
Ti
2,59
Fe
5,19
Co
0,92
Como observado deverá ser realizada uma análise de composição química mais
precisa na determinação do teor de enxofre da liga, sugere-se então, para trabalho futuro
fazer uma análise deste elemento pelo método de combustão via instrumental. Este fato é
de suma importância, pois aparentemente o enxofre é bastante nocivo para aços maraging
empregados em centrífugas quando estas atingem altas velocidades de rotação de serviço.
Finalmente, entende-se que especiais cuidados devem ser levados em consideração, nos
processos de refino VIM +VAR aplicados nesta classe de materiais.
86
As Figuras 50, 51 e 52 apresentam as análises na superfície de fratura do corpo de
prova Charpy da condição 4 de solubilização, destacando que o tipo de fratura também foi
dúctil.
Figura 50 – Imagem obtida por Microscopia eletrônica de varredura das superfícies de
87
A Figura 51 – Imagem obtida por microscopia eletrônica de varredura das superfícies de
A Figura 52 – Imagem obtida por microscopia eletrônica de varredura das superfícies de
88
CAPÍTULO 5
5 CONCLUSÕES
O presente trabalho que teve como objetivo verificar a influência da temperatura de
solubilização na microestrutura, tenacidade e microdureza do aço maraging classe 300,
permite as seguintes conclusões:
1. As diferentes condições de solubilização (900ºC; 900ºC - 860ºC; 900ºC - 820ºC;
900ºC – 860ºC – 820ºC) apresentaram um refino microestrutural tanto em relação
ao tamanho de grão da austenita prévia, quanto aos cristalitos de martensita.
2. Não houve influência significativa da redução do tamanho de grão da austenita
prévia nas propriedades mecânicas das amostras apenas solubilizadas.
3. As amostras com a menor granulação apresentaram uma cinética de precipitação
mais lenta para as temperaturas de envelhecimento de 480ºC e 510ºC. Porém, essas
amostras apresentaram um precoce superenvelhecimento verificado na temperatura
de 560ºC.
4. O maior valor de dureza encontrado ocorreu na amostra solubilizada a 900ºC para
temperatura de envelhecimento a 510°C e tempo de 4 horas. Enquanto que o maior
valor de tenacidade foi obtido na amostra previamente solubilizada a 900ºC – 860ºC
– 820ºC e, envelhecida posteriormente a 600ºC por 4 horas.
5. O refino de grão efetuado durante a solubilização passa a ter uma influência mais
significativa nas amostras superenvelhecidas, na qual a tenacidade e a dureza
apresentam valores superiores.
89
6. A presença de compostos intermetálicos gerou a queda na tenacidade das amostras
estudadas, enquanto o surgimento da austenita reversa propiciou o aumento da
tenacidade e a queda da dureza.
7. Denotou-se a presença de partículas ricas em enxofre na condição 1 de solubilização
que podem acarretar em problemas operacionais do material quando utilizado em
serviços que requeiram altas velocidades de rotação.
90
CAPÍTULO 6
6 SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS
1. Realizar um estudo semelhante ao abordado para maraging fundidos.
2. Fazer um estudo comparativo da influência do refino de grão dos aços maraging
classe 300 e 350.
3. Avaliar a influência do refino de grão na suscetibilidade à corrosão do aço maraging.
4. Levantar curvas de microdureza vs. tempo de envelhecimento para as amostras
solubilizadas nos ciclos 900ºC - 860ºC e 900ºC – 820ºC.
5. Realizar ciclos diferentes de tratamentos térmicos de solubilização e fazer uma
comparação com os resultados obtidos no presente trabalho.
6. Realizar ensaios de tração para verificar a influência do refino de grão na tensão de
escoamento.
7. Realizar estudos por fragilização por hidrogênio nas amostras solubilizadas e
envelhecidas.
8. Efetuar uma quantificação de austenita reversa pelo método de difração de Raios-X
por comparação direta.
9. Realizar tratamentos de solubilização a temperaturas maiores às estudadas de modo a
avaliar a influência do crescimento excessivo do tamanho de grão da γ prévia nas
propriedades mecânicas de amostras solubilizadas e envelhecidas.
10. Efetuar um estudo de deformação a frio de amostras solubilizadas a fim de verificar
variações da cinética de precipitação durante o envelhecimento.
91
11. Efetuar análises de composição química do teor de enxofre por combustão via
instrumental na amostra como recebido.
92
CAPÍTULO 7
7 REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS
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- Universidade Federal Fluminense

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