ads:
ROBERTO MASATO ANAZAWA
CARACTERIZAÇÃO MECÂNICA E MICROESTRUTURAL DE UM
AÇO 300M COM MICROESTRUTURA MULTIFÁSICA
Tese apresentada à Faculdade de Engenharia do
Campus de Guaratinguetá, Universidade Estadual
Paulista, para a obtenção do título de Doutor em
Engenharia Mecânica na Área de Projetos e Materiais.
Orientador: Prof. Dr. Antonio Jorge Abdalla
Co-orientador: Prof. Dr. Tomaz Manabu Hashimoto
Guaratinguetá
2007
ads:
Livros Grátis
http://www.livrosgratis.com.br
Milhares de livros grátis para download.
DADOS CURRICULARES
ROBERTO MASATO ANAZAWA
NASCIMENTO 08/04/1957 – FLÓRIDA PAULISTA, SP
FILIAÇÃO Keniti Anazawa
Sakae Anazawa
1976 – 1981 Bacharel em Física
Instituto de Física – Universidade de São Paulo
São Paulo - SP
1982 - 1984 Mestrado em Física Nuclear
Instituto de Física – Universidade de São Paulo
São Paulo - SP
ads:
Em memória ao meu pai Keniti Anazawa.
À Sueli, minha adorada esposa.
Ao meu filho Luan.
Ambos, cada um à sua maneira,
com muito amor e apoio, mostraram-me como eu poderia tornar mais
tranqüilo o processo de busca de ampliação de meus conhecimentos.
AGRADECIMENTOS
Ao meu orientador e amigo Prof. Dr. Antonio Jorge Abdalla, por encaminhar para essa
área de Engenharia de Materiais. Muito obrigado também pela amizade, disposição e
entusiasmo na orientação deste trabalho.
Ao meu co-orientador Prof. Dr. Tomaz Manabu Hashimoto, pela amizade e por me
abrir as portas desta casa e me acolher na sua equipe de trabalho nestes anos de
aprendizado.
Ao Prof. Dr. Marcelo dos Santos Pereira, pelos ensinamentos acadêmicos, pelas
sugestões, apoio, discussões muito úteis, e mais que tudo, pela grande amizade
demonstrada.
Ao IEAV/CTA, na pessoa dos chefes das divisões EFO e EAH: Dr. Carlos Schwab,
Ten. Cel. Eng. André César da Silva e Dr. Alberto Monteiro dos Santos, pela
flexibilidade dispensada para a condução desta pesquisa.
Ao amigo e Prof. Dr. Antonio Carlos da Cunha Migliano, pela disponibilização do
Laboratório de Medidas Eletromagnéticas do IEAv/CTA para a realização das medidas
magnéticas.
Ao amigo Leonardo Violim Lemos, pela dedicação e auxílio na automatização da
aquisição de medidas magnéticas.
Aos alunos de iniciação científica Natali de Siqueira Souza e Thierri Zulske Penteado,
pelo apoio oferecido nos ensaios mecânicos, preparação de amostras e metalografia e
aquisição de dados.
A amiga e aluna de iniciação cientifica Gabriela Reis Carrer, pela ajuda na preparação
de amostras, dados de microscopia óptica, microscopia eletrônica de varredura e de
difratometria de raios X. Ainda, pelo exemplo de dedicação e luta demonstrado
durante o seu trabalho e pela grandeza. Amiga antes de tudo e para sempre.
Ao meu amigo Marcelo Soares Amorim, pelo auxílio na elaboração da tese,
principalmente nos desenhos e figuras.
Ao meu amigo Aluisio Pinto da Silva, pela amizade e pelo grande apoio na análise de
imagens pelo software Image J.
Ao CTA/IAE/AMR, pelos tratamentos térmicos realizados, pelas micrografias
realizadas no MEV, pelo Dr. Dalcy Roberto dos Santos, Edvaldo Faria Diniz e
Rogério Duque Gonçalves.
Aos funcionários e técnicos do Departamento de Materiais e Tecnologia da
FEG/UNESP, pelo apoio e colaboração.
Ao amigo Walter Miyakawa pelos dados obtidos por microscopia de força atômica.
Ao DEMAR/EEL - USP, pelos ensaios mecânicos de tração e fadiga realizados,
medidas de difratometria de raios X, em especial ao Prof. Dr. Carlos Antonio Reis
Baptista, ao Prof. Dr. Paulo Suzuki, ao técnico Francisco Paiva e a aluna de iniciação
científica Patrícia Pivato.
Aos funcionários da Biblioteca do IEAv/CTA, Anivaldo Ferreira de Lima Filho,
Rosilene Maria de Mendonça, Célia Aparecida Ramos, Cristina Satiko e Diana do
Espírito Santo, pela atenção sempre presente, rapidez e qualidade dos serviços na
solicitação dos artigos e livros solicitados.
A todos os amigos da Divisão de EAH e EFO, pela amizade, pelo convívio no trabalho
e momentos inesquecíveis.
Às funcionárias da Biblioteca da FEG/UNESP, pela dedicação e presteza e
principalmente pela vontade de ajudar.
Aos funcionários da Secretaria do Programa de pós-graduação, pela dedicação,
paciência e atenção no atendimento.
Por fim, a todos que direta ou indiretamente contribuíram para que este trabalho
pudesse ser concretizado.
O valor das coisas não está no tempo que elas duram, mas
na intensidade com que acontecem. Por isso existem momentos
inesquecíveis, coisas inexplicáveis e pessoas incomparáveis.
Fernando Pessoa
Paciência e perseverança têm
o efeito mágico de fazer as dificuldades
desaparecerem e os obstáculos sumirem.
John Quincy Adams
ANAZAWA, R. M. Caracterização mecânica e microestrutural de um aço 300M
com microestrutura multifásica. 2007, 193 p. Tese (Doutorado em Engenharia
Mecânica) – Faculdade de Engenharia do Câmpus de Guaratinguetá, Universidade
Estadual Paulista, Guaratinguetá, 2007.
RESUMO
Os aços multifásicos são de grande interesse comercial e têm atraído a atenção,
principalmente, da indústria automobilística devido a combinação de alta resistência e
ductilidade. A fase austenita retida, presente nestes aços, tem sido objeto de especial
interesse devido ao efeito TRIP, que contribui para a melhoria da tenacidade. Neste
trabalho é utilizado o aço aeronáutico 300M e, com o objetivo de estudar a influência
das fases sobre as propriedades mecânicas são realizadas as seguintes etapas: a
otimização de rotas de tratamentos térmicos para a obtenção de uma microestrutura
multifásica; caracterização microestrutural por microscopia óptica, microscopia
eletrônica de varredura e microscopia de força atômica e avaliação do envelhecimento
de deformação à temperatura ambiente. A principal contribuição é a determinação da
fração volumétrica da austenita retida por meio de medidas de saturação magnética
através de curvas de histerese magnética. As frações volumétricas de austenita retida
obtidas por medidas de magnetização são comparadas com as obtidas por difratometria
de raios X e microscopia óptica após ataques químicos de metabissulfito de sódio. Os
resultados obtidos por microscopia óptica e pelo método magnético apresentam boa
concordância com os valores encontrados na literatura. A alteração microestrutural
devido aos tratamentos térmicos aplicados permite melhorias no limite de escoamento
e resistência. Analisa-se, ainda, o efeito do envelhecimento por deformação à
temperatura ambiente. Os resultados são surpreendentes, ocorrendo um aumento no
limite de escoamento em até 87%, devido à associação do envelhecimento por
deformação com o efeito TRIP.
PALAVRAS-CHAVE: aço 300M, aços multifásicos, caracterização microestrutural.
ANAZAWA, R. M. Mechanical and microstructural characterization of 300M
multiphase microstructure steel. 2007, 193 p. Thesis (Doctorate in Mechanical
Engineering) − College of Engineering, Campus of Guaratinguetá, São Paulo State
University, Guaratinguetá, 2007.
ABSTRACT
The multiphase steels are of great commercial interest and have attracted
attention mainly of the automobile industry due to the combination of their high
strength and ductility. The retained austenite phase present in these steels has been
object of special interest due to TRIP effect contribution for the improvement of the
toughness. In this work the influence of the phases of the aircraft 300M steel is carried
out by the optimization of heat treatments routes to obtain multiphase microstructure.
Microestructural characterization is evaluated by optical microscopy, scanning
electronic microscopy, atomic force microscopy and analysis of the deformation
ageing at room temperature. The main contribution is the determination of retained
austenite volume fractions from magnetic hysteresis curves. These values are
compared with x-ray diffraction data and optical microscopy after sodium
metabisulfite etching, presenting good agreement with the literature. The
microstructural alterations due the applied heat treatments also affect the yield strength
and strength. The association of the deformation ageing and the TRIP effect resulted in
a surprising increase of up to 87% in the yield strength.
KEYWORDS: 300M steel, multiphase steel, microstructural characterization.
LISTA DE FIGURAS
Figura 1 Foto do VLS ................................................................................... 35
Figura 2 Desenho esquemático do VLS apresentando as principais
empresas participantes do projeto...................................................
36
Figura 3 Ciclo térmico otimizado para o aço 300M...................................... 39
Figura 4 Plataforma comum para as classes C e PNGV............................... 45
Figura 5 Ilustração da estrutura principal da carroceria de um veículo
classe C Européia............................................................................
46
Figura 6 Ilustração da estrutura principal da carroceria de um veículo
classe PNGV...................................................................................
46
Figura 7 Diagrama deformação versus tensão dos aços TRIP e
TWIP...............................................................................................
50
Figura 8 Aço flexível como borracha............................................................ 50
Figura 9 Evolução das teorias de endurecimento de aços de 1890 a 1903... 52
Figura 10 Relação entre alongamento total e limite de escoamento de várias
categorias de materiais de alta resistência amplamente utilizados
na estrutura de automóveis modernos ............................................
55
Figura 11 Relação entre o a relação resistência/alongamento e os
mecanismos de aumento de resistência (F=ferrita, B=bainita,
M=martensita).................................................................................
56
Figura 12 Representação esquemática do efeito TRIP.................................... 57
Figura 13 Curva tensão versus deformação para aços de baixo carbono
apresentando envelhecimento.........................................................
59
Figura 14 Representação esquemática das características microestruturais
da formação da bainita....................................................................
62
Figura 15 Ilustração esquemática da formação da bainita superior e bainita
inferior............................................................................................
63
Figura 16 Micrografia da bainita superior....................................................... 64
Figura 17 Floresta de discordâncias formado na interface bainita (região
clara)/austenita (região escura).......................................................
65
Figura 18 Microestrutura de bainita inferior................................................... 66
Figura 19 Transformação martensítica dentro da partícula de austenita......... 68
Figura 20 Ilustração esquemática das energias livres da austenita e
martensita em função da temperatura ............................................
69
Figura 21 Diagrama Fe – C…………………………………………………. 71
Figura 22 Tratamentos térmicos e microestruturas dos (a) aços bifásicos e
(b) aços TRIP..................................................................................
73
Figura 23 Fotomicrografias obtidas após ataque químico adaptado da
técnica de LePera............................................................................
85
Figura 24 Microestrutura de um aço com Nb (b, d) e sem Nb (a,c) com a
técnica de heat-tinting.....................................................................
87
Figura 25 Diagrama esquemático de um microscópio de força atômica........ 94
Figura 26 Representação dos corpos-de-prova utilizados nos ensaios de
tração conforme norma ASTM-E8-M para tipo reduzido
(subsize)..........................................................................................
98
Figura 27 Representação dos corpos-de-prova utilizados nos ensaios de
fadiga conforme a norma ASTM E466...........................................
98
Figura 28 Diagrama TTT para o aço 300M ................................................... 100
Figura 29 Gráfico esquemático dos tratamentos térmicos realizados para a
etapa 1.............................................................................................
102
Figura 30 Gráfico esquemático dos tratamentos térmicos aplicados para a
etapa 2…………………………………………………………….
103
Figura 31 Tela do programa Image J.............................................................. 108
Figura 32 Corpo-de-prova com o enrolamento primário e secundário
utilizado para medidas da curva de histerese..................................
110
Figura 33 Curva de histerese magnética......................................................... 111
Figura 34 Diagrama geral do Traçador de Curva de Histerese....................... 112
Figura 35 Rack de equipamentos utilizados na medidas da curva de
histerese..........................................................................................
114
Figura 36 Tela principal do programa para medida da curva de histerese
magnética do aço 300M…………………………………………..
115
Figura 37 Fotomicrografia do aço 300M recozido, após ataque de nital 2%.. 118
Figura 38 Micrografia obtida por microscopia óptica do aço 300M
aquecido a 900ºC por 20 minutos, com transformação isotérmica
a 370ºC por 10 minutos e resfriado em água, após ataque
com metabissulfito de sódio...........................................................
119
Figura 39 Fotomicrografia obtida por microscopia óptica do aço 300M
aquecido a 900ºC por 20 minutos, com transformação isotérmica
a 370ºC por 15 minutos e resfriado em água, após ataque com
reagente LePera...............................................................................
120
Figura 40 Fotomicrografia obtida por microscopia óptica do aço 300M
aquecido a 900ºC por 20 minutos, com transformação
intercrítica a 760ºC por 10 minutos e resfriado em óleo, após
ataque com reagente LePera...........................................................
121
Figura 41 Fotomicrografia obtida por MEV do aço 300M como fornecido
sem a aplicação de tratamento térmico...........................................
122
Figura 42 Fotomicrografia obtida por MEV do aço 300M como fornecido
sem a aplicação de tratamento térmico...........................................
123
Figura 43 Fotomicrografia obtida por MEV do aço 300M na condição:
aquecimento a 900ºC, mantido por uma hora, transferido para um
forno a 400ºC, mantido por 30 minutos e resfriado em óleo..........
124
Figura 44 Fotomicrografia obtida por MEV do aço 300M na condição:
aquecimento a 900ºC, mantido por uma hora, transferido para um
forno a 350ºC, mantido por 17 minutos e resfriado em óleo..........
125
Figura 45 Micrografia com ampliação da área delimitada por um círculo na
Figura 45.........................................................................................
125
Figura 46 Micrografia obtida por MEV do aço 300M na condição recozida
(aquecimento a 900ºC por duas horas, resfriado no forno até
temperatura ambiente)....................................................................
126
Figura 47 Fotomicrografia obtida por MEV do aço 300M na condição de
aquecimento a 900ºC mantido por uma hora, transferido para
outro forno a 400ºC, mantido por 30 minutos e resfriado em óleo.
127
Figura 48 Fotomicrografia obtida por MEV do aço 300M na condição:
aquecimento a 900ºC mantido por 1 hora, transferido para outro
forno a 350ºC, mantido por 17 minutos e resfriado em óleo..........
127
Figura 49 Fotomicrografia obtida por MEV do aço 300M na condição:
aquecimento a 900ºC mantido por 1 hora, transferido para outro
forno a 370ºC, mantido por 23 minutos e resfriado em óleo..........
128
Figura 50 Fotomicrografia obtida por MEV do aço 300M na condição:
aquecimento a 760ºC mantido por 15 minutos e resfriado em
óleo..................................................................................................
128
Figura 51 Imagem topográfica tridimensional obtida no microscópio de
força atômica……………………………………………………...
129
Figura 52 Imagem topográfica bidimensional obtida no microscópio de
força atômica……………………………………………………...
129
Figura 53 Linhas para análise de perfil de altura e identificação das fases
do aço multifásico 300M................................................................
131
Figura 54 Curva de vida em fadiga do aço 300M…………………………... 134
Figura 55 Aspectos macroscópicos da superfície de fratura por fadiga do
aço 300M recozido………………………………………………..
135
Figura 56 Aspectos macroscópicos da superfície de fratura por fadiga do
aço 300M no tratamento IT………………………………………
136
Figura 57 Micrografia obtida por MEV, apresentando a região de início da
trinca no aço 300M recozido……………………………………..
137
Figura 58 Micrografia obtida por MEV, apresentando a região de início da
trinca no aço 300M submetido ao tratamento IC…………………
138
Figura 59 Micrografia obtida por MEV, apresentando a região de início da
trinca no aço 300M submetido ao tratamento IT…………………
139
Figura 60 Micrografia obtida por MEV, apresentando a região de fratura
final por sobrecarga do aço 300M recozido………………………
140
Figura 61 Micrografia obtida por MEV, apresentando a região de fratura
final por sobrecarga do aço 300M submetido ao tratamento IC…
141
Figura 62 Micrografia obtida por MEV, apresentando a região de fratura
final por sobrecarga do aço 300M submetido ao tratamento IT….
142
Figura 63 Difratograma de raios X do aço 300M recozido…………………. 144
Figura 64 Difratograma de raios X do aço 300M submetido ao tratamento
térmico isotérmico a 320ºC……………………………………….
145
Figura 65 Difratograma de raios X do aço 300M submetido ao tratamento
térmico isotérmico a 350ºC……………………………………….
145
Figura 66 Difratograma de raios X do aço 300M submetido ao tratamento
térmico isotérmico a 370ºC……………………………………….
146
Figura 67 Difratograma de raios X do aço 300M submetido ao tratamento
térmico isotérmico a 400ºC……………………………………….
146
Figura 68 Difratograma de raios X do aço 300M submetido ao tratamento
térmico isotérmico a 760ºC……………………………………….
147
Figura 69 Difratograma de raios X do aço 300M submetido ao tratamento
térmico de têmpera e revenido convencional…………………….
147
Figura 70 Micrografia do aço 300M, submetido ao tratamento térmico
intercrítico a 760ºC, atacada com solução aquosa a 10% de
metabissulfito de sódio após a análise do threshold do software
Image J............................................................................................
148
Figura 71 Curva de histerese do aço IF........................................................... 150
Figura 72
Figura 73
Figura 74
Figura 75
Figura 76
Figura 77
Curva de histerese do aço 300M no tratamento térmico IT370ºC..
Curva de histerese do aço 300M no tratamento térmico IC760ºC..
Curva Tensão versus Deformação para o aço recozido..................
Curva Tensão versus Deformação para o aço no tratamento
IT320ºC...........................................................................................
Curva Tensão versus Deformação para o aço no tratamento
IT350ºC...........................................................................................
Curva Tensão versus Deformação para o aço no tratamento
IT370ºC...........................................................................................
151
151
155
156
156
157
Figura 78
Figura 79
Figura 80
Figura 81
Curva Tensão versus Deformação para o aço no tratamento
IT400ºC...........................................................................................
Curva Tensão versus Deformação para o aço no tratamento
IC760ºC...........................................................................................
Curva Tensão versus Deformação para o aço no tratamento
têmpera e revenimento (TRC)........................................................
Resultados de σ
e
e σ’
e
em função da temperatura……………….
157
158
158
160
Figura 82
Figura 83
Curva de alongamento versus temperatura do aço 300M………...
Barra de menu do Image J..............................................................
161
186
LISTA DE TABELAS
Tabela 1 Composição química (% em massa) dos aços estudados por
Zackay et al., 1967............................................................................
53
Tabela 2 Composição química típica (% em massa) de aços assistidos pelo
efeito TRIP.......................................................................................
54
Tabela 3 Efeitos e quantidade de massas típicas em % de elementos de liga
em aços TRIP....................................................................................
83
Tabela 4 Uma comparação das características de diferentes técnicas para
uma análise da fração de volume da austenita retida........................
90
Tabela 5 Fator de decréscimo dos mais importantes elementos de liga ......... 96
Tabela 6 Composição química do aço 300M (% em massa)........................... 116
Tabela 7 Alturas das fases bainita, austenita retida e martensita em relação
a ferrita..............................................................................................
131
Tabela 8 Propriedades mecânicas do aço 300M para tratamentos térmicos
da etapa 1..........................................................................................
132
Tabela 9 Propriedades mecânicas do aço 300M para corpos-de-prova não
deformados.......................................................................................
143
Tabela 10 Número de espiras do enrolamento primário e secundário dos
corpos-de-prova................................................................................
149
Tabela 11 Valores de B
SAT
e fração volumétrica de austenita retida.............. 152
Tabela 12 Fração volumétrica de austenita retida............................................. 153
Tabela 13 Valores de frações volumétricas iniciais, finais, transformada e
percentual da austenita retida para cada tratamento térmico............
154
Tabela 14 Propriedades mecânicas do aço 300M para corpos-de-prova
deformados.......................................................................................
159
Tabela 15
Valores de σ
e
, σ’
e
, σ
D
e percentual do aumento do limite de
escoamento.......................................................................................
159
LISTA DE ABREVIATURAS E SIGLAS
A – Austenita
ABNT – Associação Brasileira de Normas Técnicas
A
C1
– Inicio do intervalo de transformação ou temperatura eutetóide
A
C3
– Temperatura mínima de austenitização
AHSS – Advanced High Strength Steels
AISI - American Iron and Steel Institute
AMR/IAE – Departamento de Materiais do Instituto de Aeronáutica e Espaço
ARBL – Alta Resistência e Baixa Liga
AR – Austenita retida
ASTM – American Society for Testing and Materials
B – Bainita
BH – Bake Hardening
BNDE – Banco Nacional de Desenvolvimento Econômico
CCC – Cúbico de Corpo Centrado
CCT – Contínuous Cooling Transformation
CDP – Corpo-de-Prova
CP – Complex Phase
CTA – Comando-Geral de Tecnologia Aeroespacial
DEMAR/EEL-USP – Departamento de Materiais da Escola de Engenharia de
Lorena – Universidade de São Paulo
DP – Dual Phase
DRX – Difratometria de raios X
F – Ferrita
FEG – Faculdade de Engenharia - Campus de Guaratinguetá
HSS – Hight Strength Steels
HSLA – High Strength Low Alloy
IAE – Instituto de Aeronáutica e Espaço
IC – intercrítico
IF – Interstitial Free
IT – isotérmico
ITA – Instituto Tecnológico da Aeronáutica
LAImat – Laboratório de Análise de Imagens de Materiais
LIP – Lightweight Induced Plasticity
M – martensita
MA – Martensita + Austenita
MART – Martensíticos
MEV – Microscopia Eletrônica de Varredura
MFA – Microscopia de Força Atômica
MO – Microscopia Óptica
M
S
– Temperatura inicial da formação da martensita
MTCR – Missile Technology Control Regime
PNGV – Partnership for a New Generation of Vehicles
SAE – Society of Automotive Engineers
SUTEC/IEAV – Divisão de Suporte Tecnológico do Instituto de Estudos Avançados
TCH – Traçador de Curvas de Histerese
TRC – Têmpera e Revenimento Convencional
TRIP – Transformation Induced Plasticity
TWIP – Twinning Induced Plasticity
ULSAB – Ultra Light Steel Auto Body
ULSAB – AVC – Ultra Light Steel Auto Body- Advanced Vehicle Concepts
ULSAC – Ultra Light Steel Auto Closures
ULSAS – Ultra Light Steel Auto Suspension
UNESP – Universidade Estadual Paulista
VLS – Veículo Lançador de Satélite
LISTA DE SÍMBOLOS
Å – Angström = 1x10
-10
m
°C – graus Celsius
Al – Alumínio
B – indução magnética
B
SAT
– indução magnética saturada
C
6
H
2
(NO)
3
OH – ácido pícrico
C – Carbono
Cr – Cromo
Cu – Cobre
F - Ferrita
Fe – Ferro
Fe - C – ferro carbono
Fe
3
C – Carboneto de Ferro
H – campo magnético
HNO
3
– Ácido Nítrico
MPa – Megapascal = MN/m
2
Mn – Manganês
Mo – Molibdênio
Na
2
S
2
O
5
– metabissulfito de sódio
Nb - nióbioFe-C – Ferro-carbono
Ni - Níquel
N
P
– número de espiras do enrolamento primário
N
S
– número de espiras do enrolamento secundário
P – Fósforo
S – enxofre
Si – Silício
V - Vanádio
t – tempo
σ
D
– tensão de pré-deformação
σ
e
– limite de escoamento antes do envelhecimento
σ
’
e
– limite de escoamento após o envelhecimento
kN – KiloNewton
T – Tesla
SUMÁRIO
LISTA DE FIGURAS
LISTA DE TABELAS
LISTA DE ABREVIATURAS E SIGLAS
LISTA DE SÍMBOLOS
RESUMO
ABSTRACT
1 INTRODUÇÃO......................................................................................... 24
1.1 PRÓLOGO............................................................................................... 24
1.2 HISTÓRICO DO AÇO 300M................................................................. 26
1.2.1 Evolução histórica dos aços para aplicações aeroespaciais............. 26
1.2.2 O aço 300M.......................................................................................... 28
1.2.3 Desenvolvimento do aço 300M........................................................... 29
1.2.4 Produção industrial de aço 300M no país......................................... 31
1.2.5 Tratamento térmico do aço 300M..................................................... 32
1.2.6 Ciclo térmico....................................................................................... 38
2 OBJETIVOS DO TRABALHO.............................................................. 40
3 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA................................................................ 41
3.1 INTRODUÇÃO....................................................................................... 41
3.2 AÇOS MULTIFÁSICOS......................................................................... 47
3.3 AÇOS TRIP ............................................................................................ 51
3.3.1 Histórico.............................................................................................. 51
3.3.2 O efeito TRIP...................................................................................... 55
3.3.3 Envelhecimento por deformação....................................................... 57
3.3.4 Metalurgia dos aços TRIP.................................................................. 60
3.3.5 A transformação bainítica.................................................................. 60
3.3.5.1 Bainita superior.................................................................................. 63
3.3.5.2 Bainita inferior................................................................................... 65
3.3.6 A transformação martensítica........................................................... 67
3.3.7 Tratamentos térmicos.........................................................................
69
3.3.7.1 Introdução.......................................................................................... 69
3.3.7.2 Tratamentos térmicos para obtenção de aços TRIP multifásicos...... 73
3.3.8 O Papel da Austenita Retida..............................................................
3.3.9 A Influência dos Elementos de Liga nos Aços TRIP.......................
75
77
3.3.9.1 Efeito do carbono…………………………………………………...
3.3.9.2 Efeito do manganês…………………………………………………
3.3.9.3 Efeito do silício……………………………………………………..
3.3.9.4 Efeito do alumínio………………………………………………….
3.3.9.5 Efeito do nióbio…………………………………………………….
3.3.9.6 Outros elementos de liga……………………………………………
3.3.10 Ataques químicos aplicados na caracterização microestrutural
de aços TRIP………………………………………………………..
78
79
79
80
81
82
83
3.3.11 Determinação da fração volumétrica da austenita retida............. 88
3.3.11.1Generalidades.................................................................................... 88
3.3.11.2 Microscopia de força atômica.......................................................... 92
3.3.11.2.1 Introdução..................................................................................... 92
3.3.11.2.2 Princípio de funcionamento.......................................................... 93
3.3.11.3 Métodos magnéticos........................................................................ 95
4 PROCEDIMENTO EXPERIMENTAL E METODOLOGIA............. 97
4.1 MATERIAL............................................................................................ 97
4.2 CORPOS-DE-PROVA........................................................................... 97
4.2.1 Corpos-de-prova para ensaios de tração......................................... 97
4.2.2 Corpos-de-prova para ensaios de fadiga......................................... 98
4.3 TRATAMENTOS TÉRMICOS............................................................. 99
4.4 ENSAIOS DE TRAÇÃO....................................................................... 104
4.5 ENSAIOS DE FADIGA........................................................................ 105
4.6 MICROSCOPIA ÓPTICA.................................................................... 105
4.6.1 Preparação das amostras................................................................. 105
4.6.2 Ataques químicos.............................................................................. 106
4.6.3 Quantificação das fases presentes.................................................... 107
4.7 DIFRATOMETRIA DE RAIOS X........................................................ 108
4.8 MICROSCOPIA ELETRÔNICA DE VARREDURA........................... 109
4.9 MICROSCOPIA DE FORÇA ATÔMICA........................................... 109
4.10 MÉTODOS MAGNÉTICOS................................................................ 110
4.10.1 Princípio do ensaio magnético........................................................ 110
4.10.2 Princípio de funcionamento............................................................ 111
5 RESULTADOS E DISCUSSÃO............................................................. 116
5.1 CARACTERIZAÇÃO DO MATERIAL……….................................... 116
5.2 CARACTERIZAÇÃO MICROESTRUTURAL.................................... 116
5.2.1 Microscopia óptica.............................................................................
116
5.2.2 Microscopia eletrônica de varredura...............................................
121
5.2.3 Microscopia de força atômica...........................................................
129
5.3 PROPRIEDADES MECÂNICAS........................................................... 132
5.3.1 Etapa 1 dos tratamentos térmicos....................................................
132
5.3.1.1 Ensaios de tração para os CDPs da etapa 1.......................................
132
5.3.1.2 Ensaios de fadiga............................................................................... 133
5.3.1.2.1 Comportamento em fadiga.............................................................. 133
5.3.1.2.2 Análise fractográfica....................................................................... 135
5.3.2 Etapa 2 dos tratamentos térmicos.....................................................
142
5.3.2.1 Ensaios de tração...............................................................................
142
5.3.2.2 Medidas das frações volumétricas de austenita retida……………...
144
5.3.2.1 Difratometria de raios x…………………………………………….
144
5.3.2.2 Microscopia óptica………………………………………………….
148
5.3.2.3 Métodos magnéticos………………………………………………..
149
5.3.2.3 Estudo do efeito TRIP e envelhecimento por deformação…………
154
6 CONCLUSÕES......................................................................................... 162
SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS.....................................
REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS.......................................................
164
165
APÊNDICE A............................................................................................... 177
APÊNDICE B............................................................................................... 185
ANEXO 1...................................................................................................... 188
ANEXO 2...................................................................................................... 192
1 INTRODUÇÃO
1.1 PRÓLOGO
Apesar do Programa Espacial Brasileiro ser ainda incipiente, se comparado com
o americano e o europeu, pode-se, no entanto, apontar benefícios que o mesmo
incorporou ao processo de desenvolvimento nacional, com conseqüências econômicas
marcantes. A sua filosofia relaciona-se com o desenvolvimento técnico-científico das
áreas necessárias à produção de peças e componentes, bem como com a auto-
suficiência nacional. Nesse sentido, tem-se promovido o progresso e o emprego de
produtos nacionais, visando eliminar a dependência de materiais e de componentes
importados. É sabido que o aumento do potencial tecnológico de uma nação, pela
difusão de uma tecnologia caracterizada por sua complexidade e alta confiabilidade,
colabora, sensivelmente, para a melhoria da qualidade da sua indústria. Criam-se
condições de competitividade para os produtos no mercado externo, além de
possibilitar a diminuição de parte das importações destinadas aos setores estratégicos
da economia, onde é conveniente a eliminação da dependência externa. Dentre as
diversas áreas de Pesquisa & Desenvolvimento, uma das que vem incorporando
quantidade significante de benefícios à humanidade é, certamente, a espacial. Talvez, a
mais importante e contínua contribuição da atividade espacial, seja o acréscimo da
cultura tecnológica advindo da formação e especialização técnica e científica dos
recursos humanos em todos os níveis da indústria, envolvidas em programas desta
natureza. Pode-se afirmar que o Brasil já deu o primeiro passo.
O programa de foguetes desenvolvido pelo Comando da Aeronáutica optou,
desde seu início, pelo emprego de sistemas propulsivos usando propelentes sólidos.
Essa opção impôs que fossem desenvolvidas estruturas metálicas que tinham como
função alojar os blocos de propelentes sólidos, constituindo-se no corpo do foguete.
Essas estruturas receberam o nome técnico de envelopes motores, em virtude de serem
projetadas e otimizadas para minimização de sua massa, pois se constituem em peso
morto do sistema propulsivo (BOSCOV, 1996a).
25
Para que se obtenha um peso morto mínimo do propulsor é necessário que sejam
utilizadas ligas metálicas que permitam preencher uma série de parâmetros da
engenharia mecânica. Satisfazer todos esses parâmetros em uma única liga metálica, é
praticamente inviável. Isso fez com que fossem desenvolvidos aços para usos
aeronáutico e espacial que pudessem associar principalmente elevada resistência
específica (relação resistência/peso), alta resistência mecânica à fadiga, boa
soldabilidade e tenacidade à fratura após realização de tratamentos térmicos de
têmpera e revenimento.
No início do Programa Espacial, o Comando-Geral de Tecnologia Aeroespacial,
antigo Centro Técnico Aeroespacial (CTA), defrontava-se com dois problemas
envolvendo o projeto dos envelopes motores: que liga metálica empregar e como
realizar seu tratamento térmico, que é regido por parâmetros bem definidos para cada
tipo de liga.
Atualmente, o Veículo Lançador de Satélites (VLS) e alguns veículos de
sondagem que fazem parte do Programa Espacial Brasileiro, utilizam o aço de ultra-
alta resistência 300M para a confecção de seus envelopes motores (propulsores). O aço
300M foi utilizado em substituição ao aço 4340, devido aos excelentes resultados
obtidos após a determinação dos parâmetros de tratamento térmico e de soldagem
realizados para este aço. Outras aplicações para o aço 300M, na indústria aeroespacial
são: dispositivos fixadores de alta resistência, estrutura de trens-de-pouso, partes de
fuselagem, etc., onde a relação resistência/peso é fundamental.
É interessante conhecer o desenvolvimento do aço 300M para emprego espacial,
como o CTA trabalhou com empresas privadas para escolher este aço e para aprender
como produzi-lo e dominar seu ciclo de tratamento térmico, sem perder de vista a
capacidade técnica do parque industrial nacional.
26
1.2 HISTÓRICO DO AÇO 300M
1.2.1 Evolução histórica dos aços para aplicações aeroespaciais
As ligas metálicas evoluíram a partir dos clássicos aços-carbono da década de
1950, de baixa resistência mecânica e péssima soldabilidade, para ligas tratadas
termicamente com alta resistência mecânica. Este desenvolvimento foi impulsionado
no final da década de 1960, por imposição absoluta dos programas aeroespaciais,
principalmente os de cunho militar, na área de mísseis balísticos intercontinentais nos
Estados Unidos da América, União Soviética e França. Essa evolução ocorreu partindo
das primitivas ligas ferro/carbono, passando por uma série de combinações até chegar
às ligas com percentual de carbono muito baixo, composição química com altos teores
de níquel (18 a 19%), cobalto (8,5 a 9,5%), molibdênio (4,6 a 5,2%) e titânio (0,5 a
0,8%), denominadas Maraging.
Nos Estados Unidos, durante a década de 1960, foram feitas tentativas frustradas
de se construir os envelopes motores dos propulsores destinados aos mísseis balísticos
intercontinentais Polaris e Minuteman com o aço 300M. Optou-se pelo uso do aço D6-
AC, cujo uso estendeu-se a quase todos os propulsores carregados com propelentes
sólidos.
Na comunidade européia, após tentativa frustrada de se empregar o aço
VASCOJET 1000, foi decidido usar o aço 4340 modificado, o aço Maraging e a liga
de Ti-6Al-4V.
Todas essas ligas apresentam vantagens e inconveniências e sua escolha depende
da capacidade de produzi-las industrialmente com qualidade confiável, que pressupõe
confiabilidade, levando-se em conta que os propulsores serão estocados por longos
períodos de tempo.
Esse era o cenário no início da década de 1970, quando o CTA deveria selecionar
qual a melhor liga a ser empregada em sua família de foguetes SONDA, que seria a
família precursora do VLS, e, conseqüentemente, da liga para o próprio VLS.
O CTA, após examinar todas as possibilidades de desenvolver e produzir aços
(SAE-4340, MARAGING, VASCOJET 1000 e 300M), optou pela utilização dos aços
27
SAE-4340 e 300M no envelope motor do SONDA IV com a finalidade de utilização
no posterior VLS (BOSCOV, 1996b).
Devido a alguns resultados e recomendações pessimistas oriundos dos países que
desenvolveram envelopes motores com o aço 300M soldado, e não obtiveram o êxito
esperado, achou-se por testar duas soluções paralelas: primeiramente, a solução
conhecida, que usa o aço SAE-4340 nas partes soldadas, tratadas para um limite de
resistência à tração de 1460 MPa e aço 300M apenas para o fechamento do extremo
traseiro. A segunda solução, mais inovadora e arriscada, utilizaria somente o aço
300M, tratado termicamente para atingir um limite de resistência à tração de 2000
MPa.
Foram realizados muitos testes a fim de verificar o limite de resistência à tração
após a solda e o tratamento térmico, todos com excelentes resultados. O trabalho total
da produção de placas, chapas e anéis de aço 300M exigiram quatro anos de pesquisa,
porém atingiu o sucesso esperado no veículo SONDA IV e foi amplamente utilizado
no VLS.
O desenvolvimento destes aços só foi possível graças ao trabalho conjunto do
CTA, Eletrometal (atual Villares Metals), Usiminas e Acesita, cabendo a cada uma
destas entidades um leque de tarefas e ações integradas, que possibilitaram ao País
obter capacidade de construir estruturas de foguetes com menor peso, com solução
inédita no panorama internacional. Outros países mais desenvolvidos na área espacial,
após tentativas fracassadas com o aço 300M, substituíram-no por outros com menor
resistência e maior peso. Este aço, que encontra aplicações cada vez maiores em
componentes aeronáuticos, especialmente no projeto dos novos trens-de-pouso das
grandes aeronaves comerciais, já foi exportado para a Boeing, sob rigorosas
especificações de seu controle de qualidade, evidenciando a alta qualidade do produto
brasileiro desenvolvido inicialmente para o setor espacial.
28
1.2.2 O aço 300M
O aço 300M é basicamente um aço AISI/SAE 4340, modificado através da
adição de teores de silício, próximos a 1,6%, porém com concentrações de carbono e
molibdênio ligeiramente maiores, além de conter vanádio. Este aço apresenta, como
características principais, alta profundidade de têmpera e mantém certa ductilidade e
tenacidade a limites de resistência à tração de 1860 a 2070 MPa. Muitas das
propriedades destes aços são similares às do aço AISI/SAE 4340, exceto que, devido à
presença de uma maior porcentagem de silício, propicia uma maior temperabilidade
devido ao retardamento das transformações austeníticas. O silício favorece também
um endurecimento por solução sólida e uma melhora na resistência mecânica em altas
temperaturas (PHILIP, 1978).
A resistência mecânica do aço 300M, com estrutura martensítica, depende
principalmente do carbono. Sabe-se que esse elemento, quando utilizado em altas
concentrações, é responsável por um elevado endurecimento da liga metálica, o que
acarreta a perda de sua tenacidade durante o tratamento térmico de têmpera e,
conseqüentemente, promove a fragilização da estrutura. Portanto, o controle efetivo da
concentração de carbono merece atenção especial, de forma que ele seja mantido em
concentrações mais baixas, tanto quanto possível, para propiciar melhoria nas
propriedades de soldabilidade e da tenacidade à fratura (MEI e SILVA, 2006).
Devido à cinética de transformações que ocorre durante o processo de
revenimento (aumento de tenacidade da estrutura martensítica pelo seu aquecimento
para produzir uma estrutura de ferrita mais cementita), elementos residuais como
enxofre e fósforo, devem ser mantidos durante o processo de fabricação da liga, em
valores muito baixos para que o efeito de queda de tenacidade da liga metálica seja
minimizado. Por outro lado, a partir da teoria, observou-se o efeito benéfico do silício
nas alterações da cinética de revenimento (MEI e SILVA, 2006).
Se o aço 300M é tratado termicamente para níveis de resistência mecânica
maiores que 1380 MPa, ele torna-se susceptível à fragilização pelo hidrogênio. Após
operações de decapagem ácida e/ou eventual galvanização, o aço 300M deve ser
mantido aquecido por um determinado período de tempo, dependendo da espessura,
29
para temperaturas entre 185 e 195ºC, e permitir a retirada do hidrogênio da rede
cristalina do metal (PHILIP, 1978).
1.2.3 Desenvolvimento do aço 300M (SANTOS, 2001)
No início da década de 1970, as aciarias brasileiras já possuíam o domínio da
tecnologia de produção de aço pelos processos convencionais, mas desconheciam as
técnicas que usavam fusão sob vácuo. Essas técnicas eram as que permitiam a
obtenção das principais ligas empregadas nos envelopes motores dos propulsores de
foguetes.
Nessa época, o CTA sabia que precisaria de ligas especiais para seus foguetes e
não vislumbrava no parque industrial nacional quem aceitasse o desafio de
desenvolver e dominar as técnicas da metalurgia em vácuo. Para resolver esse impasse,
a direção do Centro deu um passo arrojado, ao montar o Laboratório de
Vacuometalurgia em sua Divisão de Materiais, onde seriam estudadas as principais
técnicas de fusão a vácuo:
• fusão por indução a vácuo;
• refusão a arco sob vácuo;
• refusão sob escória eletrocondutora; e
• fusão por feixe de elétrons.
Dentre esses processos, o mais importante para o Programa Espacial era a
refusão sob escória eletrocondutora (conhecido em inglês como processo electro-slag)
que apresentava uma série de vantagens na obtenção das ligas metálicas, dentre as
quais uma melhor qualidade para emprego espacial.
Para conseguir o domínio da tecnologia de obtenção de lingotes por esse
processo o CTA assinou um convênio de intercâmbio técnico-científico com a
Eletrometal, que previa as seguintes atividades:
• estágio e treinamento de pessoal da Eletrometal nas instalações do
Laboratório de Vacuometalurgia do CTA;
• assessoramento técnico do CTA no programa de implantação da
tecnologia de refusão sob escória eletrocondutora na empresa;
30
• assessoramento técnico do CTA na análise dos problemas de fabricação e
refino de ligas metálicas, pela empresa;
• intercâmbio de informações e conhecimentos entre as partes conveniadas;
• utilização pela empresa dos equipamentos de fusão a vácuo e demais
facilidades do laboratório para treinamento do seu pessoal; e
• atendimento pela empresa das solicitações do CTA, dentro da sua linha de
pesquisas.
Esse programa permitiu à Eletrometal dominar, em escala laboratório, as técnicas
de fusão sob vácuo, especialmente a da refusão sob escória eletrocondutora. O
domínio dessas técnicas trouxe para a empresa um salto tecnológico expressivo, pois
de uma pequena aciaria que produzia utensílios de pequeno porte para a lavoura, ela
passou a ser a maior produtora de aços especiais do País, produzindo aços inoxidáveis
para aplicações gerais, aços inoxidáveis para implantes cirúrgicos, aços para
construção mecânica, aços ferramenta para trabalho a frio, aços ferramenta para
moldes plásticos, aços rápidos, ligas resistentes à corrosão em temperatura ambiente e
em altas temperaturas, ligas para resistência elétrica, ligas de expansão controlada,
ligas para termopares e metais refratários.
Em conseqüência do sucesso desse intercâmbio, que objetivava resolver o
problema da produção de aços especiais no país, foi firmado em 1975 um acordo entre
o CTA e a Eletrometal, financiado pelo Banco Nacional de Desenvolvimento
Econômico (BNDE), com duração de dois anos, visando o domínio da tecnologia de
produção desses aços em escala industrial.
Como parte desse programa de intercâmbio foi tomada a decisão de se
desenvolver o aço 300M, para atender às necessidades do programa de
desenvolvimento dos envelopes motores para o VLS.
31
1.2.4 Produção industrial de aço 300M no País
Uma vez tomada a decisão de desenvolver os envelopes motores com o aço
300M, foi iniciado o estudo de sua laminação no país, num programa conjunto
CTA/Eletrometal/Usiminas/Acesita.
Esse programa foi iniciado em março de 1976, quando o CTA e a Usiminas
assinaram um acordo de cooperação para levantar parâmetros básicos da laminação do
aço 300M produzido na Eletrometal, de maneira a permitir a realização dessa operação
em escala industrial na Acesita. Os trabalhos no Laboratório de Pesquisa da Usiminas
foram iniciados em setembro de 1976 e encerrados em abril de 1977, com a finalidade
de se conhecer o comportamento do aço durante o processo de laminação a quente,
bem como a influência da operação nas características finais do aço laminado.
Ao término dos trabalhos chegou-se à conclusão de qual seria o processo de
laminação em escala industrial a ser realizado na Acesita. A primeira laminação
industrial foi realizada no início de 1979 no laminador de marca Trio, atualmente
desativado. Os resultados foram satisfatórios, dentro do campo de tolerância
especificado para as espessuras. Essas chapas permitiram a fabricação de cincos
envelopes motores integralmente em aço 300M, utilizados para testes em bancos de
ensaios e de dois vôos do foguete SONDA IV, todos com sucesso.
Animada com esses resultados, a Acesita decidiu adquirir um novo laminador
marca Steckel, no qual, a partir de junho de 1980, foram realizados todos os processos
de laminação do aço 300M. A empresa constatou que esse aço comportava-se de
maneira análoga aos aços inoxidáveis, e o considerou viável para a produção
industrial. Assim, após mais de uma década de operação de laminação desse aço,
nunca houve rejeição de qualquer bobina, fechando assim o ciclo de produção do aço
300M no País.
32
1.2.5 Tratamento térmico do aço 300M
Para concluir o ciclo de produção do aço 300M havia necessidade de se conhecer
o ciclo do seu tratamento térmico, necessário para dar resistência mecânica adequada
aos envelopes motores a serem produzidos.
Como não havia no País fornos com capacidade de realização de tratamento
térmico de têmpera em atmosfera controlada, o CTA decidiu consultar empresas na
França, Inglaterra e Estados Unidos.
Foi escolhida a empresa Lindberg Corp. dos Estados Unidos, que realizou os
tratamentos térmicos dos envelopes motores destinados ao foguete SONDA IV e dos
envelopes motores destinados ao VLS em três campanhas distintas, apresentadas a
seguir:
• 1ª Campanha: realizada em 1982, nas instalações da empresa em Los
Angeles, para o tratamento térmico de quatro envelopes motores em aço
300M;
• 2ª Campanha: realizada em 1985, em Chicago, com o tratamento térmico
de nove envelopes motores em aço 300M;
• 3ª Campanha: realizada parcialmente em 1990, em Los Angeles. Nessa
campanha foi tratado somente o primeiro lote de sete estruturas, devido ao
embargo imposto pelo Departamento de Estado dos Estados Unidos, que
impediu que a empresa continuasse a realizar o trabalho acordado e
impediu, também, que ela devolvesse os sete envelopes motores ao CTA,
num caso claro de confisco. Foram necessárias gestões diplomáticas do
Ministério das Relações Exteriores brasileiro, junto ao governo norte-
americano, para que todos os envelopes fossem devolvidos ao CTA
(SANTOS, 1999).
Esse embargo foi a primeira vez que os americanos atuaram acintosamente
contra o Programa Espacial Brasileiro, pois sua ação anterior era de pressão sobre os
países signatários do MTCR (Missile Technology Control Regime).
No início do seu desenvolvimento, o segmento VLS contou com a parceria
tecnológica internacional, principalmente da França e Alemanha. A partir de 1987, no
33
entanto, o Brasil começou sofrer as sanções impostas pelos países desenvolvidos, para
impedir a proliferação de vetores com capacidade de transportar ogivas nucleares.
Essas sanções impuseram ao Projeto VLS do CTA um dos maiores embargos
tecnológicos da história do País, atrasando seu desenvolvimento em mais de oito anos.
A iniciativa do embargo partiu dos Estados Unidos, Alemanha, Canadá, França, Itália,
Japão e Reino Unido, que acordaram as diretrizes do MTCR.
O MTCR prevê o controle, em nível mundial, da transferência de equipamentos e
tecnologias passíveis de serem utilizados na construção de vetores capazes de
transportar cargas de, no mínimo, 500 kg a uma distância de, pelo menos, 300 km. De
acordo com o seu grau de sensibilidade, os elementos sob controle foram divididos em
duas categorias:
• a primeira, mais sensível, inclui: estágios de foguetes, veículos de
reentrada, motores de foguetes, conjuntos de guiamento para foguetes e
controladores de empuxo de foguetes; e
• a segunda abrange componentes de propulsão, instrumentos de vôo,
equipamentos de navegação e sistemas de controle.
As diretrizes do MTCR determinam que as transferências dos itens listados na
primeira categoria sejam encaradas com especial rigor, devendo, em princípio, ser
negadas aos paises não signatários, a não ser raramente, desde que sejam fornecidas
garantias quanto ao uso e destinação pacífica do bem ou tecnologia adquirida. Como o
Brasil aderiu ao MTCR somente em outubro de 1995, o País sofreu o peso das
restrições impostas pelo regime, apesar do Projeto VLS ter uma destinação
sabidamente pacífica. Esta ação internacional, apesar de atrasar o cronograma do
projeto, forçou o CTA a procurar soluções internas, no parque industrial brasileiro,
criando condições para seu crescimento tecnológico (DOLINSKY, 1990).
Neste novo cenário o projeto enfrentou grandes dificuldades na importação de
materiais e equipamentos, de tecnologia e na contratação de serviços de ensaios junto
aos países desenvolvidos. É de conhecimento geral que, em atividades de
desenvolvimento de tecnologia de ponta, é imprescindível a utilização de itens
importados e incorporados ao projeto em épocas previstas, sob pena de causarem
atrasos.
34
Os primeiros produtos embargados foram os computadores e matérias-primas
para propelentes e revestimento de motores e, posteriormente, estenderam-se a
giroscópios, plataformas inerciais, materiais compósitos entre outros. Isto porque, a
partir de 16 de abril de 1987, Estados Unidos, Inglaterra e França assinaram um acordo
pelo qual se comprometeram a não repassar tecnologia espacial a países que,
potencialmente, pudessem lançar foguetes próprios comprometendo o Projeto VLS
(KASEMODEL, 1996). Com este novo enfoque, o CTA trabalhou, quer sob a forma
de desenvolvimento conjunto, quer sob a forma de contrato de prestação de serviços
com 120 empresas brasileiras, classificadas em três categorias:
• aquelas que são capazes de desenvolver produtos espaciais mediante
apenas o recebimento das especificações técnicas;
• aquelas que possuem equipamentos e máquinas que podem ser utilizados
na produção de itens do Programa Espacial, sob assistência do CTA; e
• aquelas que são prestadoras de serviço, produzindo itens corriqueiros,
principalmente no campo de construções metálicas.
As empresas da primeira categoria, embora em número reduzido, participaram de
desenvolvimentos conjuntos com o CTA e agregaram novas tecnologias ou produtos
ao seu acervo técnico, gerando os spin-off
1
do Setor Espacial Brasileiro. A Figura 1
apresenta foto do VLS e a Figura 2 ilustra um desenho esquemático e as principais
empresas participantes do Projeto VLS.
1
Spin-off:- produto ou processo produzido como conseqüência de uma pesquisa ou desenvolvimento, que não
fazia parte do objetivo principal dessa pesquisa ou desenvolvimento.
35
Figura 1 – Foto do VLS (página da AEB, Internet, 2006).
36
INSTITUTO DE AERONÁUTICA
E ESPAÇO
Coifa Principal
Propulsor S-44 / 4 Estágio
Baia de Equipamentos
Baia de Controle
Propulsor S-43 / 1 Estágio
Propulsor S-43 / 2 Estágio
Tubeira 2 Estágio
PARTICIPAÇÃO DAS INDÚSTRIAS E SUBSISTEMAS
Propulsor S-40 / 3 Estágio
Saia Traseira 3 Estágio
Saia Dianteira 2 Estágio
Coifa 1 Estágio
Tubeira 1 Estágio
o
o
o
o
Able
Abril
Corticeira Paulista
Embraer
Neiva
Abril
Arroyo
Fautec
IPB
Parker
PASA
Cenic
Cooperlafe
Coopertratt
Abril
Arroyo
Iman
Adhoc
Akros
Alcan
Alcoa
Atech
Compsis
Cooperlafe
Coopertratt
Fautec
Arroyo
MC Rocha
Abril
Alcan
Cooperlafe
Coopertratt
Embraer
Neiva
Parker
Arroyo
Fautec
Alltec
Abril
Arroyo
Fautec
Abril
Cenic
Cooperlafe
Coopertratt
Arroyo
RJC
Metinjo
Abril
Acesita
Confab
PASA
Plastiflow
Villares Metals
Cooperlafe
Coopertratt
Elastic
Fautec
Parker
AEQ
Petroflex
Alcoa
Termomecânica
Abril
Elastic
Cooperlafe
Coopertratt
Metalac
Parker
Milano
Cenic
Corticeira Paulista
Abril
Cenic
Arroyo
RJC
VLS-1
o
o
o
o
Milano
Neumatic
Figura 2 – Desenho esquemático do VLS mostrando as principais empresas participantes do projeto
(IAE, 1999).
37
Aqui deve ser salientada a visão do CTA, pois temeroso de que a pressão norte
americana se transformasse em um embargo, como realmente acabou acontecendo, o
CTA vinha estudando, desde 1982, o ciclo de tratamento térmico para peças de
pequenas dimensões com a empresa Wotan Máquinas Operatrizes, sediada em Porto
Alegre, RS, em fornos verticais com atmosfera controlada, para atender algumas
necessidades do programa. Com os trabalhos desenvolvidos com essa empresa nos
tratamentos térmicos realizados com dois envelopes motores menores, foi comprovada
a viabilidade de se realizar os tratamentos térmicos, em forno tipo poço, dos envelopes
motores construídos em aço 300M. Por essa razão, foram iniciados em 1982, os
estudos para a realização do projeto e implantação de um forno similar, porém com
capacidade para tratar envelopes motores de 1,5 m de diâmetro e comprimento de 7,0
m para atender às necessidades dos envelopes motores do VLS. É evidente que a
implantação desse forno tornou-se imprescindível após o embargo decretado pelos
Estados Unidos. Antes disso, o CTA decidiu fazer o tratamento térmico do envelope
do motor do SONDA IV numa empresa americana. Após o tratamento ter sido
realizado e pago, o Departamento de Estado Norte Americano, alegando as diretrizes
do MTCR, impediu o retorno ao Brasil do envelope motor tratado. Foram necessários
meses de negociação do Ministério das Relações Exteriores do Brasil com o
Departamento de Estado Norte Americano, para que, finalmente, o envelope motor
fosse liberado (SANTOS, 1999).
Mais uma vez o CTA viu-se forçado a procurar soluções internas, que surgiu
graças a um acordo tripartite entre o CTA, a ELETROMETAL e a empresa alemã
ALD-Aichelin. Esta empresa prontificou-se a adaptar, para as necessidades brasileiras,
um forno vertical de sua linha de produção, usado em tratamento térmico de grandes
peças mecânicas, que seria montado e operado pela empresa brasileira. Este forno
encontra-se atualmente nas instalações da Eletrometal.
38
1.2.6 Ciclo térmico
Os envelopes motores previstos no Programa Espacial Brasileiro têm formato
cilíndrico e são fabricados a partir de chapas de aço 300M calandradas e soldadas.
Também por soldagem são acoplados arcos metálicos e terminais forjados do mesmo
material, porém de espessuras diferentes. Os envelopes motores estão,
conseqüentemente, sujeitos a deformações durante o ciclo de tratamento térmico.
Todavia, a condição de utilização do aço 300M, para fabricação desses envelopes
motores deu-se de forma satisfatória pelo fato de se ter associado um produto com
baixas concentrações de elementos residuais a um ciclo de tratamento térmico em que
se tem uma estrutura final com alta resistência mecânica e boa tenacidade. Essas
propriedades são imprescindíveis porque os envelopes motores, sujeitos a grandes
variações térmicas e grande pressão interna, poderiam falhar por ruptura das paredes
metálicas, quando em serviço.
De fato, a partir dos resultados do trabalho de Youngblood e Raghavan (1977),
que mostraram a efetividade da austenitização em temperaturas elevadas para
promover a dissolução das fases intermediárias (microconstituintes de segunda fase) e
melhorar a tenacidade à fratura da liga do aço 300M, definiu-se um ciclo térmico
otimizado (LOPES et al., 1982), apresentado na Figura 3, para os envelopes motores
fabricados, que consiste na austenitização para normalização da microestrutura,
seguida de austenitização para têmpera e duplo revenimento.
O procedimento de têmpera adotado foi aquele em que se interrompe o ciclo de
resfriamento diretamente em banho de sal fundido (martêmpera direta).
O duplo revenimento permite o alívio das tensões induzidas pela martêmpera
durante as transformações de fase além de corrigir a excessiva fragilidade do material.
A estrutura final é constituída, principalmente de martensita revenida (microestrutura
estável de martensita com baixa tetragonalidade com a razão c/a aproximadamente
1,014).
39
Figura 3 – Ciclo térmico otimizado para o aço 300M (LOPES et al., 1982).
40
2 OBJETIVOS DO TRABALHO
Este trabalho tem como objetivos específicos:
• otimização de rotas de tratamentos térmicos (têmpera intercrítica e
transformação isotérmica), possibilitando a obtenção de uma
microestrutura multifásica com alto teor de austenita retida visando uma
melhoria nas propriedades mecânicas;
• caracterização mecânica por intermédio de ensaios de tração e de fadiga;
• caracterização microestrutural por microscopia óptica, microscopia
eletrônica de varredura e microscopia de força atômica. A principal
contribuição é a determinação da fração volumétrica da austenita retida em
um determinado volume de material de um aço TRIP por meio de medidas
de saturação magnética; e
• avaliar a susceptibilidade do aço 300M, com microestrutura multifásica, ao
envelhecimento por deformação à temperatura ambiente.
41
3 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
3.1 INTRODUÇÃO
Apesar da intensa competição que vem sofrendo há várias décadas, o aço tem
conseguido manter-se como o material com maior número de aplicações no mundo
atual, em virtude de sua grande versatilidade. Adicionalmente, o extraordinário leque
de propriedades exibido pelos diversos tipos de aços é conseguido por meio de simples
variações de composições ou por meio de processamento, térmico ou mecânico.
Para um grande número de aplicações, uma adequada combinação de resistência
e tenacidade do material é o fator decisivo, e esta condição vem sendo responsável
pela sucessiva introdução de novos tipos de aço no mercado.
A indústria automobilística é certamente um dos setores chaves que exige
melhorias contínuas das propriedades dos aços empregados. Nos últimos anos, o
principal objetivo deste setor vem sendo a redução de peso dos veículos, adotando
medidas tais como: redução do tamanho dos veículos, substituição de materiais
tradicionalmente utilizados por alumínio e plástico e a substituição do aço carbono
comum. Com isso, as indústrias produtoras de aço objetivaram, principalmente,
fomentar as montadoras com materiais avançados de alta resistência, garantindo o
aumento da integridade estrutural, aumento da resistência ao choque, com um menor
custo para o produto final. Além desta necessidade básica, deve-se realizar uma análise
atual e global da utilização e potencialidade do aço, que inclua as questões ambientais
envolvidas como redução no consumo de combustível, portanto, a emissão de gases
poluentes que contribuem ao chamado efeito estufa e ainda promover melhores
condições de reciclagem do material. Quando avaliados do ponto de vista da matéria-
prima, os automóveis são compostos, em média, de 70% de aços, sendo, de longe, o
material predominante na indústria automobilística. O desafio a ser enfrentado para
otimizar o peso da estrutura do veículo é, sem dúvida, o desenvolvimento de aços com
elevada resistência mecânica sem comprometimento de sua conformabilidade
(KISHIDA, 2000; ANDRADE; TAISS; ROSA, 2002).
42
Até hoje tem sido observado que nenhum desafio é tão crítico para a indústria
automobilística como a redução de peso dos veículos. Provavelmente, nenhum
material oferece tanto potencial para reduzir massa e diminuir custos, aliado a
significativas melhorias no desempenho estrutural de um veículo, como o aço
(AUTO/STEEL PARTNERSHIP, 1995). No auge da crise do petróleo, entre 1975 e
1985, a indústria automobilística norte-americana conseguiu reduções de peso no
projeto de seus carros em cerca de 35%, passando de 1936 kg para 1260 kg, em média.
Para o século XXI, este desafio continua. Algumas montadoras afirmam que poderão
reduzir o peso dos veículos em um terço ou pela metade até 2015. Mesmo assim, a
demanda por aços irá aumentar sensivelmente em função do crescimento deste setor
(INTERNATIONAL IRON AND STEEL INSTITUTE, 1995). A redução de peso foi
conseguida, inicialmente, à base de três fatores (GUIMARÃES; PAPALÉO, 1981):
diminuição do tamanho dos veículos (OWEN, 1980), substituição de materiais
convencionais por outro de menor massa específica e a substituição do aço ao carbono
tradicional pelos aços de alta-resistência, com propriedades mecânicas superiores, ou
seja, o desenvolvimento de novos tipos de aços em resposta ao desafio do
racionamento de energia e aos novos materiais.
No Brasil, após um período de estagnação durante a década de 80, a indústria
automobilística e, conseqüentemente, a de autopeças, vêm apresentando um
crescimento de produção bastante significativo. Este aspecto, associado ao processo de
mudanças provocadas pela globalização e com a presença cada vez mais marcante dos
carros importados, inseriu definitivamente as indústrias nacionais e os fabricantes de
aço no desenvolvimento de novos produtos, a fim de fazer frente ao mercado
globalizado. Na realidade, a abertura da economia brasileira, marcada pela redução das
tarifas de importação, durante o governo Collor de Mello, foi, talvez, o grande divisor
de águas entre o passado, denominado pelo ex-presidente da República como “era das
carroças”, e o presente da indústria automotiva brasileira. A partir desta abertura, a
indústria brasileira viu-se ameaçada por modelos que inauguraram novos segmentos
de consumo e que traziam consigo conceitos tecnológicos, até então pouco
empregados pelas montadoras locais. Hoje, os carros que rodam pelas ruas brasileiras
são, na verdade, versões “tropicalizadas” pelas operações locais das montadoras,
43
fortemente influenciadas pelas tendências da economia globalizada, que acabou
introduzindo no País e no exterior o chamado carro com padrão mundial, ao qual toda
a cadeia produtiva está submetida. A maior parte dos projetos é de origem européia;
por isso, o desenvolvimento de produtos é feito pelas empresas de autopeças. Tanto
esse setor, quanto as montadoras, necessitam atualmente de engenharia simultânea
praticada com as siderúrgicas, um tipo de parceria marcado pelo casamento entre a
concepção do projeto, matérias-primas e insumos e o produto final, que é o carro. A
solução encontrada foi buscar novos métodos de produção, que reduzissem o custo do
veículo sem perder a qualidade em relação aos carros importados. Os “invasores” que
chegavam de todas as partes do mundo traziam consigo uma antiga mudança de
paradigma imposta pelo choque do petróleo, que obrigou os carros a ficarem mais
leves. Alguns analistas do setor acreditam, inclusive, que foi durante a crise do
petróleo que se iniciou a verdadeira engenharia simultânea entre siderúrgicas e
montadoras.
O aço brasileiro também é responsável pelo crescimento da qualidade dos carros
nacionais. A evolução dos veículos foi acompanhada em cada passo pelo
desenvolvimento dos produtos siderúrgicos, lembrando que, com um parque
automotivo tão abrangente e diversificado, não é difícil acreditar que o Brasil produza
hoje veículos com nível tecnológico igual aos países de Primeiro Mundo. Não fosse
dessa forma, não estaria exportando para a Europa e Estados Unidos. Com certeza, as
vendas ao exterior demonstram que nossos veículos são de boa qualidade.
Não se pode falar no crescimento do setor automotivo sem dar a importância
devida ao papel das siderúrgicas. É evidente que as discussões de preços são uma
constante, mas isso ocorre em qualquer cadeia em que as empresas são competitivas.
Até por isso é que casos de parceria, como a engenharia simultânea, são importantes
para ambos os lados.
As siderúrgicas, sentindo-se ameaçadas pelo avanço cada vez mais concreto da
substituição do aço por outros materiais – resinas termoplásticas, compósitos e,
especialmente, o alumínio – na produção de automóveis, uniram-se aprovando um
projeto que visava otimizar os aços e processos utilizados na produção de estruturas
44
automotivas. Inicialmente, as grandes siderúrgicas americanas tomaram posse deste
projeto, mas posteriormente passou a ser mundial.
O projeto Ultra Light Steel Program, constituído dos projetos ULSAB (Ultra
Light Steel Auto Body), ULSAC (Ultra Light Steel Auto Closures), ULSAS (Ultra
Light Steel Auto Suspension) e ULSAB – AVC (Ultra Light Steel Auto Body –
Advanced Vehicle Concepts), foi um empreendimento financiado por um consórcio de
35 produtores de aço, de 18 diferentes países, do qual fizeram parte duas siderúrgicas
brasileiras, a USIMINAS e a CSN, que teve como meta o desenvolvimento de
soluções em aço para a indústria automobilística.
O projeto ULSAB é testemunha dos benefícios dos Aços de Alta Resistência –
HSS (High Strength Steels), destacando entre estes os Aços Isotrópicos – IS
(Isotropics Steels), Livres de Interstícios – IF (Insterstitial Free), Bake Hardening –
BH e os Aços de Alta Resistência e Baixa Liga – HSLA (High Strength Low Alloy)
(ANDRADE et al., 2000). Finalizado em 1998, foi avaliado satisfatoriamente em
relação ao índice de segurança “Star Rating”, conseguindo consumo de combustível
entre 22,2 km/l (na versão gasolina) a 31,5 km/l (na versão diesel) e custo de
fabricação entre US$ 9.200 e US$ 10.200 (ANDRADE et al., 2000). Em relação à
média dos dez mais importantes carros da classe sedan 4 portas, tomados como
referência, o projeto introduziu uma carroceria ultraleve, com uma redução de peso da
ordem de 25%, somada a um elevado aumento da segurança e do conforto.
Ao projeto ULSAB seguiram os projetos ULSAC e ULSAS que, a partir dos
conceitos desenvolvidos para a carroceria (ULSAB), examinaram a redução de peso
com manutenção da segurança e com custos compatíveis, respectivamente, para
painéis de cobertura (capô, portas e tampa do porta-malas).
O passo seguinte foi um projeto onde foram reunidos, num único programa todos
os conceitos resultantes dos projetos ULSAB, ULSAC e ULSAS no desenvolvimento
de uma arquitetura de veículos (projeto ULSAB – AVC). O programa ULSAB – AVC
estabeleceu os conceitos de um projeto de uma família de veículos que, além do uso
intensivo de aços e de técnicas modernas de fabricação, incorporou as restritivas
exigências americanas e européias de emissão de poluentes e de segurança. Propôs a
aplicação de novos aços HSLA, os chamados Aços Avançados de Alta Resistência –
45
HSS (Advanced High Strength Steels), entre os quais encontram-se os aços bifásicos –
DP (Dual Phase), de Plasticidade Induzida por Transformação – TRIP
(Transformation Induced Plasticity), Fase Complexa – CP (Complex Phase) e os aços
Martensíticos – MART. Os aços AHSS são materiais multifásicos que podem conter
na microestrutura ferrita, martensita, bainita e austenita retida, em função dos
elementos de liga e processamento utilizados (ANDRADE et al., 2002).
Desta forma, o projeto foi focado no desenvolvimento de uma plataforma única a
ser utilizada por dois veículos de baixo peso: um carro ao estilo europeu denominado
classe C (também conhecida como a classe do Golf) e outro um carro baseado no
programa americano chamado PNGV (Partnership for a New Generation of Vehicles –
Parceria para uma Nova Geração de Veículos), refere-se a um Sedan para 5 e 6
passageiros. Como o PNGV é mais longo que o classe C, a parte traseira da plataforma
do primeiro é alongada em relação ao segundo, o que pode ser visto na Figura 4.
Figura 4 – Plataforma comum para as classes C e PNGV (ULSAB–AVC OVERVIEW REPORT, 2002).
46
Isso permitiu que, através da plataforma única desenvolvida, os veículos
propostos compartilhassem 22% dos componentes do veículo, e um projeto final com
frentes idênticas (ULSAB – AVC OVERVIEW REPORT, 2002). As Figuras 5 e 6
apresentam os tipos de estrutura dos veículos concebidos durante o projeto ULSAB –
AVC.
Figura 5 - Ilustração da estrutura principal da carroceria de um veículo da classe C Européia (ULSAB–AVC
OVERVIEW REPORT, 2002).
Figura 6 - Ilustração da estrutura principal da carroceria de um veículo da classe PNGV (ULSAB-AVC
OVERVIEW REPORT, 2002).
47
3.2 OS AÇOS MULTIFÁSICOS
Os aços multifásicos, quanto ao aspecto microestrutural, consistem de uma
matriz ferrítica contínua contendo dispersões de segunda fase, como martensita e
bainita. Estes aços também contêm teores de austenita retida, em frações volumétricas
superiores a 5%. Estes aços incluem os aços bifásicos (DP), de plasticidade induzida
por deformação (TRIP) e de fases complexas (CP). Os aços bainíticos, usados em
componentes da suspensão, são uma subsérie dos produtos bifásicos, onde a martensita
é substituída pela bainita.
Speer (2005), em seu trabalho, mostra a evolução dos tipos de aços descobertos
desenvolvidos que têm sido utilizados com sucesso ao longo dos últimos anos, entre os
quais se encontram os aços DP (Dual Phase) ou bifásicos, de aços TRIP
(Transformation Induced Plasticity), os aços CP (Complex Phase) e os aços MART
(Martensíticos) e os mais recentes tipos de aços descobertos.
Os aços bifásicos podem ser descritos como aços de baixo carbono que, através
de um tratamento térmico denominado têmpera intercrítica, possuem microestruturas
ferríticas que contêm uma certa fração de martensita (PEREIRA, 1992). A primeira
fase, por apresentar-se mole e dúctil, é a responsável pela ductilidade e
conformabilidade do material; a segunda, com características de dureza e resistência
propicia ao aço alta resistência mecânica (DAVIES, 1978). A microestrutura dos aços
bifásicos é composta por ferrita de baixo carbono e, dependendo da resistência, entre
20 e 70% de fases duras, normalmente martensita (ULSAB-AVC OVERVIEW
REPORT, 2002). Na prática, as microestruturas dos aços bifásicos são mais
complexas, e podem conter teores de bainita, perlita e austenita retida (ERDOGAN,
2003). Em chapas laminadas a quente, elas são produzidas pelo controle da
transformação de austenita em ferrita, seguindo-se o bobinamento a uma temperatura
baixa para transformar a austenita remanescente em martensita. Nas chapas laminadas
a frio, a microestrutura bifásica é produzida por um recozimento intercrítico (com
ferrita e austenita presentes na temperatura de recozimento), seguido de um
resfriamento suficientemente rápido para transformar a austenita em martensita.
48
Os aços com plasticidade induzida por transformação (TRIP) são aços com
baixos teores de elementos de liga, entre eles silício, alumínio e magnésio. Através de
um tratamento térmico apropriado, “ilhas” de austenita (fase estável a altas
temperaturas) absorvem carbono em um nível suficiente para não permitir sua
transformação no retorno à temperatura ambiente, constituindo a fase chamada
austenita retida. Nos aços TRIP, essa fase deve apresentar frações volumétricas
superiores a 5% (ULSAB-AVC OVERVIEW REPORT; 2002). A temperatura de
transformação martensítica destas fases é muita baixa e inferior à temperatura
ambiente. Desta forma, a austenita pode ser considerada estável em relação à
temperatura nestas condições. Entretanto, ela é instável em relação à deformação
plástica, o que faz com que ela se transforme quando submetida a uma deformação
significativa. O material endurece de maneira significativa em função do aparecimento
da fase martensítica. Trata-se, portanto, de um material que evolui enquanto é
conformado. Esse efeito confere a esses aços uma capacidade elevada de absorção de
energia em casos de impacto (MUDRY; LE BON; BULTHÉ, 2004). Durante o
processo de deformação de um aço, que contém austenita retida na temperatura
ambiente, a transformação da austenita em martensita ocorre progressivamente,
resultando em um aumento nos valores de alongamento. Esse processo é denominado
plasticidade induzida por transformação (TRansformation Induced Plasticity), ou
efeito TRIP (HULKA, 2003). É precisamente esta transformação martensítica por
deformação induzida que é responsável pelo excelente equilíbrio de resistência-
ductilidade apresentada pelos aços TRIP (FURNÉMONT et al, 2002).
Aços do tipo CP possuem uma microestrutura complexa e extremamente fina
composta de ferrita, bainita e martensita distribuídas homogeneamente por
precipitações superfinas, combinam propriedades mecânicas excelentes e boa
resistência ao desgaste, e apresentam boa conformabilidade a frio e soldabilidade.
Pelas suas propriedades, estes aços são desenvolvidos para a fabricação de
componentes automotivos que objetivam a redução de peso com a manutenção da
segurança, por exemplo, na fabricação de barras de proteção lateral, reforços
estruturais na carroceria, peças de chassis.
49
Nos aços MART, a austenita que existe durante o recozimento é transformada
quase inteiramente em martensita durante o resfriamento na linha de operação. Essa
transformação pode ser obtida também posteriormente no tratamento de têmpera. A
grande resistência destes aços deve-se à presença da martensita. A martensita é uma
fase metaestável que aparece com o resfriamento brusco da austenita. Desta forma, a
transformação ocorre por cisalhamento da estrutura, sem difusão. Ela é, portanto, uma
solução sólida supersaturada de carbono em ferro tetragonal de corpo centrado (tcc),
uma forma distorcida do ferro cúbico de corpo centrado (ccc). Com o aumento do teor
de carbono do aço, diminuem as temperaturas de início (M
i
) e fim (M
f
) de formação da
martensita. Ela apresenta-se em forma de ripas (lath) nos aços de baixo carbono e na
forma de placas finas (thin plates) nos de carbono mais elevado. Esses aços alcançam
altas resistências, acima de 1700 MPa (COSTA E SILVA, MEI; 2007).
Atualmente existem algumas variantes de aços, ainda em um estágio inicial de
evolução, como os aços TWIP (Twinning Induced Plasticity) e LIP (Lightweight
Induced Plasticity) (SPEER, 2005, SCHRÖDER, 2004). Os aços TWIP, que
apresentam plasticidade induzida por maclação, são mais fortemente ligados (com
manganês, por exemplo, um estabilizador da austenita) e essencialmente austeníticos.
Ao contrário dos aços TRIP, a austenita não sofre nenhuma transformação para
martensita com a deformação, mas exibe um pronunciado encruamento e
conformabilidade, em razão da deformação da austenita por maclação (Figura 7).
50
Figura 7 – O diagrama deformação versus tensão apresenta claramente as características que diferenciam os
Aços TRIP e TWIP. O aço TRIP pode resistir tensões elevadas sem deformar-se. O aço TWIP
deforma-se em tensões baixas, mas não sofre fratura até a deformação alcançar próximo de
90%, adaptado (SCHRÖDER, 2004).
Os pesquisadores de materiais do Instituto Max Planck (SCHRÖDER, 2004)
obtiveram êxito no desenvolvimento de um aço que pode estirar até 1.000% sem
romper. Eles prevêem que este tipo de aço seja utilizado numa nova geração de
automóveis em 2010. Na Figura 8 pode-se observar a flexibilidade desse tipo de aço.
Figura 8 – Aço flexível como borracha (SCHRÖDER, 2004).
51
Os aços LIP utilizam um conceito similar, com o “L” identificando a
característica de baixo peso (lightweight) proporcionada pelo uso significativo de
elementos de liga leve, como o alumínio.
Como relatado há vários tipos de aços em constante desenvolvimento para
aplicações na indústria automobilística, destacando que, neste trabalho, maior ênfase
será dada aos aços TRIP.
3.3 AÇOS TRIP
3.3.1 Histórico
Em 1722, o cientista francês René Réaumur qualificou o endurecimento por
têmpera das ligas que contém o ferro entre “o mais importante fenômeno da natureza”.
Esta afirmação sustentou-se no fato que, do ponto de vista da sua utilidade, estas ligas
e a evolução de suas características mecânicas acompanharam o desenvolvimento da
sociedade humana. Quase três séculos depois após Réaumur, esta afirmação é mais
verdadeira do que nunca. Certamente, raros são os campos onde estas melhorias não
foram exploradas e sem a qual, algumas delas não poderiam mesmo existir.
No final do século XIX, um grande passo no avanço da compreensão dos
mecanismos de transformação de fases nas ligas de Fe – C foi feita pelo professor
Henry Marion Howe. Pela primeira vez, apresentou-se a martensita como um produto
da transformação da austenita. Foi ele que introduziu o uso do nome das fases como é
conhecido atualmente, especialmente a martensita e austenita, outrora chamada de
hardenite (COHEN, 1962). A Figura 9 ilustra a evolução das teorias ligadas à
transformação martensítica.
52
Figura 9 – Evolução das teorias de endurecimento de aços de 1890 a 1903, adaptado (COHEN, 1962).
As primeiras observações sobre o aumento inesperado da conformabilidade
induzida pela transformação da austenita em martensita foram feitas por Günther
Wassermann no Instituto de Metalurgia Kaiser – Wilhelm em Berlim, no ano de 1937
(WASSERMANN, 1937, apud BLECK, 2002). Ele observou que era possível obter
53
valores mais altos de alongamento durante ensaios mecânicos em ligas Fe – 50%Ni.
Mas foram Zackay et al.
(1967), que designaram pela primeira vez este fenômeno
como “Plasticidade Induzida por Transformação”, mais conhecido como efeito TRIP.
Eles desenvolveram aços com alongamentos melhorados, como uma conseqüência da
transformação austenita em martensita. Entretanto, os altos teores das concentrações
de elementos de ligas muito caros, acabou restringindo a sua fabricação em escala
industrial (vide Tabela 1). Esses aços eram totalmente austeníticos em temperatura
ambiente.
Tabela 1 – Composição química (% em massa) dos aços estudados por Zackay et al., 1967
C Si Mn Cr Ni Mo
0,31 1,92 2,02 8,89 8,31 3,80
0,25 1,96 2,08 8,88 7,60 4,04
0.25 1,90 0,92 8,80 7,80 4,00
0,25 - - - 24,4 4,10
0,23 - 1,48 - 22,0 4,00
0,24 - 1,48 - 20,97 3,57
Nos anos 70, a maioria das pesquisas dedicou o uso técnico do efeito TRIP
utilizando os aços inoxidáveis austeníticos como material. Mais tarde, na década de
80, foi sugerido esse efeito para melhorar as propriedades mecânicas dos aços de baixa
liga, quando houvesse uma certa quantidade de austenita retida metaestável fazendo
parte da microestrutura.
As primeiras observações de austenita retida na microestrutura de um aço
bifásico (ferrita + martensita) foram reportadas por FURUKAWA et al., 1979. Mais
tarde, TOMITA; OKITA e NAKAOKA, 1984 obtiveram ricas quantidades de
austenita retida em aços contendo cerca de 2% de silício, por um tratamento térmico
que consiste em duas etapas em temperaturas diferentes, provocando no segundo deles
a reação bainítica.
MATSUMURA; SAKUMA e TAKECHI, 1987 estudaram a relação entre
ductilidade e resistência através do efeito TRIP, em um aço 0,4%C – 1,5%Si –
0,8%Mn, submetido a um tratamento de recozimento a 790ºC por 5 minutos, seguido
54
de um tratamento isotérmico no campo bainítico (entre 350 e 450ºC), e concluíram
que, para obter os valores mais altos de alongamento, é necessário o aumento da fração
volumétrica de austenita retida bem como da sua estabilidade, até um determinado
limite. O resultado deste estudo criou as bases para um desenvolvimento de novas
pesquisas em aços de baixa liga e alta resistência.
Desde o início da década de 90, várias pesquisas (SUGIMOTO et al., 1992;
1993; HANZAKI; HODGSON e YUE, 1995; SUGIMOTO et al., 1995; HANZAKI e
YUE, 1997; GIRAULT et al., 2001 e BLECK, 2002) confirmaram o efeito TRIP, a
partir da metaestabilidade da austenita retida, em aços multifásicos de baixa liga
contendo concentrações mais altas de silício e manganês (entre 1,0 e 2,5%). São os
aços TRIP modernos, e na maioria desses trabalhos a denominação mais
freqüentemente utilizada foi: “Aços TRIP” ou “Aços Assistidos pelo Efeito TRIP”
(TRIP-assisted steels). Nesses aços os elementos de ligas são de baixo custo e por esta
razão viáveis economicamente, e portanto, atrativos para fabricação em escala
industrial (vide Tabela 2).
Tabela 2 – Composição química típica (% em massa) de aços assistidos pelo efeito TRIP
C Si Mn Al P Nb Mo Cu Referências
0,38 1,53 0,83 0,007 1
0,18 2,00 1,50 0,037 0,015 2
0,19 2,48 1,99 0,036 0,014 2
0,11 0,59 1,55 1,5 0,012 3
0,22 1,55 1,55 0,028 0,035 4
0,20 1,47 1,51 0,028 0,004 0,047 0,02 5
0,20 1,55 1,55 0,028 0,035 0,3 6
0,21 1,49 1,49 0,028 0,005 0,017 0,1 5
0,14 1,49 1,51 0,04 0,0012 0,51 7
1-MATSUMURA; SAKUMA; TAKECHI, 1987; 2-SUGIMOTO et al., 1992; 3-JACQUES et al., 2001a;
4-HANZAKI et al., 1995; 5-HASHIMOTO et al., 2004; 6-JIAO et al., 2002; 7-KIM et al., 2002a.
55
Apesar dos desafios inerentes ao controle dos parâmetros de processamento, para
atingir a microestrutura multifásica, os aços assistidos pelo efeito TRIP oferecem
combinações de resistência e ductilidade mais altas que os aços bifásicos. Uma
comparação entre as propriedades mecânicas de uma variedade de famílias de aços de
alta resistência, assim como de ligas típicas de alumínio e magnésio, aplicadas
principalmente na indústria automobilística nas estruturas dos automóveis, são
apresentadas na Figura 10, ilustrando os atributos favoráveis dos aços TRIP.
Figura 10 – Relação entre ductilidade e a resistência de várias categorias de materiais de alta resistência
amplamente utilizados na estrutura de automóveis modernos, adaptado (BLECK, 2002).
3.3.2 O efeito TRIP
Uma boa combinação de resistência mecânica e ductilidade é fator essencial para
aços destinados à indústria automobilística. São conhecidos vários mecanismos que
atuam no aumento da resistência dos aços, por exemplo, refino do grão, precipitação,
solução sólida e transformação de fases. Entretanto, em todos eles o aumento da
resistência resulta em queda de alongamento. A Figura 11 ilustra que aços endurecidos
por transformação de fases possuem alongamento superior àqueles produzidos pelos
56
outros mecanismos de endurecimento, para uma determinada classe de resistência.
Dentre eles, os aços TRIP apresentam a melhor combinação resistência/alongamento.
Figura 11 – Relação entre o balanço resistência/alongamento e os mecanismos de aumento de resistência
(F=ferrita, B=bainita, M=martensita) (CASTRO; MELO, 2004).
A combinação especial de propriedades dos aços TRIP está associada a sua
microestrutura, formada por ferrita, bainita, martensita e austenita retida, obtida a
partir de composições químicas e parâmetros de processamento bem definidos. A alta
ductilidade desses aços resulta do efeito TRIP, que ocorre durante o processo de
conformação do material, como se observa na simulação de um ensaio de tração
(Figura 12). Em uma primeira etapa, a austenita retida menos estável é deformada,
transformando-se em martensita, devido à deformação aplicada. Este fenômeno ocorre
repetidamente, de modo que a deformação propaga-se uniformemente pelas regiões
não deformadas, onde a resistência é relativamente menor. Deste modo obtém-se alta
ductilidade, pelo atraso da fratura causado pela transformação progressiva da austenita
retida, simultaneamente com alta resistência final, devido ao aumento da fração da
martensita na microestrutura.
57
Figura 12 – Representação esquemática do efeito TRIP. Quando uma deformação por tensão é aplicada (1),
a austenita retida se transforma em martensita na região de concentração de tensões (2), e na
seqüência, a transformação austenítica ocorre também nas vizinhanças adaptado (YOKOI et al.,
1996).
.
O efeito TRIP é o responsável pelo acréscimo significativo do alongamento total
e, conseqüentemente, da ductilidade dos aços TRIP. O aumento da ductilidade
uniforme é atribuído ao processo de acomodação plástica nas vizinhanças das placas
de martensita. Ou seja, durante o processo de deformação de um aço, que contém
austenita retida na temperatura ambiente, a transformação de austenita em martensita
ocorre progressivamente, e resulta em aumento nos valores de alongamento.
3.3.3 Envelhecimento por deformação
O envelhecimento por deformação em ligas de aços é um fenômeno que
provoca variação nas propriedades com o tempo à temperatura ambiente, sendo o
processo acelerado pela elevação da temperatura. O envelhecimento das ligas é
observado pela variação das suas propriedades. Assim, por exemplo, tem-se o aumento
58
da dureza, do limite de escoamento, da resistência à tração e diminuição do
alongamento, da estricção e da condutividade térmica (ABDALLA, 1995; SILVA,
2006). Qualquer causa que dificulte o movimento das discordâncias estará produzindo
o endurecimento de um metal ou liga. Assim, a deformação e a diminuição do
tamanho dos grãos são fatores de endurecimento. As causas que determinam o
envelhecimento das ligas podem ser, dentre outras, a ordenação de uma solução sólida
desordenada, a formação de soluções sólidas, o aparecimento de novas fases ou a
precipitaçao de uma solução sólida supersaturada. A formação de uma solução, com
teores crescentes de soluto, provoca o endurecimento, ao criar as atmosferas de
Cottrell (REED-HILL, 1994) de átomos de soluto em torno das discordâncias. A
precipitação de partículas de segunda fase vão também dificultar o movimento das
discordâncias, e o endurecimento vai depender, principalmente, das distancias entres
essas partículas. O envelhecimento pode ser provocado por resfriamento rápido a partir
de temperaturas convenientes e por deformações plásticas. O envelhecimento por
deformação depende da presença de soluções sólidas intersticiais. A deformação
plástica provoca a instabilidade
da solução sólida intersticial, porque os átomos
intersticiais não acompanham os movimentos bruscos das discordâncias produzidos
pela deformação plástica. Os átomos movem-se atraídos pelos defeitos reticulares
(também ocasionados pela deformação), no sentido de readquirirem o equilíbrio
perdido. Essa precipitação atua como se os átomos estivessem supersaturando a
matriz, produzindo o envelhecimento (COLOMBAROLI; CASTRO, 1970).
Envelhecimento por deformação é um tratamento em que a resistência de um
aço é aumentada, e a ductilidade é diminuída com o aquecimento, em temperaturas
relativamente baixas, do aço previamente deformado a frio. Esse comportamento pode
ser mais bem ilustrado pela Figura 13, que descreve esquematicamente o efeito do
envelhecimento pela deformação na tensão de escoamento de um aço de baixo
carbono.
59
Figura 13 – Curvas tensão versus deformação para aços de baixo carbono apresentando envelhecimentos.
Região A, material originalmente deformado após limite de escoamento; Região B, material
imediatamente tracionado novamente após atingir ponto X; Região C, reaparecimento e au-
mento do limite de escoamento após envelhecimento a 148ºC (SILVA, 2006).
A região A apresenta a curva tensão versus deformação para um aço de baixo
carbono deformado plasticamente pelo alongamento do escoamento descontínuo para
uma deformação correspondente ao ponto X. O material é então descarregado e
recarregado sem uma considerável demora ou qualquer tratamento térmico, região B.
Nota-se que, no recarregamento, o escoamento descontínuo não ocorre, já que as
discordâncias foram libertadas das atmosferas de átomos de carbono e nitrogênio.
Considere-se, agora, que o material é deformado até o ponto Y e então
descarregado. Se ele for recarregado depois de um envelhecimento por alguns dias, à
temperatura ambiente, ou por algumas horas, a uma temperatura de envelhecimento de
148ºC, o escoamento descontínuo irá reaparecer. Além disso, o escoamento
descontínuo crescerá pelo tratamento de envelhecimento de Y para Z. O
reaparecimento do escoamento descontínuo deve-se à difusão dos átomos de carbono e
nitrogênio para as discordâncias, durante o período de envelhecimento, para formar
novas atmosferas de intersticiais, ancorando as discordâncias (DIETER, 1988).
60
3.3.4 Metalurgia dos aços TRIP
Vários estudos têm sido dedicados para a otimização dos parâmetros de ciclos
térmicos, a laminação e o teor de elementos de liga visando melhorar o desempenho
dos aços TRIP. Sachdev (1983) reporta a presença da austenita retida na
microestrutura dos aços bifásicos, desempenhando um papel positivo na melhoria das
suas propriedades mecânicas. Além disso, se esta austenita é suficientemente estável, a
resistência mecânica e a ductilidade destes aços são aumentadas. O inconveniente é
que nos aços bifásicos não há como reter a austenita em quantidade suficiente à
temperatura ambiente. Já nos aços TRIP altamente ligados, a adição maciça de
elementos de liga, por exemplo o níquel, que permite estabilizar a austenita, é proibido
por razões de custo.
Assim, os aços TRIP beneficiaram-se pelo desenvolvimento dos conhecimentos
acumulados ao longo dos anos e dos resultados de estudos de outras classes de aços.
São próximos dos aços bifásicos em relação a sua microestrutura multifásica, e obtidos
com o controle do ciclo térmico aplicado. Então, teve-se a idéia de modificar os
parâmetros do ciclo térmico e de fazer uso da transformação bainítica para enriquecer
a austenita em carbono e assim estabilizá-la à temperatura ambiente. A transformação
bainítica, que permite “a priori” obter uma austenita supersaturada em carbono, é uma
ferramenta poderosa e indispensável para produzir aços TRIP de baixa liga.
3.3.5 A transformação bainítica
Uma transformação de fase pode ocorrer de duas maneiras diferentes: difusiva ou
“displaciva” (paramórfica
2
). Uma transformação de fase difusiva é caracterizada por
difusão de átomos em longas distâncias enquanto a “displaciva” é caracterizada pelo
movimento cooperativo dos átomos, envolvendo difusão em curtas distâncias. Uma
transformação “displaciva” acontece pela deformação homogênea da estrutura
cristalina original.
2
Transformação de um material em outro sem mudança de composição química, alterando-se apenas a estrutura
cristalina
61
A transformação bainítica é provavelmente ainda a menos compreendida da
reação de decomposição da austenita. Isto tem levado os pesquisadores a contínuos e
progressivos debates. Os mecanismos pela qual a bainita é formada da austenita são
complicados e até hoje, ainda são objetos de muita controvérsia.
A bainita é formada em uma faixa ampla de temperatura, entre 250 e 550ºC, onde
a formação da perlita e martensita não ocorre. São formados agregados finos
aciculares ou em forma de ripas (laths) contendo ferrita, cementita e austenita retida.
Esta estrutura intermediária é denominada bainita, conforme Edgar Bain, o primeiro
que estudou sistematicamente a decomposição isotérmica da austenita
(DAVENPORT; BAIN; PAXTON, 1970). As características desta transformação
sugerem um mecanismo difusional para alta temperatura (como para a transformação
da ferrita em perlita) e um mecanismo “displacivo” (paramórfico) para baixa
temperatura (como para a transformação martensítica). Existem atualmente dois
pontos de vista em relação aos mecanismos de formação da bainita: de um lado a
escola difusional (PURDY; HULLERT, 1984) que defende a difusão e a redistribuição
dos átomos do carbono nas interfaces, considerando esta transformação como uma
decomposição da austenita durante a qual os grãos de ferrita e cementita crescem a
uma certa velocidade pelo movimento das interfaces; do outro lado, a escola
“displaciva” (BHADESHIA; CHRISTIAN, 1990), consideram (a exemplo da
transformação martensítica) que a transformação bainítica ocorre; a bainita formada
tem a mesma composição da austenita. Ficou estabelecido que a transformação
bainítica se decompõe em duas fases: crescimento da bainita seguida por uma
precipitação dos carbonetos (BHADESHIA, 2001).
Nos aços TRIP, a transformação bainítica implica uma sucessão ou uma
competição de acontecimentos (GODET, 2003). A Figura 14 esquematiza a formação
da bainita. A ferrita bainítica supersaturada em carbono nucleia nas vizinhanças dos
grãos de austenita e cresce como uma placa até que seu crescimento é impedido pelo
empilhamento de discordâncias na interface austenita/ferrita. Mais adiante a reação
avança pela nucleação de novas placas nas extremidades das já existentes, e conduz a
estrutura de um feixe. Depois do crescimento da placa de bainita, o excesso de carbono
pode difundir e sair da ripa de bainita.
62
Figura 14 – Representação esquemática das características microestruturais da formação da bainita
adaptado (GODET, 2003).
As características da bainita mudam com a redução da temperatura de
transformação. Conforme o modo de precipitação dos carbonetos, até mesmo
dependente da temperatura para a qual a transformação ocorre, distinguem-se dois
tipos de bainita: a bainita superior para altas temperaturas e a bainita inferior para
temperaturas mais baixas. Isto é ilustrado esquematicamente na Figura 15.
63
Figura 15 – Ilustração esquemática da formação de bainita superior e bainita inferior adaptado (GODET,
2003).
3.3.5.1 Bainita superior
A faixa de temperatura da formação da bainita superior é de 350 a 550ºC,
dependendo da composição química do aço. A sua microestrutura consiste de ripas
finas de ferrita, cada uma com espessura da ordem de 0,2 µm e comprimento de 10
µm, como pode ser visto na Figura 16. Estas ripas crescem de forma agrupada
formando feixes, com aparência de pena (KUTSOV et al., 1999). Em cada feixe, as
ripas são paralelas e possuem orientações cristalográficas idênticas e bem definidas.
As ripas individuais dos feixes são denominadas subunidades de bainita e,
normalmente, são separadas por contornos com pequenos desvios da orientação
cristalográfica ou por partículas de cementita. A ferrita e a cementita nucleiam
independentemente, e o que controla o crescimento da bainita superior é a difusão do
carbono na austenita. Os crescimentos da ferrita e da cementita são cooperativos, isto
é, a ferrita expulsa o carbono que é absorvido pela cementita.
64
Figura 16 – Micrografia da bainita superior: (a) micrografia óptica; (b, c) micrografia de transmissão em
campo claro e campo escuro da austenita retida entre subunidades; (d) montagem do feixe de
bainita vista por microscopia eletrônica de transmissão (BHADESHIA, 2001).
A formação da bainita superior envolve em dois estágios distintos, iniciando com
a nucleação das placas ou ripas de ferrita nos contornos de grãos da austenita e a
solubilidade de carbono é baixa. No segundo estágio, o crescimento das ripas de ferrita
enriquece a austenita remanescente do carbono, acompanhado por mudança de forma
da região transformada. A mudança pode ser descrita como um plano invariante de
deformação com um grande componente de cisalhamento, idêntico ao observado
durante a transformação martensítica. A bainita cresce em temperaturas relativamente
altas comparadas com as da martensita. Assim, as tensões provocadas pela mudança de
forma não são suportadas pela austenita, que tem a sua resistência diminuída nesta
faixa de temperatura. As tensões induzidas pela deformação são relaxadas pela
65
deformação plástica dos grãos de austenita adjacentes. Nesta região, há aumento na
densidade de discordâncias causado pela deformação plástica da austenita, devido ao
movimento das interfaces. A Figura 17 apresenta uma floresta de discordâncias que se
forma na interface bainita (região clara) austenita (região escura), devido à deformação
induzida pela mudança de forma que acompanha a transformação bainítica. A
subestrutura de discordâncias imobiliza a interface por mecanismos de “endurecimento
por encruamento”, levando à perda de coerência e à diminuição do processo de
crescimento. Este fenômeno é responsável pelo tamanho limitado das ripas de bainita
(BHADESHIA, 1999).
Figura 17 – Floresta de discordâncias formado na interface bainita (região clara)/austenita (região escura)
(BHADESHIA, 1999).
3.3.5.2 Bainita inferior
A transformação isotérmica que ocorre na faixa de temperaturas entre 250 e
350ºC produz a bainita inferior. Ela possui microestrutura e características
cristalográficas similares à bainita superior, com aparência de placas (KUTSOV et al.,
1999). A principal diferença é que na bainita inferior os precipitados da cementita
(carbonetos) aparecem no interior das placas ou ripas de ferrita e entre elas, enquanto
que na bainita superior encontram-se entre as ripas de ferrita e as ripas da bainita
inferior são muito mais longas do que do que as da bainita superior.
66
Existem dois tipos de precipitados de cementita: os que crescem a partir da
austenita enriquecida em carbono e que separam as plaquetas da ferrita bainítica, e um
segundo, que se precipitam a partir da ferrita saturada.
A Figura 18 apresenta uma microestrutura da bainita inferior. Observam-se
diversos tipos de partículas de carboneto no interior da ferrita bainítica. A bainita
inferior, por outro lado, consiste de plaquetas finas organizadas na forma de feixes,
com cada plaqueta parcialmente separada por carbonetos ou por um filme de austenita
retida com alto teor de carbono (BHADESHIA, 1999).
Figura 18 – Microestrutura da bainita inferior (BHADESHIA, 1999).
Os carbonetos na bainita inferior são extremamente finos, com espessura da
ordem de nanometros e comprimento da ordem de 500 nm. Uma vez que eles se
precipitam no interior da ferrita, uma pequena quantidade é partilhada com a austenita
residual. Isto significa que um número pequeno de carbonetos finos se precipita entre
as ripas de ferrita, quando comparado com a bainita superior. Uma conseqüência
importante desse fato é que a bainita inferior usualmente apresenta maior tenacidade
que a bainita superior, apesar de possuir maior resistência mecânica. Os carbonetos
grosseiros de cementita na bainita superior possuem tendência em serem pontos de
nucleação de microcavidades e de trincas de clivagem.
67
3.3.6 A transformação martensítica
A transformação martensítica pertence à categoria de transformações
cristalográficas “displacivas” ou paramórficas e por isso acompanhada de mudanças
estruturais. Nessa transformação há a mudança de forma, isto é, movimentos atômicos
sobre caminhos muito pequenos, menores que distâncias interatômicas, são essenciais
para que a mudança estrutural ocorra. Os átomos ou grupos de átomos envolvidos no
processo de transformação conservam seu relacionamento de vizinhança por causa dos
deslocamentos atômicos coordenados. Visto que não ocorre difusão, não somente a
fase austenítica (fase originária) e a martensita (fase produto) têm a mesma
composição química, mas também que a martensita herda a ordem e os defeitos da
fase mãe.
A transformação inicia somente após resfriamento para uma temperatura
particular chamada temperatura de início da martensita (M
S
). A fração transformada
aumenta com o resfriamento abaixo de M
S
. A temperatura final da martensita (M
f
) é
normalmente definida como a temperatura onde 95% da austenita foi transformada.
Muitas transformações de fase sem difusão podem ser encontradas em outros
materiais que formam um subgrupo de uma grande classe de transformações de fase
que compartilha características comuns. Transformações martensíticas podem ser
encontradas também em minerais, cristais e nos compostos que podem, em princípio,
sofrer uma transformação martensítica desde que a taxa de aquecimento ou
resfriamento seja suficientemente elevada para impedir uma transformação com
difusão controlada como alternativa. Logo, um rápido resfriamento do aço na região
austenítica resulta em formação da martensita, algumas vezes com austenita retida na
microestrutura. O processo de transformação, que é induzido por um resfriamento
relativamente rápido, parece ser aleatório, uma vez que a densidade de formação de
placas de martensita por toda a amostra parece ser independente do tamanho do grão
da austenita. Como mostrado na Figura 19, as placas de martensita formadas
inicialmente têm em geral tamanhos pequeníssimos, porque o processo de
transformação continua devido à divisão da austenita causada pelas placas de
martensita previamente transformadas (PERLADE; BOUAZIZ; FURNÉMONT, 2003)
68
Figura 19 – Transformação martensítica dentro da partícula de austenita. Como a transformação em
martensita continua de (a) até (c), o tamanho das placas de martensita formado inicialmente
diminui (PERLADE; BOUAZIZ; FURNÉMONT, 2003).
O processo de transformação da austenita para martensita também pode ser
obtido pela aplicação de tensão ou deformação ao invés de um resfriamento rápido. A
carga mecânica aplicada pode contribuir com a energia livre total para iniciar a
transformação. A deformação derivada da aplicação da carga desencadeia o processo
de transformação da austenita em martensita através da deformação da forma
estrutural. Portanto, é possível a nucleação da martensita em temperaturas acima de
M
S
desde que haja uma força mecânica dirigida.
Patel e Cohen (1953) sugeriram que, acima da temperatura M
S
, a mudança da
energia livre química dirigida
é linear quando a temperatura aumenta. Como
apresenta a Figura 20, espera-se que um aumento da força mecânica dirigida induzida
por uma carga externa (U’) é necessário ajudar a transformação em temperatura acima
de M
'
αγ
→
∆G
S
devido à diminuição da energia livre dirigida quando a temperatura aumenta. A
Figura 20 representa as energias livres da austenita e martensita em função da
temperatura (TAMURA, 1982). Em uma certa temperatura T
0
, as duas fases têm a
mesma energia livre (G
γ
= G
α’
). Entretanto, se a temperatura estiver no intervalo entre
M
S
e T
0
, nenhuma martensita é obtida desde que a diferença de energia livre entre a
austenita e martensita não alcance ainda o valor da energia química livre crítica
'
para que a transformação inicie.
'
é a diferença de energia livre entre
as duas fases na temperatura M
αγ
→
∆
S
M
G
αγ
→
∆
S
M
G
S
. Esta é a energia livre necessária para permitir a
nucleação e também a energia armazenada da martensita. Contudo, a fase martensítica
pode se formar acima de M
S
(por exemplo em T
1
) pela contribuição de um esforço
69
exterior, pela aplicação de uma carga mecânica (U’), tal que seu efeito termodinâmico
compense a diferença entre
em M
'
αγ
→
∆
S
M
G
S
e em T
'
1
αγ
→
∆
T
G
1
, como apresentado na
Figura 20.
Figura 20 – Ilustração esquemática das energias livres da austenita e martensita em função da temperatura
adaptado (TAMURA, 1982).
3.3.7 Tratamentos térmicos
3.3.7.1 Introdução
Embora uma alta porcentagem de todos os metais fabricados possa ser utilizada
no estado após conformação, laminação, ou fundição, por razões econômicas, muitos
metais (aços em particular) não desenvolvem suas propriedades físicas e mecânicas
máximas, senão após tratamento térmico. Condições de serviço severas muitas vezes
exigem investimento adicional a fim de se obter alguma propriedade especial em um
metal, tal como alta dureza, alta resistência à tração, ou resistência à corrosão, por
tratamento térmico.
O tratamento térmico é um processo que permite alterar as propriedades físicas-
mecânicas do aço, utilizando ciclos de aquecimento e resfriamento sob condições
controladas de temperatura, tempo, atmosfera e velocidade de resfriamento, com o
70
objetivo de atingir determinadas propriedades. Tal processo é empregado quando se
deseja adequar as características do material a uma etapa do processo de fabricação ou
à condição de produto final. As propriedades dos aços dependem, em princípio, da sua
estrutura. Os tratamentos térmicos modificam, em maior ou menor escala, a estrutura
dos aços, resultando em conseqüência na alteração mais ou menos pronunciada de suas
propriedades.
O tipo de atmosfera ou meio exerce um papel fundamental no tratamento
térmico, alterando, parcialmente, a composição química do aço ou evitando que ocorra
na forma de uma descarbonetação. Outra influência, tão importante quanto à citada, é
auxiliar no processo de transferência do calor e na forma de evitar a oxidação do aço.
Há vários meios de aquecer e resfriar o material. O banho de sal fundido é uma
maneira de transportar calor para o aço e protegê-lo contra a oxidação e
descarbonetação. Para o resfriamento as alternativas consistem e transferir o aço
aquecido para óleo, água ou mesmo outro banho de sal em temperaturas mais baixas.
É importante lembrar que, em geral, a melhora de uma ou mais propriedades
mediante um determinado tratamento térmico é conseguida com prejuízo de outras.
Por exemplo, o aumento da ductilidade provoca simultaneamente queda nos valores de
dureza e resistência à tração. Portanto, é necessário que o tratamento térmico seja
escolhido e aplicado criteriosamente, para que as desvantagens apontadas sejam
reduzidas ao mínimo.
Todos os tratamentos térmicos dos aços estão estreitamente relacionados com as
temperaturas nas quais as transformações ocorrem. As temperaturas críticas dos aços
são apresentadas na Figura 21 (diagrama Ferro – C). No aquecimento e no
resfriamento, os cristais dos quais o aço é composto têm a capacidade de mudarem as
suas formas; isto é, eles têm propriedades alotrópicas. Este tipo de resposta torna
possível uma combinação extensa de propriedades mecânicas e a maioria dos
tratamentos térmicos é efetuada com comportamento alotrópico em mente.
71
Figura 21 – Diagrama Fe – C (REED-HILL, 1994).
Os tratamentos térmicos dos aços e ligas especiais englobam uma das mais
amplas faixas de temperaturas dentre os processos industriais, variando desde o
tratamento subzero (temperaturas abaixo de 0ºC) para estabilização, até a
austenitização de aços rápidos, a 1280ºC. Além disso, diversas taxas de resfriamento
são empregadas, visando permitir a obtenção da estrutura exata desejada.
72
O objetivo do tratamento térmico de um aço é modificar ou melhorar suas
propriedades para alguma operação ou serviço posterior. Os tratamentos térmicos
podem, portanto, servir a um ou mais dos objetivos seguintes:
• Amolecimento (softening)
O amolecimento é feito para redução de dureza, remoção das tensões residuais,
melhora da tenacidade, restauração da ductilidade, redução do tamanho do grão ou
alteração das propriedades eletromagnéticas do aço. Restaurar a ductilidade ou
remover as tensões residuais é uma operação necessária quando uma grande
quantidade de trabalho a frio tenha sido executada (como laminação a frio ou
trefilação).
As principais formas de amolecimento do aço são: recozimento de recristalização,
recozimento pleno, recozimento de esferoidização e normalização.
• Endurecimento (Hardening):
O endurecimento dos aços é feito para aumentar a resistência mecânica, a resistência
ao desgaste e a resistência à fadiga e depende fortemente do teor de carbono. A
presença de elementos de liga possibilita o endurecimento de peças de grandes
dimensões, o que não seria possível quando do uso de aços comuns ao carbono. Os
tratamentos de endurecimento são: têmpera, austêmpera e martêmpera. Para aumentar
a resistência ao desgaste é suficiente a realização de um endurecimento superficial
(que também leva ao aumento da resistência à fadiga). Pode-se assim proceder a uma
têmpera superficial ou a um tratamento termoquímico, que consiste na alteração da
composição química da superfície pela difusão de elementos como carbono, nitrogênio
e boro.
• Modificação das propriedades do material:
O tratamento térmico, a rigor, é usado para modificar as propriedades dos materiais.
Estes processos modificam o comportamento dos aços de um modo benéfico, de forma
a maximizar a vida útil das partes (alívio de tensões), ou as propriedades de resistência
(tratamento criogênico) ou alguma outra propriedade desejada (envelhecimento).
O tratamento térmico é normalmente associado com o aumento da resistência do
material, mas também pode ser usado para melhorar a usinabilidade, a
conformabilidade e restaurar a ductilidade depois de uma operação a frio. Logo, o
73
tratamento térmico é uma operação que pode auxiliar outros processos de manufatura
e/ou melhorar o desempenho de produtos, aumentando a sua resistência ou alterando
outras características desejáveis.
3.3.7.2 Tratamentos térmicos para obtenção de aços TRIP multifásicos.
A fim de obter aços com microestrutura multifásica, o ciclo térmico utilizado
para aços bifásicos é ligeiramente modificado pela introdução de um patamar de
conservação isotérmica na região bainítica. As Figuras 22(a) e 22(b) ilustram os
tratamentos térmicos correspondente aos aços bifásicos e aos aços TRIP multifásicos
respectivamente laminados a frio (no caso de laminados a quente não há o recozimento
intercrítico). Na Figura 22(a) não está ilustrada a austenita retida, mas ela existe
mesmo que em pequena quantidade.
Figura 22 – Tratamentos térmicos e microestrutura dos (a) aços bifásicos e (b) aços TRIP. F = ferrita,
A = Austenita, B = bainita e M = martensita.
O tratamento térmico intercrítico consiste basicamente no recozimento
intercrítico (entre A
C1
e A
C3
) e tem sido tradicionalmente utilizado para obter uma
quantidade da austenita na microestrutura pelo aquecimento de chapas laminadas a frio
partindo da temperatura ambiente até a temperatura da região de recozimento
74
intercrítico. No diagrama de equilíbrio de fases do Fe—C, o regime de recozimento
intercrítico é identificado como a região dentro do intervalo de temperatura A
C1
- A
C3
.
Essas temperaturas são muitas vezes referidas como “temperaturas críticas”. Estas
temperaturas limitam a região intercrítica de austenitização parcial dos aços. A
dilatometria é normalmente utilizada para se avaliar estas temperaturas. Existem vários
estudos que correlacionam a composição química do aço e as temperaturas críticas. As
mais utilizadas são as fórmulas empíricas de Andrews (1965). As equações (1) e (2)
são utilizadas para a determinação das temperaturas críticas inferior e superior:
A
C1
= 723 – 10,7Mn – 16,9Ni + 29,1Si + 16,9Cr +290As + 6,38W; e (1)
A
C3
= 910 – 203 C − 15,2Ni + 44,7Si + 104V +31,5Mo + 13,1W – (30Mn + 11Cr +
+ 20Cu – 700P – 400Al – 120As – 400Ti). (2)
Nas temperaturas entre A
C1
e A
C3
, a microestrutura é tipicamente ferrita mais
austenita. Entretanto, em temperaturas acima de A
C3
, a microestrutura é totalmente
austenítica como no caso dos aços laminados a quente.
Dependendo do tipo do aço com o qual se trabalha, aplica-se um determinado
tipo de tratamento térmico, e para isso devem-se conhecer as temperaturas críticas
destes tratamentos. A microestrutura antes da austenitização parcial é muito
importante, dependendo dela a morfologia das diferentes fases e a cinética de
formação da austenita. Como resultado dos diferentes tratamentos térmicos nos aços
ocorre uma alteração na distribuição do carbono e na estrutura cristalina. As mudanças
mais pronunciadas são obtidas aquecendo-se o material a uma temperatura na qual se
tem a formação de austenita estável, e transformando a austenita em seus produtos de
decomposição, seja por tratamento térmico intercrítico, transformação isotérmica ou
por resfriamento contínuo. Quando a austenita é resfriada, podem originar-se vários
tipos de estruturas, estáveis ou de transição (metaestáveis), dependendo do modo com
que esse resfriamento é feito. A obtenção destas estruturas diferentes, com
propriedades bastante diferentes, de um mesmo material inicial, é de grande interesse
para aplicações em engenharia. Um mesmo aço poderá fornecer, depois de tratados
75
termicamente, barras com propriedades convenientes aos tipos de peças a serem
fabricadas ou ao trabalho mecânico posterior.
Se a austenita for resfriada lentamente, dará origem a estruturas lamelares,
denominadas como perlita constituídas de placas de ferrita e cementita alternadas.
Entretanto, um resfriamento brusco dará origem a uma fase de transição, ou seja, a
martensita, de alta dureza. Uma estrutura intermediária entre estas duas pode ser
também formada: a bainita, cuja estrutura apresenta placas de ferrita com carbonetos
precipitados internamente.
Obter uma porcentagem suficiente da austenita retida na microestrutura, é o
primeiro item a ser considerado quando se desenvolvem aços com efeito TRIP. A
morfologia da austenita retida tem um efeito na estabilidade mecânica e
conseqüentemente no alongamento total da liga. A morfologia pode ser controlada
pelo ajuste de parâmetros do tratamento térmico para produzir a morfologia desejada
das fases da microestrutura.
3.3.8 O papel da austenita retida
A microestrutura multifásica dos aços bifásicos e dos aços TRIP proporciona a
estas duas famílias de aços excelentes propriedades mecânicas. No caso dos aços
bifásicos, isso resulta de preferência da interação entre uma fase dura (martensita) e
uma fase mole (ferrita). Para os aços TRIP, a transformação induzida pela deformação
mecânica da austenita retida em martensita (efeito TRIP) acoplada a sua
microestrutura multifásica, são os fatores responsáveis por suas propriedades
mecânicas. Uma alta fração volumétrica de austenita retida melhora o alongamento,
bem como o limite de resistência à tração do aço (CHOI et al., 2002).
As baixas quantidades de austenita retida presente à temperatura ambiente nos
aços bifásicos (YI et al., 1983) têm uma influência menor sobre as propriedades
mecânicas em comparação com a contribuição das outras fases, como a martensita ou
a ferrita. Por outro lado, sob a condição de uma estabilidade suficiente, sua influência
positiva sobre o comportamento mecânico através de um baixo efeito TRIP foi
provada por Sachdev, 1983.
76
Nos aços TRIP obtidos após um tratamento térmico como descrito no parágrafo
3.3.7.2, a austenita é retida em quantidade suficiente (JEONG; MATLOCK;
KRAUSS, 1993, SUGIMOTO et al., 1992) e, como nos aços inoxidáveis instáveis, a
transformação da austenita para martensita tem um efeito de aumento da resistência
mecânica do material.
O melhor comportamento do alongamento é obtido quando a austenita está em
forma de filmes finos embutidos entre subunidades de bainita do que blocos de grão.
Além disso, o tamanho do grão da austenita retida pode ter um efeito no
comportamento da transformação durante a deformação plástica. Em grãos com
tamanho abaixo de 10µm, a energia interfacial devido à formação de uma placa
martensítica dentro de um grão austenítico aumenta exponencialmente (WANG; VAN
DER ZWAAG, 2001). A taxa de aumento da energia interfacial é esperada
obviamente, mudando com diferentes proporções de aspecto (a proporção de aspecto é
a razão entre largura e comprimento das placas) das placas da martensita. Entretanto,
em geral há um aumento significativo na força motriz necessária para a transformação
porque o tamanho do grão diminui abaixo de 10µm resultando em mais estabilidade da
austenita.
É também importante notar que para um tamanho dos grãos da austenita em
torno de 0,01µm ou menor, a transformação na martensita não ocorre devido aos níveis
impraticáveis de forças motrizes necessárias para realizar a transformação (WANG;
VAN DER ZWAAG, 2001). Os grãos de austenita retida relativamente grandes foram
também relatados que transformam facilmente em martensita com uma queda
significativa do alongamento total (JEONG; CHUNG, 1992). Entretanto, reduzindo a
temperatura em que a transformação bainítica é conduzida, os blocos de grãos de
austenita podem ser eliminados (BADESHIA, 2001). Isto confirma que o ajuste de
parâmetros do tratamento térmico tem efeito óbvio na microestrutura, no
comportamento da transformação da austenita retida e, conseqüentemente, em todas as
propriedades mecânicas dos aços TRIP.
Em resumo, para que se obtenham propriedades mecânicas superiores nos aços
TRIP, são necessárias a formação e manutenção de uma quantidade significativa de
austenita retida e, posteriormente, a mais estável possível. A estabilidade da austenita
77
retida depende de vários fatores, e pode ser melhorada por meio de diferentes formas,
além das já mencionadas, por exemplo:
• Aumento do teor de C, Mn, Cr, Ni e Mo na austenita (SAKUMA;
MATSUMURA; TAKESHI, 1991);
• Adições de Si entre 1 e 2% para inibir a precipitação de cementita, e evita
assim a perda da estabilidade da austenita (BASUKI; AERNOULD, 1999;
SAKUMA; MATSUMURA; TAKECHI, 1991);
• Deformação da austenita durante o recozimento e diminuição do tamanho
dos grãos da austenita (BASUKI; AERNOULD, 1999);
• Transformação bainítica, produzindo a expulsão do carbono durante a
formação da ferrita bainítica e enriquecendo em carbono a austenita
adjacente, este é um dos efeitos mais estudados (GIRAULT et al., 1998;
JACQUES, P. et al., 1998).
Os aços multifásicos tendem a melhorar as características apresentadas pelos aços
bifásicos, conservando a resistência desses aços, aumentando sua ductilidade e
conformabilidade pelo efeito TRIP.
3.3.9 A influência dos elementos de liga nos aços TRIP
Os efeitos dos elementos de liga nos aços ao carbono envolvem não apenas
alterações nas fases ou constituintes presentes em equilíbrio, mas também na maneira
e velocidade com que estas fases se formam. Naturalmente, a presença de elementos
de liga pode, além disto, alterar as próprias características das fases presentes. É
evidente, portanto, que a análise do efeito dos elementos de liga nos aços é uma tarefa
muito complexa.
Vários estudos de elementos de liga para aços bifásicos, bem como para aços
TRIP, foram desenvolvidos com a finalidade de ajustar sua microestrutura e obter as
propriedades mecânicas desejadas.
Os elementos de liga exercem um papel importante na estabilidade
termodinâmica das fases e na cinética das transformações de fase. Eles favorecem ou
retardam o progresso dessas transformações, influenciando sobre seus pontos críticos
78
de início e fim. Em estudos realizados por Girault et al (2001), van der Zwaag e Wang
(2002) e Enomoto (2002), em uma discussão baseada em mecanismos atômicos que
governam a reação bainítica em aços TRIP, mostram que a maior parte dos elementos
de liga substitucionais, como Cr, Si, Mn, Mo, Al, Ni, atuam como formadores ou não
de carbonetos e diminuem a temperatura de início da formação da bainita. Muitas
vezes podem aparecer microadições de elementos de liga fortemente formadores de
carbonetos, principalmente Nb, V e Ti, responsáveis pelo refinamento do grão
austenítico durante a laminação controlada, proporcionando um mecanismo de
endurecimento ao material.
Tendo em vista que todos os elementos de liga influem na reação bainítica, pode
ser esperado que diferentes composições químicas produzam diferentes estruturas
bainíticas com propriedades diferentes, mas até o presente não existe um perfeito
conhecimento das influências que os elementos de liga têm na microestrutura final
destes aços.
3.3.9.1 Efeito do carbono
O carbono é o principal elemento de liga pelo qual todas as transformações de
fase são notavelmente afetadas e através do qual a microestrutura final e as
propriedades mecânicas são controladas. Ele é o principal elemento estabilizador da
austenita, atuando diretamente na quantidade de austenita retida presente à temperatura
ambiente, e assim no efeito TRIP. Na maioria dos casos, o teor de carbono situa-se em
torno de 0,2%, já que teores menores são prejudiciais à estabilidade da austenita retida
e teores maiores acarretam problemas de soldabilidade (um quesito muito importante
em diversas aplicações, por exemplo, gasodutos de grandes diâmetros).
Por outro lado, a diminuição do teor de carbono dificulta a obtenção de frações
de volume adequadas de austenita retida. É necessário, então, adicionar elementos de
liga, como o manganês e silício em proporções otimizadas, e estabelecer condições de
tratamento térmico para a utilização desses elementos com o máximo aproveitamento.
O manganês e o silício têm um papel importante no controle da cinética das
transformações de fase e em particular na estabilidade da austenita (SAKUMA;
79
MATSUMURA; TAKECHI, 1991). Ambos aumentam a resistência do material
através do endurecimento por solução sólida.
3.3.9.2 Efeito do Manganês
O manganês é atrativo economicamente devido ao baixo custo. Em particular, o
manganês, que é um elemento estabilizador da austenita, diminui a temperatura de
início de transformação da austenita (A
R3
) para ferrita durante o resfriamento. Além
disso, aumenta a possibilidade de enriquecimento de carbono, pela elevação do
carbono na austenita, e amplia a faixa de velocidades de resfriamentos aplicáveis, por
atrasar a formação da perlita. O manganês pode substituir o ferro na formação de
precipitados do tipo (Fe,Mn)
3
C, que podem dar origem a partículas de austenita ricas
em manganês, que requerem menor concentração de carbono para estabilizar em
temperatura ambiente. Também deve ser levado em conta o efeito inibidor do
manganês na formação da ferrita durante o resfriamento, uma vez que este minimiza
um possível enriquecimento de carbono desta fase (BLECK, 2002).
3.3.9.3 Efeito do Silício
É muito comum na prática, nos aços TRIP adicionar uma quantia maior do que o
usual de silício. Isto serve para assegurar que a precipitação da cementita,
provavelmente não ocorra na microestrutura durante o crescimento da bainita superior.
A ausência da cementita assegura altos níveis de ductilidade e força o carbono a
enriquecer de preferência a austenita para formar placas de cementita. Conclui-se que
a retenção da austenita nesses aços é quase impossível para concentrações de silício
muito abaixo de 1%.
A cinética da precipitação da cementita em aços TRIP depende da concentração
de carbono da ferrita bainítica durante a transformação bainítica (BADHESHIA,
2001). Os carbonos oriundos da ferrita bainítica podem enriquecer a austenita retida ou
formar carbonetos. Ambos os processos podem ocorrer simultaneamente, entretanto,
um processo pode dominar dependendo da temperatura isotérmica de preparação ou
80
composição da liga. Observou-se que, em aços TRIP com alta porcentagem de silício,
que a precipitação de carbonetos retarda a formação da ferrita bainítica. De fato, as
microestruturas daquelas ligas ricas em silício são livres de carboneto mesmo após o
processamento por várias horas na região de transformação bainítica. Acredita-se que
o silício se opõe à formação da cementita na austenita residual como reportado por
muitos autores, por exemplo, como apresentado no trabalho de Badeshia e Edmonds
(1980). O mecanismo pelo qual o silício retarda a precipitação da cementita foi
proposto por Pichler e Stiaszny (1999). Em seu trabalho, é sugerida a supressão da
precipitação da cementita devido à baixa solubilidade do silício na cementita.
O silício repele fortemente o carbono em solução sólida da austenita, aumentando
a difusão deste elemento na ferrita. Desse modo, como o silício é um elemento pouco
solúvel na cementita, a precipitação de carbonetos é retardada ou inibida durante a
formação da bainita e favorece a segregação de átomos de carbono da ferrita para a
austenita remanescente. Isto pode ser explicado através do fenômeno de reação
incompleta que se dá durante a transformação bainítica em aços TRIP com altos teores
de silício. Mesmo sendo fundamental para a obtenção de aços TRIP, o silício deve ser
utilizado em quantidades bem determinadas, porque ele também é um elemento que
pode ser oxidado durante o recozimento, provocando problemas de superfície
(acabamento pobre) de produtos planos laminados a quente e a aderência de
revestimentos de aços laminados a frio (problemas de galvanização) (JACQUES P. J.
et al, 2001a; DE MEYER; VANDERSCHUEREN; COOMAN, 1999).
Conseqüentemente, o alumínio tem sido proposto como alternativa para a substituição
parcial ou completa do silício (SPEER; MATLOCK, 2002; BLECK, 2002).
3.3.9.4 Efeito do Alumínio
O alumínio é, também, um elemento formador de ferrita e, apesar de não ser
solúvel na cementita, apresenta um efeito mais fraco na supressão da formação de
carbonetos, quando comparado como o silício (GIRAULT et al, 2001). Devido ao
baixo potencial de endurecimento por solução sólida, o alumínio sempre é usado em
81
combinação com fósforo. Como desvantagem do uso do alumínio, pode-se mencionar
o aumento acentuado da temperatura de início da transformação martensítica M
S
.
Em conseqüência disso, o enriquecimento do carbono da austenita por meio da
formação da bainita, parece ser praticável em aços contendo alumínio. Isto permite a
estabilização e a produção de uma quantidade significativa de austenita retida. Quando
essa quantidade de austenita retida é alcançada, os aços com alumínio, durante os
testes de tração, exibe um notável efeito TRIP, comparável aos aços com silício.
Devido ao baixo potencial de endurecimento por solução sólida, o alumínio é sempre
usado em combinação com teores mais altos de carbono ou em combinação com
fósforo. Como desvantagem do uso de alumínio, pode-se mencionar o aumento
acentuado da temperatura de início da transformação martensítica M
S
.
3.3.9.5 Efeito do Nióbio
O nióbio é bem conhecido como um elemento de liga muito poderoso no controle
de vários processos, como austenização, recristalização, crescimento de grão,
transformação de fase e precipitação. Com relação aos aços multifásicos, o nióbio
afeta, dentre outras aspectos, a transformação da austenita em ferrita e em bainita e,
conseqüentemente, na fração de volume e na estabilidade da austenita retida, que é a
fase principal do excelente comportamento mecânico dos aços TRIP.
Devido à diferença grande do seu raio atômico com relação ao átomo do ferro
(raio atômico = 0,124 nm), o nióbio (raio atômico = 0,143 nm) aumenta a resistência
do aço, pela interferência com o escorregamento de discordâncias, reduz a
difusividade e retarda ou mesmo suprime o movimento do contorno de grão, quando
em solução sólida na matriz de ferro. Mas, como o nióbio apresenta uma forte
tendência de combinar com o carbono e o nitrogênio, efeitos ainda mais importantes
aparecem com a presença de pequenos carbonetos e carbonitretos que se formam em
temperaturas altas e intermediárias, e que somente se dissolvem em temperaturas
acima de 1000ºC. Essas pequenas partículas evitam o movimento do contorno de grão
ainda mais efetivamente, resultando em um aumento da resistência, mas pode também
servir como sítios de nucleação de transformação de fases. Tais efeitos são bem
82
conhecidos e usados durante os processamentos termomecânicos dos aços
microligados durante laminação a quente, mas também podem influenciar no efeito
TRIP. Durante a laminação a quente, o nióbio, quando em solução sólida, retarda a
recristalização estática e dinâmica, bem como a transformação da austenita em ferrita.
O nióbio, em forma de pequenos carbonetos e carbonitretos, também retarda a
recristalização, aumenta a força motriz para a formação de ferrita, constitui um
obstáculo forte para o crescimento do grão e resulta em efetivo endurecimento por
precipitação. Desta forma, conduz a uma granulação fina de ferrita com uma alta
resistência (BLECK et al., 2003).
Bleck et al. (2003) concluem que a alteração da transformação de fase, devido ao
nióbio, acarreta uma notável modificação dos constituintes da microestrutura, como
frações de volume da ferrita, bainita e austenita retida, no enriquecimento do carbono
na austenita e na nucleação da martensita. Foram observadas que as diferentes
transformações de fases durante a laminação a quente, recozimento intercrítico,
resfriamento, transformação isotérmica no intervalo de temperatura de formação da
bainita e deformação, são modificadas, e são obtidos grãos com tamanhos
significativamente menores, quando comparados com aços de alta resistência
convencionais.
3.3.9.6 Outros elementos de liga
Embora usualmente os elementos de liga utilizados para a fabricação dos aços
TRIP são essencialmente carbono, manganês e silício, vários pesquisadores tentaram
evitar escolhas que poderiam criar a utilização excessiva de altos teores em carbono ou
em silício. A diminuição da quantidade de carbono e a substituição parcial do silício
por alumínio (JACQUES J. P. et al., 2001b; TRAINT et al., 2002) parecem possíveis.
O efeito de outros elementos de liga como o fósforo (TRAINT et al., 2002), o
níquel (KIM et al., 2000), cromo (KIM et al., 2002) ou molibdênio (TIMOKHINA;
HODGSON; PERELOMA, 2002) também têm sido estudado para diferentes
tratamentos termomecânicos pela análise das microestruturas obtidas e de seu impacto
sobre as propriedades mecânicas.
83
Os elementos de liga podem ser classificados em elementos estabilizadores de
austenita ou ferrita, formadores ou inibidores de carboneto, conforme apresentado na
Tabela 3. Esta tabela também apresenta os efeitos de utilização de um elemento
específico e seu impacto sobre a microestrutura e as propriedades mecânicas.
Tabela 3 – Efeitos e quantidade de massas típicas em % de elementos de liga em aços TRIP.
Elementos de liga
(% em massa típica)
Influência/Razão para adição Problemas
C
(0,15 – 0,30)
Estabilizador de austenita.
Determina a distribuição de fase.
Determina a estabilidade da austenita retida.
Fortalece a martensita.
Redução de soldabilidade e
tenacidade.
Mn
(1,50 – 2,00)
Estabilizador de austenita.
Reduz A
c
em ferrita.
Fortalece a ferrita.
Retarda a formação da perlita.
Formação de carbonetos.
Si
(0,10 – 1,50)
Estabilizador de ferrita.
Aumenta A
c
em ferrita.
Previne a formação de Fe
3
C.
Fortalece a ferrita.
Qualidade de superfície.
Al
(0,05 – 1,80)
Estabilizador de ferrita.
Previne a formação de Fe
3
C
Aumenta M
S.
P
(0,01 – 0,30)
Estabilizador de ferrita.
Aumenta A
c
em ferrita.
Retarda a precipitação de Fe
3
C.
Segregação.
Redução na ductilidade.
Nb
(0,04)
Refinador de grão.
Aumenta C em austenita remanescente.
Retarda a formação da bainita.
Reduz a temperatura M
S.
Cr, Mo
(0,4)
Estabilizador de ferrita.
Retarda a formação de perlita e bainita.
V
(0,06)
Estabilizador de ferrita.
Endurecimento por precipitação.
3.3.10 Ataques químicos aplicados na caracterização microestrutural de aços
TRIP
Como a microestrutura tem efeitos expressivos nas propriedades físicas e
mecânicas dos aços, é extremamente importante a caracterização com maior precisão
possível das quantidades e morfologias das fases constituintes. Para revelar
características de microestruturas específicas, os ataques químicos são os mais
utilizados pela sua relativa facilidade e, principalmente, o baixo custo. A técnica
consiste em um ataque químico seletivo em uma superfície polida do material em
84
exame, que se baseia na corrosão controlada através da diferença de potencial
eletroquímico em áreas com diferentes naturezas químicas ou físicas (GIRAULT et al,
1998).
O ataque químico tem por objetivo modificar o relevo das fases por corrosão, de
maneira que altere o contraste da coloração das superfícies e permita a identificação de
uma ou outra fase. Estes ataques, entretanto, não mostram satisfatoriamente certos
microconstituintes presentes, despertando interesse em pesquisas que possam ajudar a
revelar as fases por análise metalográfica e microscopia ótica. A austenita retida, por
exemplo, aparece nos aços multifásicos em frações maiores ou menores dependendo
dos parâmetros do tratamento térmico. No entanto, no estudo do efeito TRIP de aços
multifásicos é de fundamental importância a caracterização qualitativa e quantitativa
desta fase, que outrora era desprezada (GIRAULT et al, 1998).
O reagente mais utilizado para os aços é o nital (solução de HNO
3
e álcool
etílico), que esboça o contorno de grão da ferrita, ferrita-cementita e martensita ou
bainita. Quando examinado por microscopia óptica, o ataque com nital de aços que
contém uma dispersão muito fina de partículas de martensita em uma matriz de ferrita
dificilmente apresenta contraste visível. Entretanto, é conveniente para determinar a
quantidade total de ferrita e austenita retida. O ataque com nital mostra com clareza,
nas áreas brancas, a ferrita e austenita e, nas áreas escuras, martensita, bainita e
perlita.
Com o surgimento do aço de alta resistência com estrutura multifásica complexa
somente o ataque com nital não é suficiente para revelar diferentemente todas as fases
que são encontradas neste tipo de aço.
LePera (1979) trabalhou no progresso dos contrastes utilizando vários ataques. O
que apresenta melhores resultados foi o que se baseava no metabissulfito de sódio,
chegando assim a uma mistura, de 1% de metabissulfito de sódio (Na
2
S
2
O
5
) diluído
em água e 4% de ácido pícrico (C
6
H
2
(NO)
3
OH) diluído em álcool etílico, denominado
reagente LePera. Com esse ataque, a martensita aparece branca, a bainita preta e a
ferrita aparece marrom e, em muitos casos, os contornos de grãos não são fortemente
delimitados. Neste ataque verificou-se que a composição química do material exerce
forte influência sobre a estrutura que será revelada e os contornos de grão não ficam
85
sempre bem evidentes; este último problema foi resolvido com um pré-ataque de nital
a 2%.
LePera (1980) propôs um segundo método que consistiu no aperfeiçoamento do
anterior. Desta vez, o reagente utilizado na seqüência de polimento e pré-ataques, em
substituição ao nital, foi a solução 4% de ácido pícrico em etanol. Após dois a três pré-
ataques e polimentos a amostra sofre um polimento final para, então, ser atacada com
reagente LePera, obtendo a martensita branca, bainita preta e a ferrita marrom.
Girault et al. (1998) aperfeiçoaram a técnica de LePera, adequando para observar
quatro fases simultaneamente de aços multifásicos. Os resultados obtidos foram: a
ferrita assume uma coloração azul esverdeada (ou marrom clara), a bainita aparece
marrom escuro e a martensita, bem como a austenita retida, permanecem brancas
(Figura 23). Observaram que as superfícies das amostras metalográficas podem ser
mais ou menos sensíveis ao ataque do reagente em função da composição química do
aço. Se após o ataque químico a superfície da amostra tender para uma coloração azul,
isto significa segundo os autores, que a mistura requer uma proporção ligeiramente
superior da solução de ácido pícrico. Se por outro lado a superfície apresentar uma
tendência para coloração marrom, é necessária uma pequena adição da solução de
metabissulfito de sódio.
Figura 23 – Fotomicrografias obtidas após ataque químico adaptado da técnica de LePera. Na amostra A:
F = ferrita (verde azulada), B = bainita (marrom) e MA = martensita+austenita (branca). Na
amostra B, a ferrita retrata um contraste azul mais pronunciado (GIRAULT et al, 1998).
86
Uma alternativa de ataque realizado para diferenciar as diversas fases do aço foi
realizado por Timokhina, Hodson e Pereloma (2004). Foram analisados dois aços
(com e sem adição de nióbio), em que foram estudados em laboratório usando
simulação de processo termomecânico controlado. O objetivo era estudar a
estabilidade da austenita retida durante a deformação e entender a contribuição da
ferrita poligonal, bainita e a interação entre as diferentes fases na microestrutura e as
propriedades mecânicas dos aços TRIP processados. A técnica usada para análise do
comportamento microestrutural foi utilizando nital 2% seguido de ataque químico a
quente (heat-tinting). A técnica de aquecimento (heat-tinting) foi usada para distinguir
austenita e martensita. Uma amostra desmontada foi polida e demarcada com Nital 2%
por cerca de 15 segundos. Em seguida, a amostra foi aquecida num forno em ar de
aproximadamente 260ºC por 2,5 horas, sem uma atmosfera protetora, e em seguida
resfriada para temperatura de câmara. Com esta técnica, as várias fases mostraram-se
com cores diferentes sob o microscópio. A ferrita poligonal e a ferrita bainítica são
beges, a austenita retida é roxa e a martensita é azul escuro. Este método oferece a
oportunidade para observar as mudanças em tamanho, distribuição e fração de volume
da martensita/austenita retida durante análise de tensão. Análises por microscopia
eletrônica de varredura e análises por raios X foram executados nas amostras antes e
depois da técnica para garantir que o tratamento de aquecimento usado no heat-tinting
não afetasse a fração de volume e a estabilidade da austenita retida. A microestrutura
do aço ilustra a ferrita e a bainita em tons de marrom claro, a austenita em roxo e a
martensita em azul escuro (Figura 24). Esse processo tem como limitação a
necessidade de tratamentos térmicos adicionais para a caracterização da
microestrutura.
87
Figura 24 – Microestrutura de um aço com Nb (b, d) e sem Nb (a, c) com a técnica de heat-tinting
(PF = ferrita poligonal, RA = austenita retida, M = martensita, BF = ferrita bainítica)
(TIMOKHINA, HODSON e PERELOMA, 2004).
Uma das evoluções mais significativas da metalografia foi a identificação de
fases presentes nos materiais através de micrografias coloridas. Freqüentemente, a
determinação de fases que não pode ser realizada através de fotomicrografias padrão,
produzidas em preto e branco ou em escala de cinzas, pode ser feita quando é aplicada
uma escala de cores (AMAR; SPEER; MATLOCK, 2003). Além disso, o alto custo
associado ao processamento convencional de fotografias coloridas e as dificuldades
específicas na preparação das amostras têm restringido a aplicação da análise
metalográfica por cores como uma ferramenta de controle de qualidade padrão para a
avaliação de materiais, tanto nos centros de pesquisa e desenvolvimento como nas
linhas de produção. Contudo, evoluções tecnológicas, associadas com a fotografia
digital, e as melhorias nos sistemas digitais de armazenamento de imagens, tornaram
88
possível a aquisição de imagens coloridas de elevada qualidade, por técnicas de
microscopia ótica, com custos bastante reduzidos.
Uma alternativa que deve ser destacada, foi proposta por pesquisadores da FEG-
UNESP (PEREIRA, 2004, HASHIMOTO, 2004), em estudos com estruturas
multifásicas utilizando um tríplice ataque. O ataque inicial é feito com nital 2%, que
separa as fases martensita e bainita (coloração cinza escura) das fases ferrita e
austenita retida (coloração branca). Faz-se um polimento da amostra após a aquisição
da fotomicrografia do resultado do ataque. O segundo ataque é feito com solução
aquosa 10% de metabissulfito de sódio que mantém a austenita retida branca e
escurece as outras fases. Fotografa-se o resultado, faz-se novo polimento para retirada
do ataque anterior, e finalmente, um ataque com reagente LePera.
Com o resultado dos três ataques foi possível uma formulação de um sistema de
quatro equações com quatro incógnitas e deduzir os resultados individuais de frações
volumétricas de todas as fases presentes no aço para cada tipo de tratamento térmico
utilizado.
3.3.11 Determinação da fração volumétrica da austenita retida
3.3.11.1 Generalidades
O aço é provavelmente o material que melhor representa o desenvolvimento
industrial em larga escala. Atualmente, apesar da importância relativa crescente do
silício, com o qual são feitos os circuitos integrados e chips de computador, o aço
continua reinando em posição absoluta, principalmente devido às suas gigantescas
escalas de produção.
O desenvolvimento de aços durante a última década mostra que os aços TRIP
constituem uma nova categoria de aços em chapas ou laminas, em função da sua alta
resistência e elevada conformabilidade. Estas excelentes propriedades mecânicas
aparecem principalmente, devido à plasticidade induzida por deformação na
transformação martensítica da austenita retida metaestável. Os aços TRIP possuem
uma estrutura multifásica complicada, obtida por meio de tratamentos térmicos bem
89
planejados e consistindo de fases diferentes, principalmente de ferrita, bainita,
austenita retida e martensita.
Então, é essencial e fundamental uma determinação qualitativa e quantitativa da
fração de volume das fases existentes, especialmente a austenita retida para a avaliação
das propriedades dos aços TRIP.
Estudos recentes para análise da qualidade de um aço eram uma “tarefa
destrutiva”: a amostra tinha que literalmente ser destruída para que fosse analisada.
Somente com a destruição seria possível a análise da microestrutura do aço por meio
de microscópios, conhecendo-se, então, a sua composição química e suas condições
físicas. Este processo, que requer o polimento e o ataque com produtos químicos, além
de demorado, não pode ser facilmente feito em materiais que formam estruturas já
montadas.
Os métodos experimentais tradicionais que têm sido reportados na literatura
incluem difração de raios X (DRX) (SAKUMA; MATSUMURA; TAKECHI, 1991,
ITAMI; TAKAHASHI; USHIODA, 1995, BASUKI; AERNOUDT, 1999,
SUGIMOTO et al, 2000, ZHAO et al, 2001), difração de nêutrons (BOUET et al,
1998), microscopia ótica combinada com análise de imagens (ANAZAWA et al.,
2006, ABDALLA et al, 2004, HASHIMOTO, 2004, PEREIRA, 2004), microscopia
eletrônica de varredura (MEV) (JEONG; MATLOCK; KRAUSS, 1993, ITAMI;
TAKAHASHI; USHIODA, 1995, JACQUES J. P.; LADRIÈRE, DELANNAY, 2001),
espectroscopia Mössbauer (MIJOVILOVICH et al, 2000, JACQUES J. P.;
LADRIÈRE, DELANNAY, 2001), dilatometria (ALI et al, 1993).
A maioria dessas técnicas são destrutivas e invasivas e algumas delas são pouco
usadas como ferramentas quantitativas, devido à complexidade da microestrutura do
material deformado que, na maioria dos casos, requer grandes ampliações e técnicas
sofisticadas de preparação de amostras. Foi por isso que surgiram técnicas não-
destrutivas, capazes de analisar amostras de aço sem a necessidade de danificá-las.
Uma delas é a Microscopia de Força Atômica (MFA) (ROS-YÁÑEZ; HOUABAERT;
MERTENS, 2001). Um outro método interessante, aprimorado recentemente, utiliza
medidas magnéticas (ZHAO et al, 2001) para fazer as suas análises. Um resumo das
características destas técnicas é apresentado na Tabela 4.
90
Tabela 4 – Uma comparação das características de diferentes técnicas para uma análise da fração de
volume da austenita retida.
Técnica Quantidade observada Volume
investigado
Ref.
Difração de Raios X Picos de difração Camada superficial 1, 2, 3, 4, 5
Difração de nêutrons Picos de difração Volume 6
Metalografia/MEV Grãos com ataque colorido Camada superficial 7, 8, 9, 10, 11, 12, 13
Mössbauer Espectro de transmissão Filme fino 14
Magnetização Magnetização de saturação Volume 5
Dilatometria Mudança de comprimento Volume 15
Microscopia de Força
Atômica (MFA)
Topografia Volume 16
1 - SAKUMA; MATSUMURA; TAKECHI, 1991; 2 - ITAMI; TAKAHASHI; USHIODA, 1995; 3 - BASUKI;
AERNOUDT, 1999; 4 - SUGIMOTO et al., 2000; 5 - ZHAO et al., 2001; 6 - BOUET et al., 1998; 7 -
ANAZAWA et al., 2006; 8 - ABDALLA et al., 2004; 9 - HASHIMOTO, 2004; 10 - PEREIRA, 2004; 11 -
JEONG; MATLOCK; KRAUSS, 1993; 12 - ITAMI; TAKAHASHI; USHIODA, 1995; 13 - JACQUES J. P.;
LADRIÈRE, DELANNAY, 2001; 14-MIJOVILOVICH et al., 2000;15-ALI et al, 1993; 16 - ROS-YÁÑEZ;
HOUABAERT; MERTENS, 2001.
Dentre elas, a técnica de DRX é a mais freqüentemente utilizada, para a
determinação da fração de volume da austenita retida porque é uma técnica apropriada
e as facilidades são amplamente vantajosas. Existem alguns fatores que resultam em
erros significantes nas medidas por difratometria de raios X, por exemplo: 1) a
intensidade integrada de pequenos picos de austenita é muito sensível em
procedimentos para contagem de fundos e fronteira de picos; 2) as medidas por
difratometria de raios X são incapazes de detectar a austenita retida em amostras
resfriadas; 3) a condição de tensão na superfície da amostra altera os sinais de difração
da austenita retida, por exemplo elevada tensão interna resulta no alargamento dos
picos difratados e, conseqüentemente, influencia na fração de volume calculada. É
difícil quantificar o erro total nas medidas por difração de raios causados pelos fatores
citados.
Outras técnicas são usualmente aplicadas a fim de complementar as falhas da
técnica por DRX. Entretanto, estes métodos têm suas próprias limitações com respeito
à determinação da fração de volume da austenita retida nos aços TRIP com estrutura
multifásica. Por exemplo, as medidas de espectroscopia Mössbauer requerem um filme
91
muito fino (20−50µm) que conduz a uma condição interna de tensão diferente, em
relação às amostras volumosas. Isto pode influenciar os resultados, já que a austenita
retida é muito sensível à tensão. As medidas de dilatometria podem ser empregadas
para medir a fração da fase transformada em situ da mudança de comprimento, mas a
exatidão da medida não é alta, pois o conhecimento dos parâmetros de rede é limitado,
e a transformação por plasticidade pode também afetar dilatação da rede.
Uma outra técnica utilizada para determinar a fração de volume da austenita
retida é por medidas de magnetização. Elas apresentam vantagens intrínsecas porque
são exatas e sondam o volume dos materiais.
Os métodos magnéticos, como medidas de magnetização e análise
termomagnética, são geralmente utilizados em estudos metalúrgicos. Em medidas de
magnetização, a magnetização de saturação pode ser obtida por meio da curva de
magnetização. A diferença da magnetização de saturação das amostras com e sem
austenita é diretamente relacionada com o volume de fração não-ferromagnética da
austenita retida. Dentre as fases presentes nos aços multifásicos (ferrita, martensita,
bainita e austenita retida), a austenita retida é a única que é paramagnética. A sua
transformação em martensita durante a deformação altera a natureza da fase para
ferromagnética. Este percentual de austenita transformada pode ser quantificada por
processo magnético. Este fenômeno, além de permitir uma quantificação da fase
transformada, pode ser associado ao grau de deformação. Esta característica permite
que os aços multifásicos TRIP possam ser utilizados como ligas inteligentes,
possibilitando o seu uso como sensores. Sumitro et al (2003) sugerem o uso destes
aços em construções em regiões possíveis de sofrerem terremotos. A inspeção,
utilizando os aços TRIP como sensores, forneceria um diagnóstico da deformação
sofrida pela estrutura. Essas observações ressaltam a importância do domínio da
técnica de medição da austenita retida por processos magnéticos e abrem perspectivas
para outras aplicações importantes.
Uma descrição detalhada desta técnica é apresentada por ZHAO et al (2001) em
um estudo de aços TRIP contendo concentrações diferentes de alumínio. Por ajuste da
dependência do campo na aproximação da saturação nas curvas de magnetização, a
magnetização de saturação pode ser determinada, e é relacionada linearmente à fração
92
de volume da austenita retida. Além disso, a informação relacionada com a
microestrutura pode ser obtida por parâmetros ajustados e o fator desmagnetizador
pela curva de magnetização. As frações de volume obtidas através de medidas de
magnetização foram comparadas com dados de medidas de DRX. Uma discussão dos
dados propõe que medidas de magnetização conduzem a resultados mais seguros
(dignos de confiança) e detecção mais sensível da austenita retida do que as medidas
por DRX.
3.3.11.2 Microscopia de força atômica
3.3.11.2.1 Introdução
Recentemente, a topografia e outras informações de superfície de materiais duros
eram caracterizadas por MEV. A grande vantagem da microscopia de força atômica
(MFA) em relação ao MEV é a possibilidade de obter imagens de superfície em
ambientes diferentes, sem nenhum vácuo ou qualquer tratamento especial, com uma
resolução muito alta. Também é uma poderosa ferramenta de obtenção de imagens de
superfície bi e tridimensionais, de alta resolução (micro e nanoestruturas, limitada aos
efeitos de convolução de ponta) e alto contraste, com informações quantitativas e com
a mesma precisão nos três eixos x-y-z. Permite a obtenção, por meio de cálculos,
gráficos, alturas e profundidades de superfície de uma imagem, de uma subárea dessa
imagem ou de várias imagens; tamanho de grão, contornos, altura de declive e
estatística; rugosidade, seção de corte, dureza, etc. Mas, a característica mais atraente
da MFA, já mencionada acima, particularmente para os biomateriais e as ciências da
vida, é o fato de que as amostras são preservadas em seu estado natural: não há
necessidade de tingimento, desidratação, recobrimento com filmes finos ou trabalho
sob vácuo. Também podem ser avaliadas em meio líquido, gasoso ou mesmo ácido e
possuir algumas propriedades elétricas, magnéticas, mecânicas e ópticas mapeadas. A
principal desvantagem, por outro lado, é que, como a imagem é construída ponto a
ponto, dependendo da taxa de varredura a aquisição de uma única imagem de
superfície pode ser muita demorada.
93
3.3.11.2.2 Princípio de funcionamento
O microscópio de força atômica pertence à família de microscópios de sonda de
varredura (Scanning Probe Microscope – SPM) e seu princípio de operação baseia-se
na varredura e no registro, ponto a ponto, da interação entre uma ponta de prova e a
superfície da amostra (Figura 25). Para o modo de contato, essa ponta de prova tem o
formato de uma pirâmide de base quadrada, geralmente confeccionada de nitreto de
silício (Si
3
N
4
), com raio nominal de curvatura entre 20 e 60 nm e está colocada na
extremidade de um suporte denominado cantilever. Este cantilever possui constante de
mola conhecida, com valor entre 0,01 N/m e 1,00N/m, que corresponde a uma
sensibilidade de µN a nN. Assim, ao deslizar sobre a amostra, o cantilever sofre uma
variação de deflexão devido à variação de alturas da superfície observada. Essa
variação de deflexão é detectada através de um feixe de laser, que é refletido pelo
cantilever sobre um fotodetector. O sinal gerado no fotodetector é então enviado a um
computador, que realimenta o circuito de controle do cantilever. O cantilever sofre um
movimento vertical correspondente, de coordenada vertical (z) e as horizontais (x,y)
do cantilever, originando-se, desse modo, a imagem do mapa da topografia da
superfície.
94
Circuito de
controle
Ciclo de realimentação mantém a
deflexão do constantecantilever
Laser
Scanner
X, Y
Z
Cicuito do
detector
Detector
Ponta
Cantilever
A
mostra
Figura 25 – Diagrama esquemático de um microscópio de força atômica adaptado (ROS-YÁÑEZ;
HOUABAERT; MERTENS, 2001).
O microscópio de força atômica também pode ser operado em outros dois
modos: o de modo intermitente e o modo de não contacto. O modo de contato
intermitente é bastante útil para amostras biológicas, pois, em vez da deflexão
constante, o cantilever é mantido a uma oscilação constante. Em geral, opera-se na
freqüência de ressonância, ou muito próximo dela, e com amplitude de oscilação no
intervalo de 20 a 10 nm. Assim, durante a varredura, variações de alturas da superfície
provocarão variações na amplitude de oscilação, que serão analisadas e registradas de
maneira semelhante à do modo de contato. Como a ponta não desliza, mas apenas toca
a superfície, evita-se que amostras delicadas sejam danificadas. No modo de não
95
contacto, a topografia é obtida pela variação das forças de Van der Waals entre a
superfície e a ponta, que é mantida a uma determinada altura da amostra.
3.3.11.3 Métodos magnéticos
Uma outra técnica utilizada para determinar a fração volumétrica da austenita
retida é por meio das medidas de magnetização. Essas medidas possuem vantagens
intrínsecas porque são exatas e sondam volumes dos materiais.
A ferrita, a martensita, a bainita e a cementita são todas ferromagnéticas,
enquanto somente a austenita é paramagnética. Assim a fração volumétrica da
austenita retida (%AR) pode ser determinada comparando as propriedades magnéticas
de um aço TRIP contendo austenita retida em relação ao um aço livre de austenita
retida de mesma composição química (que será chamado de referência = REF)
(WIRTHL; ANGERER; HAYZENBERGER, 2000) . Em geral, para a saturação
magnética B
SAT
, têm-se:
LIGA
SAT
M
LIGA
SAT
B
BB
AR
−
=%
, (3)
onde B
M
é magnetização de saturação da amostra a ser medida. Existem duas maneiras
de se obter
.
LIGA
SAT
B
O primeira maneira é obtida medindo-se a magnetização de saturação de uma
amostra de referência de mesmo material com a garantia que não há nenhuma
austenita retida nesta amostra. Se não existir essa amostra de referência, tem que ser
considerada a influência dos elementos de liga no comportamento magnético. A adição
de elementos de liga diminui a magnetização de saturação do aço. Alguns autores
(WIRTHL; ANGERER; HAYZENBERGER, 2000) calcularam o fator de decréscimo
δ, cuja valor é T/%, para os elementos de liga mais importantes (Tabela 5). Neste caso,
é dada por uma relação semi-empírica, como se pode ver na equação (4):
LIGA
SAT
B
96
LIGA
SAT
B
= −
Fe
SAT
B
n
n
n
A
∑
δ
, (4)
onde δ
n
, A
n
e são respectivamente, o fator de decréscimo, a quantidade do
elemento de liga n (em %) na amostra e a magnetização de saturação da ferrita pura,
cujo valor foi determinado como
= 2,158 T (BOZORTH, 1951).
Fe
SAT
B
Fe
SAT
B
Tabela 5 – Fator de decréscimo dos mais importantes elementos de liga (WIRTHL; ANGERER;
HAYZENBERGER, 2000).
Elemento químico
Fator de decréscimo δ (T/%)
C 0,15
Si 0,048
Mn 0,024
Al 0,057
Cr 0,031
Ni 0,032
Mo 0,06
Cu 0,048
Deve-se mencionar que esta maneira não é exata como a primeira usando uma
amostra de referência porque não existe até agora um conhecimento do
comportamento de δ para as composições de aços TRIP, mas no caso de aços carbono
tem-se encontrado uma boa concordância em nas duas maneiras citadas.
97
4 PROCEDIMENTO EXPERIMENTAL E METODOLOGIA
4.1 MATERIAL
O material utilizado neste trabalho foi o aço 300M fornecido pelo Instituto de
Aeronáutica e Espaço do Comando-Geral de Tecnologia Aeroespacial (IAE/CTA) e
produzido pela Eletrometal Aços Finos S. A. (atual Villares Metals), cuja composição
química é dada na Tabela 6, no capítulo 5 referente a resultados e discussões..
4.2 CORPOS-DE-PROVA
4.2.1 Corpos-de-prova para ensaios de tração
Os corpos-de-prova (CDPs) foram usinados na Divisão de Suporte Tecnológico
do Instituto de Estudos Avançados, do Comando-Geral de Tecnologia Aeroespacial
(SUTEC/IEAv/CTA), de acordo com a norma ASTM E8 M para ensaio de tração.
Foram confeccionados a partir de chapas laminadas de aço 300M, fornecidas com
espessura de 3,6 mm. Os CDPs foram retirados na direção longitudinal da chapa
(direção de laminação).
Os CDPs foram usinados com dimensões reduzidas, do tipo sub-size, de seção
retangular, com região útil de 25 mm, e com eixo longitudinal coincidindo com a
direção de laminação da chapa. As dimensões citadas neste trabalho foram sempre
consideradas tendo como referência a direção de laminação da placa.
Na Figura 26 é feita uma representação esquemática dos corpos-de-prova,
utilizados nos ensaios de tração.
98
raio 6,0 mm
6,0 mm
3,0 mm
100,0 mm
30,0 mm
30,0 mm32,0 mm
10,0 mm
Comprimento útil conforme norma
ASTM E8M = 25,0 mm
Figura 26 − Representação dos corpos-de-prova utilizados nos ensaios de tração conforme prevista
na norma ASTM-E8-M para tipo reduzido (sub-size). Dimensões em milímetros.
4.2.2 Corpos-de-prova para ensaios de fadiga
Os corpos-de-prova para ensaios de fadiga também foram confeccionados na
SUTEC/IEAv/CTA, de acordo com a norma ASTM E 466. A Figura 27 apresenta a
representação esquemática dos corpos-de-prova para os ensaios de fadiga.
Figura 27 – Representação dos corpos-de-prova utilizados nos ensaios de fadiga. Dimensão em milímetros.
99
4.3 TRATAMENTOS TÉRMICOS.
Os tratamentos térmicos foram realizados no Laboratório de Tratamentos
Térmicos do AMR/IAE/CTA. Este laboratório possui fornos com atmosfera controlada
e de banho de sal, sendo este último necessário para realização de um resfriamento
controlado a partir da temperatura intercrítica até a região de transformação isotérmica,
e conseqüente manutenção nesta faixa de temperatura. Os fornos utilizados foram os
seguintes:
• forno mufla, com atmosfera controlada através de injeção de argônio,
marca Brasimet, tipo KOE 40/25/65, com potência máxima de 18kW e
temperatura máxima de 1200°C; e
• forno de banho de sal, marca Brasimet, tipo ABO 35/60, com potência
máxima de 20kW e temperatura máxima de 530°C. Os controles de
temperatura foram feitos com a utilização de termômetro digital Fluke.
As temperaturas foram escolhidas a partir das temperaturas A
C1
e A
C3
calculadas
pelas fórmulas empíricas de Andrews (1965) (expressões 1 e 2 mencionadas no
capítulo anterior) de acordo com a composição química do material estudado.
A temperatura A
C3
representa a temperatura mínima de austenitização ou
temperatura de tratamento de solução ou limite superior de um intervalo crítico. A
temperatura A
1
representa o início do intervalo de transformação ou a temperatura
eutetóide. A temperatura M
S
representa a temperatura onde ocorre o início da
transformação martensítica. Portanto, a transformação bainítica deverá ocorrer acima
desta temperatura. A temperatura M
S
é dada pela fórmula empírica de Andrews (1965)
conforme a expressão:
M
S
= 539 – 423C – 30,4Mn -17,7Ni – 12,1Cr – 7,5Mo. (5)
Foram encontrados os seguintes valores para o aço 300M, utilizado neste
trabalho:
Ac
1
= 751ºC;
Ac
3
= 830ºC; e
M
S
= 309ºC.
100
A partir destes valores e pelo diagrama TTT para o aço 300M, apresentada na
Figura 28, foram fixados 900ºC para a temperatura de austenitização, 760ºC para a
temperatura intercrítica, 370ºC e 320ºC para temperaturas de transformação isotérmica
na primeira etapa dos tratamentos térmicos. A temperatura de 320ºC foi escolhida
perto da temperatura M
S
porque, teoricamente, deverá ocorrer a formação de bainita
inferior, enquanto que, na temperatura de 370ºC, mais alta teoricamente, haverá a
formação de bainita superior.
Figura 28 – Diagrama TTT para o aço 300M, adaptado (ERICSSON et al., 1976).
Todos os CDPs receberam um tratamento inicial de recozimento pleno para
eliminar os efeitos da laminação. No tratamento térmico de recozimento os aços foram
aquecidos a 900°C, mantidos por 2 horas, e resfriados ao forno até a temperatura
ambiente.
101
Um lote de três CDPs foi retirado nesta fase, para estudo das propriedades do aço
recozido. Os demais CDPs foram submetidos aos tratamentos térmicos descritos a
seguir. Foram realizadas duas etapas de tratamentos térmicos:
1. Na primeira etapa, foram realizadas rotas de tratamentos térmicos com o objetivo
de otimizar as propriedades mecânicas e avaliar a contribuição da austenita retida e
as outras fases nessas propriedades; e
2. Na outra etapa foram utilizados ciclos de tratamentos térmicos para permitir a
comparação com dados disponíveis na literatura (TOMITA; OKAWA, 1993).
Foram realizados, além de ensaios de tração, estudos sobre envelhecimento por
deformação e medidas de austenita retida por difratometria de raios X, microscopia
óptica e métodos magnéticos.
Na etapa 1 foram aplicados nos corpos-de-prova os seguintes tratamentos
térmicos, com o objetivo de formar estruturas multifásicas:
• Condição A: aquecimento a 900°C, mantido por 20 minutos, transferido
para um forno mantido a 370°C por 1 minuto e resfriado em água;
• Condição B: aquecimento a 900°C, mantido por 20 minutos, transferido
para um forno mantido a 370°C por 15 minutos e resfriado em água;
• Condição C: aquecimento a 900°C, mantido por 20 minutos, transferido
para um outro forno a 760°C, mantido por 10 minutos e resfriado em óleo;
• Condição D: aquecimento a 900°C, mantido por 20 minutos, transferido
para um outro forno a 320°C mantido por 1 minuto e resfriado em água; e
• Condição E: aquecimento a 900°C, mantido por 20 minutos, transferido
para um forno a 320ºC por 15 minutos e resfriado em água.
Nos fornos mantidos a 370°C e 320°C foram utilizados banhos de sal fundido.
O esquema da Figura 29 representa as rotas de tratamentos térmicos que foram
aplicados nos CDPs para a etapa 1.
102
Figura 29 – Gráfico esquemático dos tratamentos térmicos realizados para a etapa 1.
Na segunda etapa, para o estudo da determinação de austenita retida utilizou-se
um roteiro de tratamentos térmicos baseados no estudo feito por Tomita e Okawa
(1993), que estudando o mesmo tipo de aço, obtiveram quantidade de austenita retida
na faixa de 2 a 22%. Evidenciam também a importância da temperatura em
tratamentos isotérmicos, enfatizando o papel da fase austenítica e da morfologia
bainítica no limite de resistência, no limite de escoamento e na ductilidade.
Observaram que a presença destes microconstituintes contribui para a melhoria da
tenacidade, pois mantém o aço com alta resistência e boa ductilidade.
Os CDPs foram submetidos aos seguintes roteiros de tratamentos térmicos:
• Condição F: aquecimento a 900°C, mantido por 1 hora, transferido para um
forno a 320°C, mantido por 20 minutos e resfriado em óleo;
• Condição G: aquecimento a 900°C, mantido por 1 hora, transferido para um
forno a 350°C, mantido por 17 minutos e resfriado em óleo;
• Condição H: aquecimento a 900°C, mantido por 1 hora, transferido para um
outro forno a 370°C, mantido por 23 minutos e resfriado em óleo;
• Condição I: aquecimento a 900°C, mantido por 1 hora, transferido para um
103
outro forno a 400°C, mantido por 30 minutos e resfriado em óleo;
• Condição J: aquecimento a 760°C, mantido por 15 minutos e resfriado em
óleo; e
• Condição K: tratamento térmico de têmpera e revenimento convencional:
aquecimento na temperatura de 900ºC por uma 1 hora, resfriado em óleo e
aquecimento na temperatura de 300ºC por 2 horas.
O esquema da Figura 30 representa os ciclos de tratamentos térmicos que foram
aplicados nos corpos-de-prova para a obtenção de microestruturas multifásicas com
frações de austenita retida com diferentes quantidades para estudos realizados na etapa
2.
Figura 30 – Gráfico esquemático dos tratamentos térmicos aplicados para a etapa 2.
104
4.4 ENSAIOS DE TRAÇÃO
Os ensaios de tração da etapa 1 foram realizados no Laboratório de Ensaios
Mecânicos da Faculdade de Engenharia de Guaratinguetá, da Universidade Júlio de
Mesquita Filho (FEG/UNESP), de acordo com a norma ASTM E8M-95a, que rege
sobre os ensaios de tração para materiais metálicos à temperatura ambiente. O
equipamento utilizado foi uma máquina de tração EMIC, com célula de carga com
capacidade de 100 kN. A velocidade do deslocamento do cabeçote foi de 1,0 mm/min.
Os ensaios da etapa 2, foram realizados no Laboratório de Ensaios Mecânicos do
Departamento de Engenharia de Materiais da Escola de Engenharia de Lorena da
Universidade de São Paulo (DEMAR/EEL - USP), em máquina MTS 810.23 com 250
kN de carga.
No ensaio de tração foram avaliados os seguintes parâmetros:
− limite de escoamento: foi considerada a tensão que produz uma deformação
permanente de 0,2%. Este método é utilizado quando a curva tensão X deformação
apresenta escoamento contínuo;
− limite de resistência à tração: calculada pelo carregamento máximo aplicado
durante o ensaio, dividido pela área inicial do corpo de prova; e
− alongamento: calculado pela variação percentual no comprimento da região útil
do corpo de prova, antes e após o rompimento.
Para obter maior exatidão no cálculo do alongamento, foi utilizado um projetor
de perfis Carlzeiss-Jena MP320 para medição do comprimento final da região útil dos
corpos de prova após o rompimento. O equipamento do Laboratório de Metrologia da
FEG/UNESP tem como principais características: iluminação episcópica e precisão de
leitura milesimal. Foi aplicado um aumento de 20 vezes no perfil dos corpos-de-prova
fraturados.
105
4.5 ENSAIOS DE FADIGA
Para realizar os ensaios de fadiga foi utilizado um sistema servo-hidráulico MTS
810.23M com 250 kN de capacidade, no Laboratório de Ensaios Mecânicos do
Departamento de Engenharia de Materiais da Escola de Engenharia de Lorena da
Universidade de São Paulo (DEMAR/EEL - USP). Foi adotado o modo de controle de
força e o carregamento foi aplicado com forma de onda senoidal. Os ensaios foram
realizados ao ar, em temperatura ambiente, com freqüência de 20 Hz e razão de tensão
R = 0,1. Os níveis de tensão máxima foram escolhidos de modo a situar as curvas S -
N na faixa de 10
4
a 10
6
ciclos. Após os ensaios, as superfícies de fraturas de alguns
corpos-de-prova foram observadas por um microscópio eletrônico de varredura LEO
1460 VP, pela técnica de elétrons secundários.
4.6 MICROSCOPIA ÓPTICA
4.6.1 Preparação das amostras
As amostras foram cortadas das extremidades dos corpos-de-prova, embutidas no
equipamento TEMPOPRESS – STRUERS, do Laboratório de Metalografia do
DMT/FEG/UNESP, utilizando resina Multifast Brown – STRUERS.
Foram utilizadas no processo de lixamento lixas de diferentes granulometrias:
#100, #220, #320, #400 e #600 sucessivamente. Após o lixamento, as amostras foram
colocadas em um becker contendo acetona P.A. e submetidas a ultra som de marca
AROTEC T7. Este procedimento visa a remoção de resíduos e impurezas presentes na
superfície da amostra permanecendo por um tempo médio de 300 segundos em
solução de água destilada e detergente.
O polimento foi feito na POLITRIZ AP10, Panambra, nas rotações de 500 e 1000
rpm, com alumina (1µm) diluída em água destilada e, em seguida, polida com OP-U
Suspension (0,25µm) STRUERS para acabamento final, lavadas com água destilada e
álcool etílico P.A. e secas com um secador de ar frio.
106
Foram feitos três diferentes ataques químicos para a mesma amostra. Para cada
ataque químico foram feitas análises de imagens e quantificação das fases. A cada
novo ataque químico, após análises de imagens, as amostras eram lixadas com lixa
#1.500 e #2.000, novamente polidas com alumina e OP-U Suspension, limpas e secas.
Embora tivessem sido secas e envolvidas em papel absorvente, oito horas,
observou-se através de microscopia óptica, a formação de uma película de óxido na
superfície da amostra, o que impedia o reagente de atacar a amostra, elevando o tempo
de ataque em até seis vezes, quando comparado ao tempo para ataque, imediatamente
após polimento e secagem. Para minimizar esse efeito de corrosão, o ataque químico
foi realizado imediatamente após o polimento e secagem ou, na impossibilidade deste,
executava-se um novo polimento com OP-U suspension por um tempo de três
minutos. Este procedimento permitiu uma maior eficiência do ataque químico.
4.6.2 Ataques químicos
Foram efetuados três ataques com diferentes reagentes para permitir a
visualização das diferentes fases.
Reagentes:
• Nital (2ml HNO
3
e 98ml de álcool etílico PA);
As amostras foram atacadas pelo reagente por 15 segundos, lavadas em água, em
seguida em álcool etílico e, secas com o auxílio de um secador de ar frio. Este
procedimento visa interromper a ação do ataque químico.
• Solução aquosa de metabissulfito de sódio (10g de Na
2
S
2
O
5
+ 100ml água
destilada).
Foi usado o tempo médio de 15 segundos de exposição para este ataque químico.
Foram utilizados para o metabissulfito de sódio os mesmos procedimentos de lavagem
utilizados para o Nital.
• Reativo de LePera 1:1 (Solução aquosa de metabissulfito de sódio +
solução de ácido pícrico em álcool etílico).
Solução 1: 1g de metabissulfito de sódio (Na
2
S
2
O
5
) + 99ml de água destilada;
107
Solução 2: 4g de ácido pícrico (C
6
H
2
(NO
2
) OH) + 96ml CH
3
CH
2
OH de álcool
etílico PA.
Os reativos de LePera foram mantidos em geladeira durante todo o processo de
ataque químico. Utilizou-se tempo médio de exposição de 25 segundos para este
ataque. Depois da amostra ser lavada e seca, a próxima etapa foi o ataque com
reagente de LePera.
Foram executados ataques em tempos diferentes de exposição, sendo que o
tempo médio de 25 segundos de exposição ao ataque foi o que melhor resultado
apresentou para o aço 300M. Neste caso, após ataque químico, as amostras foram
lavadas em água e depois em álcool etílico, secas com secador e ar frio, para
interromper o ataque com o reagente de LePera.
4.6.3 Quantificação das fases presentes
As fotomicrografias foram realizadas no Laboratório de Análise de Imagens de
Materiais da Faculdade de Engenharia de Guaratinguetá da Universidade Júlio
Mesquita Filho (FEG/UNESP) com a utilização do microscópio
: NIKON EPIPHOT
200.
Para o processamento de imagens (captura e armazenamento) e a quantificação
das fases foram utilizados o programa Image J (Image Processing and Analysis in
Java) (Figura 31). O Image J consiste em um programa que possui ferramentas pré-
programadas para as principais formas de manipulação de imagens e filtragens,
manipulação de níveis de cinza, cálculos com imagens, dentre outros processos. Ele
permite a manipulação de algumas variáveis de processamento conforme a escolha do
usuário. Este programa é de acesso livre e gratuito, podendo ser obtido pela Internet
(
http://rsb.info.nih.gov/ij).
108
Figura 31 – Tela do programa Image J
4.7 DIFRATOMETRIA DE RAIOS X
As análises por difratometria de raios X foram feitas no equipamento marca
Shimadzu, modelo XRD 6000 do Laboratório de Difratometria de Raios X do
DEMAR-EEL-USP. O equipamento possui tubo de cobre com monocromador de
grafite para filtrar ruídos provenientes de outros comprimentos de onda. Foi utilizada
uma voltagem de 40kV e corrente de 30mA. As medidas foram feitas varrendo as
amostras de 2θ = 20º até 95º, com passo angular de 0,05º e tempo de contagem de 1s
por passo. As superfícies das amostras foram lixadas até a lixa de granulometria 1000
e acomodadas em porta-amostra para medida de amostra sólida.
109
4.8 MICROSCOPIA ELETRÔNICA DE VARREDURA
A análise de microscopia eletrônica de varredura (MEV) foi realizada no
Laboratório de Microscopia Eletrônica de Varredura (MEV) da AMR/IAE/CTA. As
amostras para análise por MEV foram preparadas conforme os procedimentos
metalográficos (embutimento, lixamento, polimento, etc) descritos para caracterização
microestrutural em microscopia óptica. Em seguida, foram lavadas com água
destilada, desengorduradas com álcool e secas com ar frio. Neste caso, foi utilizado
somente o ataque químico com nital 2%, com tempo de exposição em média de 15s.
Em seguida, foram mantidas em uma estufa para eliminar a umidade.
A imagem via elétrons espalhados (back scattering) foi a técnica utilizada nas
observações no MEV. O equipamento utilizado foi o microscópio eletrônico de
varredura LEO 451 VPi. Registrou-se imagens com ampliações de 2000, 7000, 15000
e 20000 vezes para cada condição.
4.9 MICROSCOPIA DE FORÇA ATÔMICA
Neste trabalho utiliza-se a microscopia de força atômica (MFA) como uma
complementação ao uso da MEV. Estudos da topografia da superfície da amostra
podem ser realizados por modo de contato ou não contato. O resultado é uma imagem
correspondente à topografia da amostra, devido à deflexão do cantilever. Neste
trabalho, a utilização do modo de contato tem vantagens devido à superfície da
amostra do aço 300M ser dura, porque não há risco da ponta provocar danos ou
deformar a superfície da amostra, como no caso de algumas amostras biológicas ou de
polímeros. As amostras são preparadas exatamente como os procedimentos utilizados
para a metalografia por microscopia óptica, utilizando um ataque de nital 2% por 15 s,
com a única diferença que se deve fazer no dimensionamento apropriado para o porta
amostra do microscópio de força atômica, o qual é menor que o utilizado na
microscopia óptica.
O microscópio utilizado neste trabalho é um microscópio de força atômica
SHIMADZU modelo SPM – 9500 J3 do Departamento de Física do Instituto
110
Tecnológico Aeroespacial (ITA). O método de aquisição das imagens foi a técnica de
modo de contato.
4.10 MÉTODOS MAGNÉTICOS
4.10.1 Princípio do ensaio magnético
As medidas pelo método magnético foram realizadas no Laboratório de Medidas
Eletromagnéticas do IEAv/CTA, com equipamento Traçador de Curvas de Histerese
Magnética (TCH) da BRASMAG, modelo BM 250-A.
A caracterização magnética consiste, basicamente, em expor uma amostra do
material a um campo magnético H, e medir sua indução magnética B. Existem vários
dispositivos e métodos para determinar esta indução; porém, se a amostra estiver
sujeita a um campo H variável, um simples enrolamento em torno da amostra é capaz
de gerar um sinal elétrico proporcional a dB/dt.
Um TCH consiste de um gerador de corrente variável que conectado ao
enrolamento primário em torno da amostra, gera o campo H. Um integrador eletrônico
conectado ao enrolamento secundário gera um sinal proporcional à indução magnética
B. A Figura 32 apresenta um corpo de prova com os enrolamentos primário e
secundário preparados e utilizados para as medições.
Figura 32– Corpo de prova com o enrolamento primário e secundário utilizado para medidas da curva
de histerese.
111
A Figura 33 apresenta a curva de histerese típica fornecida pelo TCH-BM 250-A
e valores que podem ser obtidos, por exemplo: indução de saturação (B
s
), indução
remanente (B
r
), campo coercivo (H
c
), permeabilidade inicial (µ
i
) e permeabilidade
máxima (µ
máx
), em várias freqüências.
Figura 33 – Curva de histerese magnética .
4.10.2 Princípio de funcionamento
O TCH modelo BM250-A, fabricado pela BRASMAG, é desenvolvido para a
maior versatilidade possível num ensaio magnético. Permite expor uma amostra a
campos da ordem de 10
-1
a 10
3
A/m, com freqüências entre 0,01 a 1000 Hz, e detectar
induções da ordem de 10
-3
até 3 T, dependendo das dimensões da amostra. Um circuito
de amostragem conectado a dois indicadores digitais permite a leitura direta de
qualquer ponto da curva de histerese. Este sistema pode ser ainda conectado a um
sistema computadorizado, que permite a automação da medida.
A Figura 34 apresenta o diagrama esquemático do TCH.
112
Figura 34 – Diagrama geral do Traçador de Curva de Histerese.
O sistema consiste do amplificador de corrente A1, capaz de gerar correntes de 0
a 5A, no enrolamento primário da amostra. Este amplificador é alimentado por um
sinal senoidal ou por uma rampa, através da chave HISTERESE/IND. INIC.. A
amostra cujo enrolamento primário esteja conectado a este amplificador, fica sujeito ao
campo magnético (H) definido pela expressão:
L
IN
H
P
.
=
, (6)
onde:
N
P
= número de espiras do primário;
I = corrente elétrica (em A);
L = comprimento do circuito magnético (em m);
H = campo magnético em (A/m).
A amostra uma vez magnetizada produz no enrolamento secundário um sinal
proporcional a dB/dt. O amplificador A2, o circuito retificador e um integrador,
processam o sinal proveniente do enrolamento secundário, produzindo no final deste
estágio, três sinais possíveis:
113
• dE/dt = sinal direto do secundário, proporcional à indução magnética em
função do tempo (dB/dt);
• AVG/2 = sinal dE/dt retificado; e
• E = sinal proporcional à indução magnética (B).
Estes sinais devem ser ajustados pela equação (7) para fornecer o valor
correspondente à indução magnética (B).
AN
kE
B
S
..2
.
=
,
(7)
onde
E = tensão na saída do integrador (em V);
k = constante de tempo do integrador (em s);
N
S
= número de espiras do enrolamento do secundário;
A = área da amostra (em m
2
);
B = indução magnética (em T).
Para facilitar a medida magnética, foi incorporado ao sistema um circuito gerador
de amostragem e permite que dois indicadores digitais amostrem os valores de
corrente (I) e da tensão integrada (E) de qualquer ponto da curva de histerese. Um
osciloscópio conectado ao sistema exibe a curva de histerese e o ponto mostrado na
sua tela em tempo real. Com uma interface é possível conectar o TCH BM250-A a um
microcomputador.
Neste trabalho, a coleta de dados da curva de histerese magnética foi feita por um
osciloscópio digital modelo 54610B da HP. Esses dados foram processados em um
notebook Toshiba Satellite Pentium 4 de 2,66 GHz, por meio de uma interface
GPIB/USB Agilent 82357A e do software VEE Pro 6.2 da Agilent. No software VEE
Pro 6.2, foi desenvolvido um programa especificamente para fazer tratamento dos
sinais coletados pelo osciloscópio, cálculos matemáticos para armazenamento de
dados e obtenção de parâmetros de nosso interesse. O programa está detalhado no
Apêndice A. A Figura 35 apresenta o rack de equipamentos para a aquisição desses
dados.
114
Figura 35 – Rack de equipamentos utilizados nas medidas da curva de histerese.
Este programa computacional, desenvolvido pelo software VEE Pro 6.2 da
Agilent Technologies, é responsável pela aquisição de dados da histerese magnética
coletados pelo osciloscópio. Com estes dados plota-se a curva de histerese magnética
O software VEE Pro 6.2 utiliza uma linguagem gráfica de programação que facilita a
aquisição e manipulação de dados. Também possui a linguagem MATLAB
incorporada e com isso oferece grande compatibilidade com os equipamentos e
interfaces de comunicação envolvidos na medida.
A Figura 36 apresenta a tela principal do programa para obtenção da curva de
histerese magnética.
115
Figura 36 – Tela principal do programa para medida da curva de histerese magnética do aço 300M.
116
5 RESULTADOS E DISCUSSÕES
5.1 CARACTERIZAÇÃO DO MATERIAL
O material usado na confecção dos corpos-de-prova foi analisado no Laboratório
de Análises Químicas da Divisão de Materiais do Instituto de Aeronáutica e Espaço,
do Comando Geral de Tecnologia Aeroespacial (AMR/IAE/CTA). As análises
químicas da sua composição química foram determinadas de acordo com as normas
ASTM-E-39-84 e ASTM-E-350-87. Os resultados obtidos na análise química do
material encontram-se na Tabela 6.
Tabela 6 – Composição química do aço 300M (% em massa)
Elemento de liga
C S P Si Mn Cr Ni Mo Al V Cu
% em massa 0,39 0,0005 0,009 1,78 0,76 0,76 1,69 0,40 0,003 0,08 0,14
5.2 CARACTERIZAÇÃO MICROESTRUTURAL.
5.2.1 Microscopia óptica
Nesta etapa do trabalho são apresentados e discutidos os resultados obtidos na
análise qualitativa da microestrutura do material, ou seja, na observação da estrutura
para identificação das fases presentes, através dos diferentes reagentes químicos
utilizados. A técnica de microscopia óptica foi utilizada para realizar a caracterização
de cada microconstituinte no material, após o tratamento térmico.
Foram preparadas amostras metalográficas de cada condição de tratamento
aplicado ao aço, seguindo procedimentos de padrões de corte, embutimento e
polimento, além de tomar precauções como limpeza, secagem e acondicionamento em
local conveniente. Em seguida foram realizados ataques químicos na amostra.
As microestruturas foram caracterizadas com auxílio da técnica de tríplice ataque
(HASHIMOTO, 2004).
117
O primeiro ataque foi feito com nital 2%. O nital é usualmente aplicado na
revelação de microestruturas de aços ao carbono, apresentando alguma limitação na
identificação de determinadas fases, especialmente quando elas existem
simultaneamente, como é o caso nos aços multifásicos. As amostras atacadas com nital
tendem a diferenciar basicamente duas tonalidades de cinza: a mais clara corresponde
a ferrita e austenita retida, e a mais escura corresponde a martensita, bainita e perlita.
Este primeiro ataque é utilizado principalmente para revelar os contornos de grãos.
Nas amostras atacadas com este reagente observou-se que a microestrutura apresenta-
se bastante complexa, com muitas fases e formato acicular ou em ripas (martensita),
como é evidenciado na Figura 38.
A Figura 37 exibe uma fotomicrografia obtida por meio de microscopia óptica da
microestrutura do aço 300M recozido, após ataque com nital 2%. Este aço apresenta
alta temperabilidade e, mesmo recozido, apresenta uma estrutura bastante refinada e
complexa.
As microestruturas apresentam-se bastante complexas com diversos
microconstituintes. As regiões mais escuras (cinza e preto) são constituídas de
martensita e bainita, as regiões mais claras apresentam a austenita e traços com
pequenas porções de ferrita.
118
M + B
F + A
40 µm
Figura 37 – Fotomicrografia obtida por microscopia óptica do aço 300M recozido, após ataque com nital 2%.
A = austenita retida, B = bainita, F = ferrita e M = martensita.
O segundo ataque foi realizado com solução aquosa a 10% de metabissulfito de
sódio. O objetivo principal deste ataque é destacar a austenita retida. Ao ser submetida
à solução de metabissulfito de sódio, ocorre um ataque na superfície das amostras de
forma que apenas a região com austenita retida não seja atacada, tornando-se branca,
ao ser analisada ao microscópio.. As outras regiões adquirem tonalidades mais escuras,
e podendo apresentar colorações cinza, azul ou marrom.
A Figura 38 apresenta a micrografia do aço 300M obtida por microscopia óptica,
aquecido a 900ºC por 20 minutos, com a transformação isotérmica a 370ºC por 15
minutos e resfriado em água, após ataque com solução aquosa a 10% de metabissulfito
de sódio. As áreas claras representam a austenita retida e as outras regiões (áreas
escuras), predominantemente a bainita e martensita.
119
AR
20
µ
m
Figura 38 – Micrografia obtida por microscopia óptica do aço 300M aquecido a 900ºC por 20 minutos,
com transformação isotérmica a 370ºC por 10 minutos e resfriado em água, após ataque
com metabissulfito de sódio. AR = austenita retida.
O terceiro ataque foi feito com o reagente LePera. Normalmente, quando se
realizam ataques químicos para a observação por microscopia óptica, a bainita é de
difícil visualização. O ataque com o reagente LePera contribui principalmente para
identificar a bainita que aparece numa tonalidade marrom mais escura. Por meio deste
ataque a ferrita pode aparecer com tonalidade de azul e a martensita mais austenita
retida aparecem com áreas claras. Estas características podem ser visualizadas nas
Figuras 39 e 40.
A Figura 40 apresenta micrografia do aço 300M aquecido a 900ºC, mantido por
20 minutos, sofrendo transformação isotérmica a 370ºC por 15 minutos e resfriado em
água, após ataque com reagente LePera. Ocorreu a formação predominante de bainita
superior (cor marrom) formada na temperatura de 370ºC. Uma mistura de martensita e
austenita retida está representada nas regiões azuis esbranquiçadas.
120
B
MA
B
MA
20µm
Figura 39 – Fotomicrografia obtida por microscopia óptica do aço 300M aquecido a 900ºC por 20 minutos, com
transformação isotérmica a 370ºC por 15 minutos e resfriado em água, após ataque com reagente
LePera. MA = martensita + austenita retida e B = bainita.
A micrografia da Figura 40 apresenta a microestrutura do aço 300 M aquecido
até 900ºC por 20 minutos, com transformação intercrítica a 760ºC por 10 minutos e
resfriado em óleo. Representa uma microestrutura multifásica, com ferrita (azul),
bainita (marrom escura) e martensita e austenita retida (branca).
121
B
F
M + A
B
B
20µm
Figura 40 – Fotomicrografia obtida por microscopia óptica do aço 300M aquecido a 900ºC por 20 minutos,
com transformação intercrítica a 760ºC por 10 minutos e resfriado em óleo, após ataque com
reagente LePera. M + A = martensita + austenita retida , B = bainita e F = ferrita..
20
µ
m
5.2.2 Microscopia eletrônica de varredura
Os procedimentos metalográficos descritos para caracterização microestrutural
em microscopia óptica foram novamente realizados, com exceção do ataque químico.
Neste caso, foi utilizado o nital 2% com tempo de exposição de em média 10 a 15 s.
Nesse trabalho, o aço 300M apresentou uma microestrutura muito refinada, sendo
necessário um aumento igual ou superior à 1000x para que se obtivesse uma imagem
adequada para a realização de algumas análises metalográficas. Como alternativa foi
utilizada a microscopia eletrônica de varredura (MEV).
Como podem ser vistas nas Figuras 41 e 42, as micrografias obtidas por MEV da
microestrutura do aço 300M, como fornecido, sem a aplicação de tratamento térmico,
122
com ampliações de 1000 e 2000 vezes respectivamente, apresentam a ferrita e a
cementita em forma lamelar típica da perlita (as linhas brancas correspondem à
cementita). A perlita não é uma fase, e sim, uma mistura mecânica de ferrita e
cementita, que ocorre sob a forma de lamelas paralelas, como pode ser observada
nestas figuras.
Figura 41 – Fotomicrografia obtida por MEV do aço 300M como fornecido sem a aplicação de tratamento
térmico. Ampliação: 1000 X. Ataque químico: nital 2%
123
Figura 42 – Fotomicrografia obtida por MEV do aço 300M como fornecido sem a aplicação de tratamento
térmico. Ampliação: 2000 X. Ataque químico: nital 2%
A análise por MEV das microestruturas multifásicas evidenciaram o
aparecimento da estrutura em diferentes tonalidades de cinza. A tonalidade de cinza
escura identifica a presença da ferrita e bainita. Enquanto a tonalidade cinza claro
destaca a martensita e a austenita retida aparece com coloração branca.
Na fotomicrografia da Figura 43, a martensita é identificada por apresentar na
superfície cinza clara com uma superfície rugosa. A austenita retida aparece com
tonalidade clara (quase branca), porém com uma superfície lisa e homogênea. A
bainita, diferentemente das fases anteriores, surge com morfologia acicular cinza clara,
intercalada pela ferrita com morfologia acicular, ou seja, uma coloração cinza escura.
Pela temperatura de manutenção (400ºC) trata-se da bainita superior com austenita
retida.
124
F
M
B
AR
Figura 43 – Fotomicrografia obtida por MEV do aço 300M na condição: aquecimento a 900ºC, mantido por
uma hora, transferido para um forno a 400ºC, mantido por 30 minutos e resfriado em óleo. Am-
pliação: 2000 X. Ataque químico: nital 2%. AR = austenita retida, B = bainita, F = ferrita e
M = martensita.
A Figura 44 apresenta a fotomicrografia obtida por MEV do aço 300M aquecido
a 900ºC por 1 hora submetido a uma transformação isotérmica a 350ºC por 17 minutos
e resfriado em óleo, com ampliação de 1000 vezes. A microestrutura é muito refinada
e complexa, e permite visualizar com mais detalhes as fases que constituem esta
microestrutura. Fez-se ampliações maiores, conforme apresenta a Figura 46: a região
assinalada na Figura 45, com uma ampliação maior, apresenta mais detalhes de todas
as fases como austenita retida (lâminas em tons branco), bainita, ferrita e martensita,
permitindo melhor identificação dessas fases.
125
Figura 44 – Fotomicrografia obtida por MEV do aço 300M na condição: aquecimento a 900ºC, mantido por
uma hora, transferido para um forno a 350ºC, mantido por 17 minutos e resfriado em óleo. Am-
pliação 2000 vezes. Ataque químico: Nital 2%.
B
F
M
F
AR
M
Figura 45 – Micrografia apresentando a ampliação da área delimitada do círculo na Figura 45. Ampliação:
7000 X . Ataque químico: Nital 2%. AR = austenita retida, B = bainita, F = ferrita e M = mar-
tensita.
126
Nas Figuras 46 a 50 realizou-se uma seqüência de fotomicrografias no MEV (de
outros tratamentos térmicos) com ampliação ainda maior, variando de 7000 a 17000
vezes, evidenciando com mais detalhes a microestrutura multifásica, com a presença
de ferrita, martensita, austenita retida e bainita. Observa-se que, mesmo na condição
recozida, a microestrutura é refinada e complexa.
B
M
F AR
Figura 46– Micrografia obtida por MEV do aço 300M na condição recozida: aquecimento a 900ºC por duas
horas, resfriado ao forno até a temperatura ambiente. AR = austenita retida, B = bainita, F = ferrita
e M = martensita. Ampliação 17000X. Ataque químico: nital 2%.
127
AR
F
F
F
M
B
AR
Figura 47– Fotomicrografia obtida por MEV do aço 300M na condição de aquecimento a 900ºC mantido por
uma hora, transferido para outro forno a 400ºC, mantido por 30 minutos e resfriado em óleo. Am-
pliação: 10000 X. Ataque químico: Nital 2%. AR = austenita retida, B = bainita, F = ferrita e
M = martensita.
F
AR
M
M
M
B
Figura 48– Fotomicrografia obtida por MEV do aço 300M na condição de aquecimento a 900ºC mantido por
1 hora, transferido para outro forno a 350ºC, mantido por 17 minutos e resfriado em óleo. Amplia-
cão:7000X. Ataque químico: Nital 2%. AR=austenita retida, B=bainita, F=ferrita e M=martensita.
128
F
F
M
AR
B
A
R
Figura 49– Fotomicrografia obtida por MEV do aço 300M na condição de aquecimento a 900ºC mantido por
1 hora, transferido para outro forno a 370ºC, mantido por 23 minutos e resfriado em óleo.
AR = austenita retida, B = bainita, F = ferrita e M = martensita. Ampliação 10000X. Ataque quí-
mico: nital 2%.
M
B
F
M
A
R
Figura 50 – Fotomicrografia obtida por MEV do aço 300M na condição de aquecimento a 760ºC, mantido por
15 minutos e resfriado em óleo. AR = austenita retida, B = bainita, F = ferrita e M = martensita.
Ampliação 7000X. Ataque químico: nital 2%.
129
5.2.3 Microscopia de força atômica
A Figura 51 apresenta a imagem, com área de varredura de 3,23 µm X 3,23 µm,
obtidas a partir de uma amostra de aço 300M para o tratamento térmico intercrítico a
760ºC da etapa 1, utilizando-se o recurso de visualização topográfica tridimensional
do microscópio de força atômica. Na Figura 52, esta mesma imagem é apresentada em
visualização bidimensional.
Figura 51– Imagem topográfica tridimensional obtida no microscópio de força atômica.
Figura 52 – Imagem topográfica bidimensional obtida no microscópio de força atômica.
130
Observações em microscopia óptica e microscopia eletrônica de varredura nas
amostras atacadas por nital não podem ser utilizadas para distinguir bainita, austenita
retida e martensita pelo seu contraste, enquanto a matriz de ferrita é claramente
observável. Isto acontece devido ao ataque químico do nital nos grãos de ferrita e
vizinhanças, deixando a austenita retida e martensita intactas (GIRAULT et al., 1998)
e resultando em diferentes alturas das várias fases. Em MFA foi observado que, com o
nital, a ferrita é mais atacada que as outras fases e, por esta razão, as regiões ferríticas
sempre são as mais baixas em relação às outras fases, permitindo dessa maneira a sua
fácil identificação.
Então, foi utilizado um método que toma como critério as alturas em relação à
ferrita, que permite o reconhecimento das fases. Por meio de análises topográficas,
podem ser identificados três diferentes níveis de altura:
• nível mais baixo (região escura), correspondendo claramente à ferrita,
utilizado como referência zero;
• um nível intermediário, correspondendo à bainita; e
• um nível mais alto (regiões esbranquiçadas), composto de martensita e
austenita retida.
A Figura 53 apresenta a linha para análise de perfil de altura e identificação das
fases do aço multifásico 300M.
131
279.71
[nm]
0.00
1.00 um 3.23 x 3.23 um
Figura 53 - Linhas para análise de perfil de altura e identificação das fases do aço multifásico 300M
A Tabela 7 apresenta a análise estatística das alturas das fases da amostra
tomando a ferrita como referência zero.
Tabela 7 – Alturas das fases bainita, austenita retida e martensita em relação a ferrita.
Fase Altura (nm)
Ferrita 0
Bainita 104,54
Austenita retida 176,25
Martensita 225,18
132
5.3 PROPRIEDADES MECÂNICAS.
5.3.1 Etapa 1 dos tratamentos térmicos
5.3.1.1 Ensaios de tração para os CDPs da etapa 1
Pela análise dos resultados obtidos nos ensaios de tração, podem ser
determinadas as seguintes propriedades mecânicas do aço multifásico: limite de
escoamento, limite de resistência à tração, alongamento e estricção. Os resultados
estão apresentados na Tabela 9, em que são listadas as propriedades mecânicas.
Tabela 8 – Propriedades mecânicas do aço 300M para tratamentos térmicos da etapa 1.
Tratamentos
térmicos
Limite de
escoamento
(MPa)
Limite de
resistência
(MPa)
Alongamento
(%)
Estricção
(%)
Recozido 951±12 1496±15 16,2±1,8 35,3±4,6
A 1982±13 2215±16 5,8±0,6 17,2±3,7
B 1372±23 1588±42 7,3±0,9 18,7±3,8
C 2035±22 2154±28 14,8±1,3 24,4±3,1
D 2180±23 2322±31 1,9±0,3 4,1±1,7
E 1387±18 1592±18 10,7±1,1 29,6±3,5
ND – Não disponível (ocorrências durante o ensaio destruíram o CDP).
Observa-se que o aço submetido aos tratamentos térmicos A e D atingem altos
valores de limite de resistência (contribuição da maior fração volumétrica de
martensita), porém ocorre uma drástica redução da ductilidade, medida pelo
alongamento e estricção. Os tratamentos B e E conservam uma boa ductilidade
(contribuição principal do aumento na fração volumétrica de bainita); no entanto,
ocorre uma considerável redução nos limites de escoamento e resistência. Uma
combinação interessante parece ter ocorrido no aço submetido ao tratamento térmico
C. A permanência na temperatura intercrítica de 760ºC propicia a formação da fase
133
ferrítica além da martensita e bainita formadas no resfriamento. Este tratamento
permite ao aço atingir altos valores de resistência sem uma perda acentuada da
ductilidade. Esta propriedade é de grande valor, pois reduz o risco de uma indesejável
fratura frágil.
5.3.1.2 Ensaios de fadiga
Pela análise dos resultados da Tabela 9, foram selecionados os resultados mais
promissores em termos de microestrutura e propriedades em tração. Esses tratamentos
foram escolhidos para analisar o efeito da microestrutura com matriz bainítica e da
microestrutura multifásica contendo martensita e ferrita em maior proporção. Os
tratamentos térmicos escolhidos foram os aços austenitizados a 900ºC por 2 horas,
transformados por meio de tratamento isotérmico em temperatura na região de
formação da bainita inferior (320ºC) (tratamento térmico E), tratamento na
temperatura intercrítica de 760ºC (tratamento térmico C) para serem comparados com
condição recozida. A partir deste ponto, ou só para a análise de fadiga estes
tratamentos térmicos são designados como tratamento isotérmico (IT) e tratamento
intercrítico (IC) e recozida.
5.3.1.2.1 Comportamento em fadiga
A curva S – N do aço 300M, nas diferentes condições microestruturais é
apresentada na Figura 54. Para uma maior clareza na visualização dos dados,
plotaram-se os valores médios da vida em fadiga para cada nível de tensão máxima.
134
10000 100000 1000000
700
800
900
1000
1100
1200
1300
1400
1500
N [ciclos]
Aço 300M
Recozido
IC
IT
S
máx
[MPa]
Figura 54– Curva de vida em fadiga do aço 300M
Pode-se notar que o aço 300M sofreu alterações semelhantes na resistência à
fadiga em decorrência dos tratamentos térmicos, sendo que o tratamento intercrítico
promove uma queda na curva S – N em relação à condição recozida. Já o tratamento
isotérmico é muito semelhante ao material recozido. Relacionando-se esses resultados
com as propriedades em tração, fica evidente que a microestrutura formada pelo
tratamento intercrítico, apesar de apresentar a melhor combinação de resistência e
ductilidade, é a que apresentou o pior desempenho em fadiga.
A diferença entre os comportamentos em tração e fadiga desse aço pode ser
discutida em termos das microestruturas resultantes dos tratamentos térmicos. Dentre
os tratamentos térmicos utilizados, o tratamento IC é o que promove a formação de
microconstituintes com a maior diferença de dureza entre si, uma vez que neste
tratamento é privilegiada uma combinação de fases que contém principalmente
martensita e ferrita. Como conseqüência, ocorre uma maior incompatibilidade de
deformação entre as fases, fato que pode facilitar a nucleação de trincas durante a
135
aplicação de carregamentos cíclicos. Para os aços bifásicos ou multifásicos onde a
matriz é ferrítica, a presença de ilhas de segunda fase, martensita ou bainita, melhora
as propriedades mecânicas em tração e fadiga. O aumento percentual de bainita ou
martensita para níveis próximos ou superior a 50% faz com que a performance em
fadiga piore.
5.3.1.2.2 Análise fractográfica
As Figuras 55 e 56 apresentam aspectos macroscópicos típicos da fratura do aço
300M na condição recozida e tratamento IT, onde predominam a aparência de fratura
frágil, com pouca deformação e propagação em planos bem definidos. O aço 300M
recozido apresenta alguma redução de área na região de fratura final, e na superfície de
fratura típica observada na condição IT, tem-se uma superfície plana, sem deformação
aparente e com clara distinção entre a região de propagação da trinca e a região de
ruptura final.
Direção de propagação
da trinca
Início da
trinca
Figura 55 – Aspectos macroscópicos da superfície de fratura por fadiga do aço 300M recozido
136
Início da trinca
Direção de propagação
Figura 56 – Aspectos macroscópicos da superfície de fratura por fadiga do aço 300M no tratamento IT
137
Na região de início e propagação da trinca no aço 300M recozido (Figura 57), a
trinca desenvolve-se na direção radial através da extração de partículas de fases duras,
formando picos e vales. Notam-se microdeformações localizadas, resultantes das fases
mais dúcteis que envolviam as fases duras.
Início da trinca
Figura 57 – Micrografia obtida por MEV, apresentando a região de início da trinca no aço 300M recozido.
138
No aço submetido ao tratamento IC (Figura 58) também se formam picos e vales
nestas regiões, porém com menor intensidade. Nota-se um refinamento no tamanho
das partículas, com aparecimento de fases aciculares. As deformações estão reduzidas
a regiões ainda mais restritas. Aparecem também alguns grãos rompidos de forma
transgranular, evidenciando redução na ductilidade.
Direção de
propagação da trinca
Figura 58 – Micrografia obtida por MEV, apresentando a região de início da trinca no aço 300M submetido
ao tratamento IC.
139
Para o tratamento IT, que produziu uma microestrutura predominantemente
bainítica, a propagação inicial da trinca também ocorreu na direção radial, formando
picos e vales menos profundos que os observados na condição recozida (Figura 59).
No entanto, nota-se que o mecanismo ativado difere do observado no aço recozido.
Observa-se que a propagação ocorre com a formação de degraus, deixando expostas
plaquetas do constituinte bainítico e pequenos alvéolos que circundam as facetas de
grãos expostos. Este aspecto dúctil acontece, provavelmente, devido à austenita retida.
Direção de
propagação da trinca
Figura 59 – Micrografia obtida por MEV, apresentando a região de início da trinca no aço 300M submetido
ao tratamento IT.
140
A Figura 60 apresenta a fratura final, por sobrecarga, do aço 300M. A condição
recozida apresenta mecanismos de fratura dúcteis. Nota-se a presença de dimples e
deformações superficiais.
Figura 60 – Micrografia obtida por MEV, apresentando a região de fratura final por sobrecarga do aço 300M
recozido.
141
Na fratura final do aço 300M com tratamento IC (Figura 61) não ocorre a
formação da fase dúctil, devido à fácil temperabilidade. Observam-se algumas
partículas soltas, trincas secundárias e aparência generalizada de fratura transgranular,
com rara presença de alvéolos.
Trincas secundárias
Figura 61 – Micrografia obtida por MEV, apresentando a região de fratura final por sobrecarga do aço 300M
submetido ao tratamento IC.
142
A Figura 62 referente ao tratamento IT apresenta a microestrutura bainítica
rompida. Os grãos são mais refinados e aciculares.
.
Figura 62 – Micrografia obtida por MEV, apresentando a região de fratura final por sobrecarga do aço 300M
submetido ao tratamento IT.
5.3.2 Etapa 2 dos tratamentos térmicos
5.3.2.1 Ensaios de tração
A Tabela 9 apresenta os valores de limite de escoamento (
σ
e
), limite de
resistência à tração (
σ
res
) e alongamento obtidos nos ensaios de tração.
143
Tabela 9 – Propriedades mecânicas do aço 300M para corpos-de-prova não deformados
Tratamento
Térmico
σ
e
(
MPa)
σ
res
(MPa)
Alongamento
(%)
Estricção
(%)
Recozido 951±12 1496±25 16,2±1,8 35,3±4,6
IT320ºC 1067±11 1615±25 10,0±0,9 35,0±4,4
IT350ºC 950±10 1528±23 11,8±1,2 29,2±4,0
IT370ºC 1006±11 1469±21 14,7±1,3 28,8±3,3
IT400ºC 1186±12 1970±34 10,9±1,1 11,1±2,9
IC760ºC 893±10 1635±27 7,6±0,7 9,9±1,0
TRC 1598±25 1871±29 7,3±0,6 29,5±3,5
Os tratamentos aplicados nesta etapa resultaram em aumento nas propriedades
mecânicas, para a maior parte dos casos estudados. Nota-se também uma redução da
ductilidade, medida pelo alongamento e estricção. As microestruturas formadas nos
tratamentos onde se utilizou a permanência em temperatura isotérmica (entre 320 e
400ºC) foram predominantemente bainíticas. A microestrutura obtida no tratamento
IC760ºC apresenta a fase ferrita, bainita e martensita em maior proporção. No aço
temperado e revenido convencional (TRC), a estrutura é martensítica. Nestes dois
últimos tratamentos citados, onde predomina na estrutura a martensita, a queda no
alongamento é mais acentuada.
O maior valor atingido para o limite de resistência foi encontrada para o
tratamento IT400ºC. Este efeito evidencia que, além da estrutura bainítica, o tempo de
permanência na temperatura de 400ºC , parece ter provocado a precipitação de
carbonetos, contribuindo para o aumento da resistência.
144
5.3.2.2 Medidas das frações volumétricas de austenita retida
5.3.2.2.1 Difratometria de raios X
Foram realizadas inicialmente medidas por difratometria de raios X. Nesta
análise buscou-se encontrar e quantificar a austenita retida (ferro-gama) presente nas
amostras submetidas a tratamentos isotérmicos e intercríticos. O ferro gama cristaliza
numa estrutura cúbica de faces centradas, possui parâmetro de rede a = 3,659 Ǻ. O seu
pico mais intenso aparece em 2θ = 43º. Em todas as amostras nota-se o pico bem
definido da ferrita (ferro alfa) em torno de 2θ= 44,8º. O ferro alfa cristaliza numa
estrutura cúbica de corpo centrado, possui parâmetro de rede a = 2,866 Ǻ.
O refinamento da estrutura cristalina de ferrita e austenita retida foi feito pelo
método de Rietwield usando o programa FullProf (Versão 2.80 – Jul 2004). Por este
refinamento foi possível obter a fração de ferrita e austenita retida de algumas
amostras. As Figuras 63 a 69 apresentam os difratogramas de raios X obtidas
referentes aos tratamentos térmicos da etapa 2.
Figura 63 – Difratograma de raios X do aço 300M recozido.
145
Figura 64 – Difratograma de raios X do aço 300M submetido ao tratamento térmico isotérmico a 320ºC.
Figura 65 – Difratograma de raios X do aço 300M submetido ao tratamento térmico isotérmico a 350ºC.
146
Figura 66 – Difratograma de raios X do aço 300M submetido ao tratamento térmico isotérmico a 370ºC.
Figura 67 – Difratograma de raios X do aço 300M submetido ao tratamento térmico isotérmico a 400ºC.
147
Figura 68 – Difratograma de raios X do aço 300M submetido ao tratamento térmico intercrítico a 760ºC.
Figura 69 – Difratograma de raios X do aço 300M submetido ao tratamento térmico de têmpera e reveni-
mento convencional.
148
5.3.2.2.2 Microscopia óptica
Também são apresentados os resultados de microscopia óptica, onde as amostras
sofreram o ataque químico da solução aquosa a 10% de metabissulfito de sódio
A Figura 70 representa uma micrografia do aço 300M submetido ao tratamento
térmico intercrítico a 760ºC, quando atacado com solução aquosa de 10% de
metabissulfito de sódio. Este reagente ataca todas as fases presentes, exceto a austenita
retida que permanece clara. Esta figura apresenta a aplicação do threshold, pelo
software Image J, identificando em preto as áreas ocupadas pela austenita.
Figura 70 – Micrografia do aço 300M, submetido ao tratamento térmico intercrítico a 760ºC, atacada com solu-
ção aquosa a 10% de metabissulfito de sódio após a análise do threshold do software Image J.
149
5.3.2.2.3 Métodos magnéticos
Um outro método utilizado para medir as frações volumétricas de austenita
retida foi por meio de medidas de magnetização, através da curva de histerese. Os
mesmos corpos-de-prova de ensaios de tração foram utilizados para as medidas
magnéticas, onde foram adaptados os enrolamentos primários e secundários.
A Tabela 10 mostra o número de espiras para os corpos-de-prova utilizados.
Tabela 10 – Número de espiras do enrolamento primários e secundários dos corpos-de-prova.
Corpos-de-prova Nº de espiras do enrolamento primário Nº de espiras do enrolamento secundário
Aço IF 43 420
Ni 124 860
REF 43 420
outros 43 420
Antes de iniciar as medidas magnéticas, o primeiro passo foi validar a técnica.
Foram confeccionados dois corpos-de-prova dos seguintes materiais: um de níquel
puro e outro de um aço IF (Interstitial Free) com a seguinte composição química:
0,004%C, 0,2%Mn, 0,015%S, 0,04%Si, 0,012%P, 0,04%Al, 0,066%Ti, 0,002%N,
quase que totalmente ferrítico. Foram realizadas medidas de histerese magnética e os
resultados obtidos foram 2,136 T, para o aço IF, e 0,602 T para o níquel. Comparados
ao valor teórico de 2,158 T para o ferro puro e 0,61 T para o níquel, sendo a maior
diferença inferior a 1,3%, prova-se a legalidade dos resultados. A Figuras 71 mostra a
curva de histerese para o aço IF com o tratamento de dados.
150
Figura 71 – Curva de histerese do aço IF.
Conforme a equação (4) da seção 3.3.11.3, há necessidade de se utilizar uma
amostra como referência, com a mesma composição química e microestrutura do
material estudado, mas que seja isenta de austenita retida, isto é, uma amostra
inteiramente ferromagnética. Esta amostra de referência foi obtida da seguinte forma:
• aquecimento do corpo-de-prova de aço 300M a uma temperatura de
650ºC, mantido por 4 horas e resfriado lentamente até a temperatura
ambiente;
• aquecimento do corpo-de-prova de aço 300M a uma temperatura de
1000ºC mantido por 6 horas e resfriado lentamente até a temperatura
ambiente.
Através da equação (5) existe uma maneira de se obter o valor teórico de
.
Utilizando os dados da Tabela 5 e Tabela 6, obtemos
.= 1,8873 T. O valor
médio obtido para a amostra de referência foi de 1,874 T, comprovando novamente a
validação da metodologia da técnica de medida.
SAT
M
B
300
SAT
M
B
300
151
As Figuras 72 e 73 apresentam a curva de histerese medida para o aço nos
tratamentos térmicos IT370ºC e IC760ºC com o tratamento de dados.
Figura 72 – Curva de histerese do aço 300M no tratamento térmico IT370ºC.
Figura 73 – Curva de histerese do aço 300M no tratamento térmico IC760ºC.
152
Com este procedimento são obtidos os valores médios experimentais de B
SAT
e
pela equação (3), obtêm-se os valores das frações volumétricas da austenita retida.
Esses valores são apresentados na Tabela 11.
Tabela 11 – Valores de B
SAT
e fração volumétrica de austenita retida
Tratamento
Térmico
B
SAT
(T)
Austenita retida
(%)
Recozido 1,702± 0,010 9,2±1,1
IT – 320ºC (F) 1,617 ±0,010 13,7±1,1
IT – 350ºC (G) 1,427±0,010 23,7±1,2
IT – 370ºC (H) 1,413±0,010 24,6±1,2
IT – 400ºC (I) 1,384±0,010 26,1±1,2
IC – 760ºC (J) 1,788 ±0,010 4,6 ±1,1
TRC 1,816 ±0,010 3,1±1,1
Obs: IT = isotérmico, IC = intercrítico e TRC = têmpera e revenimento convencional
A Tabela 12 apresenta os valores obtidos por todas as técnicas utilizadas neste
trabalho e valores de austenita retida de alguns tratamentos térmicos obtidos por
Tomita e Okawa (1993). Dos resultados de DRX, a amostra do aço recozido foi o que
apresentou valor de austenita retida mais próximo dos outros métodos enquanto os
tratamentos térmicos isotérmicos a 320, 370 e 400ºC apresentam resultados bem
abaixo em relação às outras técnicas e por Tomita e Okawa (1993). As amostras dos
seguintes tratamentos térmicos: isotérmico a 350ºC, intercrítico a 760ºC e têmpera e
revenimento convencional não apresentaram pico evidente de austenita retida. Nesses
casos, não foi possível determinar com precisão a quantidade de austenita retida
devido ao fato de não ser observado no difratograma de raios X o pico do ferro gama.
Percentual muito baixo de austenita retida (abaixo de 5%) não é detectado.
153
Tabela 12 – Fração volumétrica de austenita retida
Tratamento
Térmico
Trabalho de Tomita e
Okawa
(%)
Difratometria de
raios X
(%)
Metabissulfito de
sódio
(%)
Medidas magnéticas
(%)
Recozido - 8,3±0,7 7,3±2,0 9,2±1,1
IT – 320ºC (F) 12 7,7±1,7 9,0±3,0 13,7±1,1
IT – 350ºC (G) 18 * 18,4±5,0 23,7±1,2
IT – 370ºC (H) 22 5,8±0,7 21,8±7,0 24,6±1,2
IT – 400ºC (I) 25 14,3±5,4 21,2±4,0 26,1±1,2
IC – 760ºC (J) - ** 4,1±0,5 4,6 ±1,1
TRC 2 ** 3,1±0,4 3,1±1,1
* não apresentaram picos de austenita retida. ** percentual abaixo de 5%.
IT: isotérmico; IC: intercrítico; TRC: têmpera e revenimento convencional.
Observa-se que os resultados obtidos para a quantificação da austenita retida por
métodos magnéticos são maiores do que os obtidos pelo trabalho de Tomita e Okawa
(1993), (para os tratamentos F, G, H e I), por difração de raios X e por microscopia
óptica após o ataque com metabissulfito de sódio, isto porque as medidas magnéticas
sondam o volume da amostra enquanto as outras duas técnicas medem na superfície.
No caso de aços TRIP multifásicos, a utilização de difração de raios X pode trazer
alguns problemas: as medidas são realizadas próximas da superfície, em uma
profundidade de alguns µm. Se a distribuição da austenita retida na superfície do metal
não for homogênea, as medidas devem ser repetidas várias vezes a fim de se obter uma
boa estatística. A pequena dimensão dos grãos de austenita retida pode aumentar a
incerteza dos resultados. Uma das precauções necessárias na hora da preparação das
amostras é o polimento. É sugerido que seja feito um polimento eletrolítico, com a
finalidade de não riscar a superfície. No processo de lixamento e polimento tradicional
há criação de martensita artificialmente.
Portanto, em reforço às observações feitas, é sugerido que a quantificação de
frações volumétricas de austenita retida por medidas magnéticas são mais confiáveis
que as medidas por difração de raios X e microscopia óptica.
154
5.3.2.3 Estudo do efeito TRIP e envelhecimento por deformação
Os corpos-de-prova foram submetidos a uma deformação plástica uniforme que
induziu a transformação da austenita retida em martensita, por efeito TRIP. A
quantificação da fração volumétrica da austenita retida inicial e final foi feita por meio
de medidas magnéticas. Comparando-se as frações volumétricas iniciais e finais tem-
se o valor da austenita retida transformada. A Tabela 13 apresenta todos esses valores
e também o percentual da austenita retida transformada.
Tabela 13– Valores de frações volumétricas iniciais, finais, transformada e percentual da austenita retida para
cada tratamento térmico.
Tratamento
Térmico
Fração volumétrica
de austenita retida
inicial
(%)
Fração volumétrica
de austenita retida
final
(%)
Fração volumétrica
de austenita retida
transformada
(%)
Percentual da fração
volumétrica da austenita
retida transformada
(%)
Recozido 9,2±1,1 6,1±1,1 3,1±2,2 33,7±0,28
IT320ºC 13,7±1,1 10,7±1,1 3,0±2,2 21,9±0,18
IT350ºC 23,7±1,2 12,3±1,1 11,4±2,2 48,1±0,12
IT370ºC 24,6±1,2 15,4±1,1 9,2±2,2 37,4±0,11
IT400ºC 26,1±1,2 7,7±1,1 18,4±2,2 70,5±0,12
IC760ºC 4,6±1,1 2,9±1,1 1,7±2,2 36,9±0,56
TRC 3,1±1,1 2,8±1,1 0,3±2,2 9,7±0,75
Para se obter o envelhecimento, foram pré-deformados corpos-de-prova, de cada
condição estudada,
σ
D
(indicado nas Figuras 74 a 81) e armazenados à temperatura
ambiente por 226 dias. Após esse período, os corpos-de-prova foram ensaiados à
tração até a ruptura, obtendo-se novos valores para os limites de escoamento. As
curvas de tensão versus deformação estão representadas nas Figuras 74 a 80, onde
σ
e
é
o limite de escoamento antes do envelhecimento,
σ
’
e
é o limite de escoamento após o
envelhecimento e
σ
D
é a tensão de pré-deformação aplicada. A curva A representa o
ensaio de tração de corpo-de-prova sem pré-deformação, observando-se uma ausência
de limite de escoamento definido e elevada capacidade de encruamento e deformação
155
uniforme. A curva B1 representa o ensaio de tração do corpo-de-prova submetido a
uma pré-deformação em tração sem o surgimento de estricção, para desenvolver o
efeito TRIP. A curva B2 representa uma nova curva de ensaio de tração do mesmo
corpo-de-prova, anteriormente pré-deformado, levado até a ruptura após o
envelhecimento de 226 dias. Para o material pré-deformado, além do decréscimo no
valor do alongamento, observa-se também a presença de aumento do limite de
escoamento, tornando-se bem definido e um decréscimo na capacidade de
encruamento, característicos da influência da martensita induzida por deformação
(efeito TRIP) no comportamento mecânico do aço. Pode notar que a curva B1 tem
praticamente o mesmo comportamento da curva A até a deformação a que foi
realizado o ensaio, indicando que as mudanças nas propriedades mecânicas,
observadas após pré-deformação em tração estão associadas à martensita induzida por
deformação e posterior envelhecimento.
Figura 74 – Curva Tensão versus Deformação para o aço recozido.
156
Figura 75 – Curva Tensão versus Deformação para o aço no tratamento IT320ºC.
Figura 76 – Curva Tensão versus Deformação para o aço no tratamento IT350ºC.
157
Figura 77 – Curva Tensão versus Deformação para o aço no tratamento IT370ºC.
Figura 78 – Curva Tensão versus Deformação para o aço no tratamento IT400ºC.
158
Figura 79 –Curva Tensão versus Deformação para o aço no tratamento IC760ºC.
Figura 80 – Curva Tensão versus Deformação para o aço no tratamento de têmpera e revenimento convencional
(TRC).
159
A Tabela 14 apresenta os valores de limite de escoamento (σ’
e
), limite de
resistência à tração (
σ’
res
) e alongamento obtidos nos ensaios de tração para corpos-de-
prova pré-deformados.
Tabela 14 – Propriedades mecânicas do aço 300M para corpos-de-prova deformados
Tratamento
Térmico
σ’
e
(MPa)
σ’
res
(MPa)
Alongamento (%) Estricção (%)
Recozido 1484±20 1496±20 7,9±0,9 35,3±4,6
IT320ºC 1719±26 1731±27 6,7±0,7 31,1±4,0
IT350ºC 1590±17 1595±17 9,7±1,0 28,1±3,2
IT370ºC 1501±15 1511±15 13,0±1,3 25,5±3,0
IT400ºC 2124±25 2144±25 7,0±0,8 2,9±0,5
IC760ºC 1674±28 1708±29 7,3±0,9 1,7±0,4
TRC 2005±20 2018±20 5,8±0,6 29,3±3,5
Pelos resultados da Tabela 14, percebe-se que os novos limites de escoamento
para o corpo-de-prova deformado tiveram um aumento elevado em todos os
tratamentos. A Tabela 15 apresenta estes resultados.
Tabela 15 – Valores de σ
e
, σ’
e
, σ
D
e percentual do aumento do limite de escoamento.
Tratamento
Térmico
σ
e
(MPa)
σ’
e
(MPa) σ
D
(MPa)
Percentual do aumento do
limite de escoamento (%)
Recozido 951±12 1484±15 1372 56,0±1,3
IT320ºC 1067±11 1719±26 1552 61,1±1,5
IT350ºC 950±10 1590±17 1449 67,4±1,4
IT370ºC 1006±11 1501±15 1363 49,2±1,0
IT400ºC 1186±12 2124±25 1943 79,1±1,7
IC760ºC 893±10 1674±28 1562 87,4±2,4
TRC 1598±18 2005±20 1664 25,5±0,5
160
A Figura 81 apresenta os resultados do limite de escoamento do corpo-de-prova
sem pré-deformação (
σ
e
) e do limite de escoamento do mesmo corpo-de-prova após
envelhecimento (
σ’
e
).
300 320 340 360 380 400
1000
1200
1400
1600
1800
2000
2200
Tensªo de escoam ento (MPa)
Tem peratura (
0
C)
σ
e
σ
’
e
Figura 81 - Resultados de σ
e
e σ’
e
em função da temperatura.
Os aumentos significativos do novo limite de escoamento podem ser explicados
pelo aumento da fração volumétrica da martensita, provocada pela transformação da
austenita por deformação plástica (efeito TRIP) e também pelo envelhecimento por
deformação, à temperatura ambiente, por 226 dias.
Pelos gráficos da Figura 82, o alongamento aumenta em função da temperatura
até próximo de 357ºC, depois diminui drasticamente. Aqui acontece a fragilização por
revenimento. Este fenômeno ocorre quando o aço é revenido a uma temperatura entre
375 e 575ºC (neste trabalho, a temperatura é de 400ºC). Os aços susceptíveis a
fragilização por revenimento contêm concentrações apreciáveis dos elementos de liga
manganês, níquel ou cromo e, adicionalmente, um ou mais dos elementos antimônio,
fósforo, arsênio e estanho, na forma de impurezas e em concentrações baixas (o aço
300M encaixa-se perfeitamente neste caso, como pode ser visto por sua composição
química dada na Tabela 6, no Capítulo 5) (CALLISTER, 2005).
161
320 340 360 380 400
6
7
8
9
10
11
12
13
14
15
Alongam ento (%)
Tem peratura (
0
C)
N ªo deform ado
Deform ado
Figura 82 – Curva de alongamento versus temperatura do aço 300M.
162
6 CONCLUSÕES
Com relação à caracterização microestrutural e mecânica do aço 300M, de
acordo com os resultados obtidos, podem ser apresentadas as seguintes conclusões:
• Com o conjunto de rotas de tratamentos térmicos foi possível a obtenção de
microestruturas multifásicas, com ferrita, bainita, martensita e austenita retida,
possibilitando combinações de propriedades mecânicas vantajosas para uma
série de aplicações industriais;
• O tratamento térmico intercrítico da 1ªetapa, apesar de propiciar a melhor
combinação à tração e ductilidade, resulta em queda da resistência à fadiga. O
refinamento dos grãos e a complexa coexistência de fases duras (bainita e
martensita) e dúcteis (ferrita e austenita) multiplica a quantidade de pontos
críticos onde se iniciam as microtrincas;
• foi verificada a viabilidade de caracterização por MFA, é possível obter-se
imagens tridimensionais e topografia que permite diferenciar as fases;
• A microscopia óptica, associada aos ataques utilizados, permitiu a quantificação
das fases presentes;
• A microscopia eletrônica (MEV) também se mostrou bastante útil para revelar
detalhes das fases presentes, porém não permite contraste de cor, dificultando a
quantificação das fases por análise de imagens;
• A quantificação da austenita retida, por métodos magnéticos, mostrou-se
bastante eficaz, coerentes com resultados obtidos na literatura (Tomita e
Okawa - 1993);
• A austenita retida medida por microscopia óptica, após ataque com
metabissulfito de sódio, é uma opção viável, pois fornece um valor bastante
aproximado da fase, porém exige grande habilidade do pesquisador na
realização do ataque químico, aquisição e tratamento das imagens;
• A dificuldade em quantificar a austenita retida por difratometria de raios X,
está relacionada à identificação clara dos picos do ferro gama, que conforme o
tipo de processamento e tratamento térmico do material, podem dificultar esta
163
identificação devido às alterações nos parâmetros de rede ou orientação
preferencial dos grãos. Está técnica é também ineficaz para baixos percentuais
de austenita; e
• O aço 300M é susceptível ao envelhecimento por deformação, inclusive à
temperatura ambiente, isto foi observado para todas as condições
microestruturais estudadas.
164
SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS
Miniaturização do Traçador de Curva de Histerese para realizar medidas in situ
da transformação da austenita retida em martensita nos ensaios mecânicos.
Estudar o envelhecimento por deformação em função do tempo, temperatura e
nível de deformação.
Estudar a utilização de um ataque químico que permita ver com eficiência o
tamanho de grão e analisar a sua influência nas propriedades mecânicas.
Estudar um outro método para quantificar a austenita retida por difratometria de
raios x.
165
REFERÊNCIAS BIBLIGRÁFICAS:
<http://aeb.gov.br>. Acesso em out. 2006.
ABDALLA, A.J., Estudo do Envelhecimento por Deformação a Frio em Aços API-5L-B
e API-5L-X52 com Microestruturas Bifásicas
1995. 120f. Dissertação (Mestrado em
Engenharia Mecânica) - Faculdade de Engenharia-Campus de Guaratinguetá,
Universidade Estadual Paulista, Guaratinguetá, 1995.
ABDALLA, A.J. et al. Alterações das propriedades mecânicas em aços 4340 e 300M
através de tratamentos térmicos isotérmicos e intercríticos. (em CD-Rom) In: 59º
Congresso da Associação Brasileira de Metalurgia e Materiais, São Paulo, Brasil,
Julho de 2004, Anais São Paulo, Associação Brasileira de Metalurgia e Materiais,
2004.
ALI, A.; AHMED, M.; HASHMI, F.H.; KHAN, A.Q. Incomplete reaction
phenomenon in high strength bainitic steels. Metallurgical and Materials
Transactions A, v. 24A, p. 2145-2150, 1993.
AMAR, K.; SPEER, J.G.; MATLOCK, D.K. Color tint-etching for multiphase steels.
Advanced Materials & Processes, p. 27-30, 2003.
ANAZAWA, R.M. et al. Efeito dos Tratamentos Intercrítico e Isotérmico sobre as
Propriedades Mecânicas e na Microestrutura no Aço 300M. Revista Brasileira de
Aplicações de Vácuo, v. 25, nº 2, p. 93-97, 2006.
ANDRADE, S.L. et al. ULSAB-AVC - O aço no automóvel do futuro: A estratégia da
USIMINAS. (em CD-Rom) In: 55º Congresso da Associação Brasileira de
Metalurgia e Materiais, Rio de Janeiro, Brasil, Julho de 2000, Anais Rio de Janeiro,
Associação Brasileira de Metalurgia e Materiais, 2000.
166
ANDRADE, S.L.; TAISS, J.M.; ROSA, L.K. O aço no automóvel do futuro. (em CD-
Rom) In: 57º Congresso da Associação Brasileira de Metalurgia e Materiais, São
Paulo, Brasil, Julho de 2002, Anais São Paulo, Associação Brasileira de Metalurgia e
Materiais, 2002.
ANDREWS, K.W. Empirical formulae for the calculation of some transformation
temperatures. Journal of the Iron and Steel Institute, p. 721-727, 1965.
AUTO /STEEL PARTNERSHIP. Ultralight steel auto body demonstrates value of
steel in the automobile’s future. Bulletin 12 – High Strength Steel, 1995. Disponível
em <
http://www.a-sp.org/database/custom/bulletins>. Acesso em 30/10/2006.
BASUKI, A.; AERNOULD, E. Effect of deformation in the intercritical area on the
grain refinement of retained austenite of 0,4C TRIP. Scripta Materialia, v. 40, nº 9, p.
1003-1008, 1999.
BHADESHIA, H.K.D.H. Bainite in Steels, 2 ed., Institute of Materials, Londres,
2001.
BHADESHIA, H.K.D.H. The Bainite Transformations: Unresolved issues. Materials
Science and Engineering A, v. 21, p. 817-829, 1999.
BHADESHIA, H.K.D.H.; CHRISTIAN, J. W., Bainite in Steels. Metallurgical
Transactions A, v. 21A, p. 767-797, 1990
BHADESHIA, H.K.D.H.; EDMONDS, D. The Mechanism of Bainite Formation in
Steels. Acta Metallurgica, v .28, 1265-1273, 1980.
BLECK, W. et al. Control of microstructure in TRIP steels by niobium. Materials
Science Forum, v. 426-432, p. 43-48, 2003.
167
BLECK, W. Using The TRIP Effect – The dawn of a promising group of cold
formable steels. Int. Conf. on TRIP-Aided High Strength Ferrous Alloys, ed. B.C.
Cooman, GRIPS, Ghent, p 3-23, 2002.
BOSCOV, J. Foguetes de Sondagem. Brasília: Agência Espacial Brasileira, 1º Curso
de Tecnologia Espacial, 1996a.
BOSCOV, J. Veículos Lançadores de Satélites. Brasília: Agência Espacial Brasileira,
1º Curso de Tecnologia Espacial, 1996b.
BOUET, M. et al. Micro-Alloying in Steels.
Materials Science Forum, v. 319, p.
284-286, 1998.
BOZORTH, R. M. Ferromagnetism. D. van Nostrad Company Inc., New York, p.
367, 1951.
CALLISTER, JR W.D. Materials Science and Engineering: An Introduction, 6 ed.
New York: John Wiley & Sons, 871p, 2005.
CASTRO, I; MELO, T.M.F. Influência do teor de Si nas propriedades mecânicas
de um aço C-Mn com efeito TRIP, 59º Congresso Anual da ABM, São Paulo, p.
2903-2911, 2004.
CHOI, I.D. et al. Deformation Behavior of Low Carbon TRIP Sheet Steels at High
Strain Rates. ISIJ International, v. 42, nº 12, p. 1483-1489, 2002.
COHEN, M., The Strengthening of Steel. Transactions of the Metallurgical Society
of AIME, v. 224, p. 638- 657, 1962.
COLOMBAROLI, W.; CASTRO, O. E. Estudo do envelhecimento de determinados
aços. Metalurgia, v. 26, nº 155, p. 771-784, 1970.
168
DAVENPORT, E.S.; BAIN, E.C.; PAXTON, H.W. Transformation of Austenite at
Constant Subcritical Temperatures. Metallurgical Transactions, v. 1, p. 3479-3489,
1970.
DAVIES, R.G. The deformation behaviour of a vanadium-strenghtened dual-phase
steel. Metallurgical Transactions, v. 9A, p. 41-52, 1978
DE MEYER, M.; VANDERSCHUEREN, D.; DE COOMAN, B.C. The Influence of
the Substitution of Si by Al on the Properties of Cold-Rolled C-Mn-Si TRIP Steels.
ISIJ International, v. 39, p. 813-822, 1999.
DIETER, G.E. Mechanical Metallurgy, Metric Edition, New York, McGraw Hill,
751 p., 1988.
DOLINSKY, M.M. Presença Brasileira no Espaço. São José dos Campos:
CTA/IAE, Relatório Técnico, 1990.
ENOMOTO, M. Partition of Carbon and Alloying Elements During the Growth of
Ferrous Bainite. Scripta Materialia, v. 47, p. 145-149, 2002.
ERDOGAN, M. Effect of austenite dispersion on phase transformation in dual-phase
steel. Scripta Materialia, v. 48, p. 501-506, 2003.
ERICSSON, C.E.; BHAT, M.S.; PARKER, E.R.; ZACKAY, V.F. Isothermal studies
of bainitic and martensitic transformations in some low alloy steels. Metallurgical
Transactions A, v. 7A, p. 1801-1803, 1976.
FURNÉMONT, Q. et al. On the measurement of the nanohardness of the constitutive
phases of TRIP-assisted multiphase steel. Materials Science and Engineering, A328,
p. 26-32, 2002
169
FURUKAWA, T. et al. Structure and Properties of Dual-Phases Steels, ed. by R. A.
Kot and J. W. Morris, AIME, New York, 1979.
GIRAULT, E. et al. Comparison of effects of silicon and aluminium on the tensile
behavior of multiphase TRIP – assisted steels. Scripta Materialia, v. 44, p. 885-892,
2001.
GIRAULT, E. et al. Metallographic methods for revealing the multiphase
microstructure of TRIP-assisted steels. Materials Characterization, v. 40, p. 111-
118, 1998.
GODET, S. Thermomechanical Processing of TRIP – Assisted Multiphase Steels.
Tese de Doutorado, 160 f., Universidade Católica de Louvain, Bélgica, 2003.
GUIMARÃES, J.R.C., PAPALÉO, R. Aços bifásicos: characteristicas mecânico-
metalúrgicas e aplicações potenciais. Metalurgia – ABM, v. 37, nº 288, p. 617-622,
nov. 1981.
HANZAKI, A.Z.; YUE, S. Ferrite formations characteristics in Si – Mn TRIP steel.
ISIJ International, v. 37, nº 6, p. 583-589, 1997.
HANZAKI, A.Z.; HODGSON, P.D.; YUE, S. The influence of bainite on retained
austenite characteristics in Si – Mn TRIP steels. ISIJ International, v. 35, nº 1, p. 79-
85, 1995.
HASHIMOTO, S. et al. Effects of Nb and Mo Addition to 0.2%C-1.5%Si-1.5%Mn
Steel on Mechanical Properties of Hot Rolled TRIP-aided Steel Sheets. ISIJ
International, v. 44, nº 9, p. 1590-1598, 2004.
170
HASHIMOTO, T.M. Caracterização mecânica e microestrutural de um aço médio
carbono com estruturas bainíticas e multifásicas. 2004, 98f. Tese (Livre Docência)-
Faculdade de Engenharia do Campus de Guaratinguetá, Universidade Estadual
Paulista, Guaratinguetá, 2004.
HULKA, K. Modern multi-phase steels for the automotive industry. Materials
Science Forum, v. 414-415, p. 101-110, 2003.
IAE, Relatório PNAE/VLS. São José dos Campos: CTA/IAE, Relatório Técnico,
1999.
ITAMI, A.; TAKAHASHI, M.; USHIODA, K. Plastic stability of retained austenite in
the cold-rolled 0,14%C–1,9%Si–1,7%Mn sheet steel. ISIJ International, v. 35, nº 9,
p. 1121-1127, 1995.
JACQUES, P.J. et al. The developments of cold-rolled TRIP-assisted multiphase
steels. Low silicon TRIP-assisted multiphase steels. ISIJ International, v. 41, nº 9, p.
1061-1067, 2001a.
JACQUES, P.J. et al. The developments of cold-rolled TRIP-assisted multiphase
steels. Al-alloyed TRIP-assisted multiphase steels. ISIJ International, v. 41, nº 9, p.
1068-1074, 2001b.
JACQUES, P.J.; LADRIÉRE, J.; DELANNAY, F. On the Influence of Interactions
between Phases on the Mechanical Stability of Retained Austenite in Transformation-
Induced Plasticity Multhiphase Steels. Meallurgical and Materials Transactions A,
v. 32A, p. 2759-2768, 2001.
171
JACQUES, P.J. et al. Enhancement of the Mechanical Properties of a Low Carbon,
Low Silicon Steel by Formation of a Multiphase Microstructure Containing Retained
Austenite. Metallurgical and Materials Transactions A, v. 29A, p. 2383-2393,
1988.
JEONG, W.C.; CHUNG, J.H. HSLA steels: processing, properties and
applications. ed. by G.Tither and Z. Shoubua, Min., Met. And Mat. Soc.,
Warrendale, p. 305, 1992.
JEONG, W.C.; MATLOCK, D.K.; KRAUSS, G. Effects of tensile-testing temperature
on deformation and transformation behavior of retained austenite in a 0.14%C-1.2%Si-
1.5% Mn steel with ferrite bainite austenite structure. Materials Science
and Engineering A, v. 165, p. 9-18, 1993.
JIAO, S. et al. The Effect of Processing History on a Cold Rolled and Annealed Mo–
Nb Microalloyed TRIP Steel. ISIJ International, v. 42, nº 3, p. 299-303, 2002..
KASEMODEL, C.A.M. Programa Espacial Brasileiro e a Inovação Tecnológica.
São José dos Campos: ITA, Trabalho de Graduação, 1996.
KIM, S.J. et al. Effects of Coiling Temperature on Microstructures and Mechanical
Properties of High-strength Hot-rolled Steel Plates Containing Cu, Cr and Ni. ISIJ
International, v. 49, nº 7, p. 692-698, 2000.
KIM, S.J. et al. Microstructure and Mechanical Properties of the 0.15%C TRIP-Aided
Steels Containing Cu, Ni and Cr. Int.Conf. on TRIP-Aided High Strength Ferrous
Alloys, ed. B.C. De Cooman, GRIPS, Ghent, p. 165-169, 2002.
KISHIDA, K. High strength steel sheets for light weight vehicle. Nippon Steel
Technical Report, nº 81, p. 12-16, 2000.
172
KUTSOV, A. et al. Formation of Bainite in Ductile Iron. Materials and Science
Engineering A, v. 273- 275, p. 2337-2348, 1999.
LePERA, F.S. Improved etching technique for the determination of percent martensite
in high-strength dual-phase steel. Metallography and International Journal, West
Virginia, USA, v. 12, nº 4, p. 263-268, 1979.
LePERA, F. Improved etching technique to emphasize martensite and bainite in high-
strength dual-phase steel. Journal of Metals, v. 32, p. 38-39, 1980.
LOPES, L.V. et al. Determinação do Ciclo de Tratamento Térmico de Estruturas
Leves em Aço 300M para Emprego Aeroespacial. Anais do 5º Congresso Brasileiro
de Engenharia e Ciência dos Materiais, Porto Alegre, CBECIMAT, 1982.
MATSUMURA, O; SAKUMA, Y.; TAKECHI, H. Enhancement of elongation by
retained austenite in intercritical annealed 0.4C-1.5Si-0.8Mn steels. Transactions
ISIJ, v. 27, nº 7, p. 570-579, 1987.
MIJOVILOVICH, A. et al. Mössbauer study of the retained austenitic phase in
multiphase steels. Materials Science and Engineering, A283, p. 65-69, 2000.
MEI, P.R.; SILVA, A.L.C. Aços e Ligas Especiais. 2 ed. revista e ampliada, Editora
Blücher, 646 p., 2006.
MUDRY, F.; LE BON, A.; BULTHÉ, R. Les aciers: Hier, aujourd’hui et demain.
La Révue de Métallurgie, n. 11, p. 957-969. Novembro de 2004.
OWEN, W.S. Can a simple treatment help to ssve Detroit? Metals Technology, p. 1-
13, jan. 1980.
173
PATEL, J.; COHEN, M. Criterion for the action of applied stress in the martensitic
transformation. Acta Metallurgica, v.1, p. 531-538, 1953.
PEREIRA, M.S. O efeito do revenimento da martensita sobre o comportamento
em fadiga de um aço bifásico. 1992. 135f. Dissertação (Mestrado em Engenharia
Mecânica)-Faculdade de Engenharia-Câmpus de Guaratinguetá, Universidade
Estadual Paulista, Guaratinguetá, 1992.
PEREIRA, M.S. Caracterização microestrutural e mecânica de um aço
multifásico, em consonância com o projeto ULSAB-AVC. 138f. Tese (Livre
Docência)-Faculdade de Engenharia-Campus de Guaratinguetá, Universidade Estadual
Paulista, Guaratinguetá, 2004.
PERLADE, A.; BOUAZIZ, O.; FURNÉMONT, Q. A physically based model for
TRIP-aided carbon steels behavior. Materials Science and Engineering A, v. 356, p.
145-152, 2003.
PHILIP, T.V. Ultrahigh-Strength Steels. Metals Handbook – ASM, vol. 1, Properties
and selection: Iron and Steels, 9 ed., 1978.
PICHLER, A.; STIASZNY, P. TRIP Steel with Reduced Silicon Content. Steel
Research, v. 70, p. 459-465, 1999.
PURDY, G.R.; HILLERT, M. On the Nature of the Bainite Transformations in Steels.
Acta Metallurgica, v. 32, p. 823-828, 1984.
REED-HILL, R.E.; ABBASCHIAN, R. Physicall Metallurgy Principles, 3 ed.,
Boston, PWS Pub. Co., 926 p., 1994.
174
ROS-YÁÑEZ, T.R.; HOUBAERT, Y.; MERTENS, A. Characterization of TRIP-
Assisted Multiphase Steel Surface Topography by Atomic Force Microscopy.
Materials Characterization, Oxford, v. 47, p. 93-104, 2001.
SACHDEV, A.K. Effect of Retained Austenite on the Yielding and Deformation
Behavior of a Dual – Phase Steel. Acta Metallurgica, v. 31, p. 2037-2045, 1983.
SAKUMA Y.; MATSUMURA, O.; TAKECHI, H. Mechanical properties and retained
austenite in intercritically heat-treated bainite-transformed steel and their variation
with Si and Mn additions. Metallurgical Transactions A, v. 22A, p. 489-498, 1991.
SANTOS, P.R.G. Estudo Do Processo De Transferência Da Tecnologia Do
Programa Espacial Brasileiro Para A Indústria: O Caso Do Segmento Veículo
Lançador De Satélites, 58 f. Monografia de MBA-Depto. de Economia,
Contabilidade, Administração e Secretariado-Universidade de Taubaté, Taubaté, 2001.
SANTOS, R. O Programa Nacional de Atividades Espaciais Frente aos Embargos
Tecnológicos. Parcerias Estratégicas, nº 7, p. 117-130, 1999.
SCHRÖDER, T. Cooking Steel for the Cars of Tomorrow. Max Planck Research, v.
4, p. 36-41, 2004.
SPEER, J.G. Aços Avançados De Alta Resistência Para Aplicações Automotivas.
Metalurgia & Materiais, v. 61, nº 553, p. 103-105, 2005
SPEER, J.G.; MATLOCK, D.K. Recent Developments in Low-Carbon Sheet Steels.
JOM, p. 19-24, 2002.
SUGIMOTO, K. et al. Retained Austenite Characteristics and Tensile Properties in a
TRIP Type Bainitic Sheet Steel. ISIJ International, v. 40, nº 9, p. 902-908, 2000.
175
SUGIMOTO, K. et al. Warm stretch – formability of TRIP – aided Dual Phase sheet
steels. ISIJ International, v. 35, nº 11, p. 1407-1414, 1995.
SUGIMOTO, K. et al. Effects of volume fraction and stability of TRIP – aided Dual –
Phase Steels. ISIJ International, v. 32, nº 12, p. 1311-1318, 1992.
SUMITRO, S. et al. Technical Paper, Tokyo, 140-0013, (internet), 2003.
TAMURA, I. Deformation-Induced Martensitic Transformation and Transformation-
Induced Plasticity Steels. Met. Sci., v. 16, p. 245-252, 1982.
TIMOKHINA, I. B.; HODGSON, P. D.; PERELOMA, E. V. Effect of microstructure
on the stability of retained austenite in transformation-induced-plasticity steels.
Metallurgical and Materials Transactions A, v. 35A, p. 2331-2341, 2004.
TIMOKHINA, I. B.; HODGSON, P. D.; PERELOMA, E. V. Effect of Alloying
Elements on the Microstructure-Property Relationship in Thermomechanically
Processed C-Mn-Si TRIP Steels. Int. Conf. on TRIP-Aided High Strength Ferrous
Alloys, ed B.C. De Cooman, GRIPS, Ghent, p. 153-158, 2002.
TOMITA, Y.; OKAWA, T. Effect of microstructure on mechanical properties of
isothermally bainite-transformed 300M steel. Materials Science and Engineering A,
v. A172, p. 145-151, 1993.
TOMITA, K.; OKITA, T.; NAKAOKA, K. Transactions ISIJ, v. 24, B363, 1984.
TRAINT, S. et al. Influence of Silicon, Phosphorus, and Copper on the Phase
Transformations of Low Alloyed TRIP-steels. Int. Conf. on TRIP-Aided High
Strength Ferrous Alloys, ed B.C. De Cooman, GRIPS, Ghent, p. 121-128, 2002
176
ULSAB-AVC OVERVIEW REPORT. 2002. Disponível em <http://www.ulsab-
avc.org/index.html>. Acesso em setembro de 2006.
VAN DER ZWAAG, S.; WANG, J. A Discussion on the Atomic Mechanism of the
Bainitic Reaction in TRIP Steels. Scripta Materialia, v. 47, p. 169-173, 2002.
YI, J.J. et al. Role of Retained Austenite on the Deformation of an Fe-0.07C-1.8Mn-
1.4Si Dual-Phase Steel. Metallurgical Transactions A, v. 14A, p. 1493-1499, 1983.
YOKOI, T. et al. Fatigue properties of high strength steels containing retained
austenite. JSAE Review, v. 17, p. 210-212, 1996.
YOUNGBLOOD, J.L.; RAGHAVAN, M. Correlaction of Microstructure with
Mechanical Properties of 300M Steel. Metallurgical Transactions A, v. 8A, p. 1439-
1448, 1977.
WANG, J; VAN DER ZWAAG, S. Stabilization mechanisms of retained austenite in
Transformation-Induced-Plasticity steel. Metallurgical and Materials Transactions
A, v. 32A, p. 1527-1539, 2001.
WIRTHL, E.; ANGERER, R.; HAUZENBERGER, K. Determination of the volume
amount of retained in small specimens by magnetic measurements. AISE, Pittsburgh,
PA, 2000.
ZACKAY, V.F. et al. The enhancement of ductility in high-strength steels,
Transactions of ASM, v. 60, p. 252-259, 1967.
ZHAO, L. et al. Magnetic and X-ray diffraction measurements for the determination of
retained austenite in TRIP steels. Materials Science & Engineering A, v. A313, p.
145-152, 2001.
177
APÊNDICE A
O programa computacional desenvolvido pelo software Agilent VEE Pro 6.2 é
responsável pela aquisição de dados da curva de histerese magnética obtida pelo
osciloscópio digital. Com estes dados é traçada a curva característica da histerese e são
determinados os seus parâmetros. O software Agilent VEE Pro 6.2 utiliza uma
linguagem gráfica de programação que facilita a aquisição e manipulação dos dados.
Neste Apêndice apresenta-se o programa utilizado neste trabalho.
178
179
180
181
182
183
184
185
APÊNDICE B
SOFTWARE IMAGE J
De acordo com a norma ASTM E1382, as imagens foram capturadas com a
coloração natural que os reagentes proporcionam. A resolução foi de 640 x 480 pixels.
Porém, para as amostras atacadas com o metabissulfito de sódio, por processamento
digital, foram obtidas imagens em tons de cinza para que fosse realizada uma análise
quantitativa na microestrutura.
Para cada tratamento térmico, foram preparadas amostras em que foram
capturadas no mínimo 20 campos (imagens). A esta pilha de imagens foi aplicada uma
rotina de processamento para o cálculo quantitativo da fase austenita retida
O Image J é um programa processador de imagens de domínio público escrito
em Java, inspirado no NIH Image para o Macintosh. Pode apresentar, editar,
analisar, processar, salvar e imprimir imagens em 8-bits, 16-bits e 32-bits, e ler muitos
formatos da imagem incluindo TIFF, GIF, JPEG, BMP, DICOM, FITS e RAW.
Suporta pilhas, i.e., uma série das imagens que compartilham uma única janela.
É multithreaded, isto é, executa várias tarefas em paralelo, de forma que
operações lentas tais como a leitura de um arquivo de imagem possam ser executadas
simultaneamente a outras operações.
Pode calcular valores de áreas e estatísticas em regiões de seleção de
pixels definidas pelo usuário, medir distâncias e ângulos, criar histogramas de
densidade e plotar perfis de linhas. Suporta funções padronizadas de
processamento de imagem, tais como manipulação de contraste, realce,
suavização, detecção de borda e filtro de mediana.
Faz transformações geométricas tais como escalonamento, rotação e
inversão. A imagem pode ser ampliada até 32:1 e reduzida até 1:32. Todas as
análises e funções de processamento estão disponíveis para qualquer fator de
ampliação. O programa suporta qualquer número de janelas (windows)
simultaneamente, sendo limitado somente pela quantidade de memória disponível.
A calibração espacial está disponível para fornecer medidas dimensionais no mundo
186
real em unidades como milímetros. A escala de calibração de densidade ou cinza
também está disponível.
O Image J foi projetado com uma arquitetura aberta que fornece a
ampliação através de plugins em Java. Plugins para aquisição, análise e
processamento de acordo com as necessidades podem ser desenvolvidos
utilizando-se o editor e o compilador Java embutidos no Image J. Os plugins
escritos pelos usuários possibilitam solucionar quase todos os problemas de
processamento ou de análise de imagem. O Image J está sendo desenvolvido
utilizando-se o seu editor e seu compilador Java, assim como a IDE da
Metrowerks CodeWarrior. O código fonte está disponível livremente. O autor, Wayne
Rasband ([email protected]ov), trabalha no Research Services Branch, National
Institute of Mental Health, Bethesda, Maryland, USA.
A Figura 83 apresenta a barra de menu do software Image J.
Figura 83 – Barra de menu do Image J
A seguir, apresentam-se as etapas partindo dessa barra de menu para análises
das amostras com a técnica de metabissulfito de sódio:
1. File
2. Import
3. Image Sequence
4. Process
5. Enhance contrast
6. Image
7. Duplicate
187
8. Image
9. Type
10. 8 Bits
11. Adjust
12. Threshold]
13. Analyze
14. Set Measurement
15. Analyze Particle
Por meio dessas etapas obtêm-se os resultados para cada amostra com o software
Image J.
188
ANEXO 1
RELATÓRIO DE ANÁLISE QUÍMICA
189
190
191
192
ANEXO 2
PRÊMIOS OBTIDOS POR ESSE TRABALHO
193
Livros Grátis
( http://www.livrosgratis.com.br )
Milhares de Livros para Download:
Baixar livros de Administração
Baixar livros de Agronomia
Baixar livros de Arquitetura
Baixar livros de Artes
Baixar livros de Astronomia
Baixar livros de Biologia Geral
Baixar livros de Ciência da Computação
Baixar livros de Ciência da Informação
Baixar livros de Ciência Política
Baixar livros de Ciências da Saúde
Baixar livros de Comunicação
Baixar livros do Conselho Nacional de Educação - CNE
Baixar livros de Defesa civil
Baixar livros de Direito
Baixar livros de Direitos humanos
Baixar livros de Economia
Baixar livros de Economia Doméstica
Baixar livros de Educação
Baixar livros de Educação - Trânsito
Baixar livros de Educação Física
Baixar livros de Engenharia Aeroespacial
Baixar livros de Farmácia
Baixar livros de Filosofia
Baixar livros de Física
Baixar livros de Geociências
Baixar livros de Geografia
Baixar livros de História
Baixar livros de Línguas
Baixar livros de Literatura
Baixar livros de Literatura de Cordel
Baixar livros de Literatura Infantil
Baixar livros de Matemática
Baixar livros de Medicina
Baixar livros de Medicina Veterinária
Baixar livros de Meio Ambiente
Baixar livros de Meteorologia
Baixar Monografias e TCC
Baixar livros Multidisciplinar
Baixar livros de Música
Baixar livros de Psicologia
Baixar livros de Química
Baixar livros de Saúde Coletiva
Baixar livros de Serviço Social
Baixar livros de Sociologia
Baixar livros de Teologia
Baixar livros de Trabalho
Baixar livros de Turismo
