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REDEMATREDE TEMÁTICA EM ENGENHARIA DE MATERIAIS
UFOP – CETEC – UEMG
Dissertação de Mestrado
“EFEITO DO NB NA CINÉTICA DE
REVENIMENTO DE AÇOS DE BAIXO
CARBONO”
Autora: Tahiana Francisca da Conceição Hermenegildo
Orientador: Prof. Dr. André Barros Cota
Ouro Preto, março de 2006
DISSERTAÇÃO DE MESTRADO
Efeito do Nb na Cinética de Revenimento de Aços de Baixo
Carbono
Aluna: Tahiana Francisca da Conceição Hermenegildo
Orientador: Prof. Dr André Barros Cota
Dissertação de Mestrado apresentada ao Programa
de Pós-Graduação em Engenharia de Materiais da
REDEMAT, como parte integrante dos requisitos
para a obtenção do título de Mestre em Engenharia
de Materiais.
Março de 2006
i
SUMÁRIO Lista de Figuras
iii
Lista de Tabelas
vi
Resumo
vii
Abstract viii
Capítulo 1. INTRODUÇÃO
1
Capítulo 2. OBJETIVOS
4
CAPÍTULO 3. RELEVÂNCIA / JUSTIFICATIVA
5
CAPÍTULO 4. REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
6
4.1. Formação da Austenita
6
4.1.1 Crescimento de Grão Austenítico
9
4.1.2. Efeito dos elementos de liga na formação da austenita e na sua transformação
11
4.2 Tratamentos térmicos de aços
13
4.2.1 Tratamento térmico de têmpera
14
4.2.1.1 Efeito dos elementos de liga na faixa de temperaturas de formação da martensita
16
4.2.2 Mudanças estruturais no revenimento
16
4.2.2.1 Efeito dos elementos de liga no revenimento
18
4.3. Propriedades físicas e solubilidade dos precipitados de NbC na ferrita
20
4.3.1. Nucleação dos precipitados de NbC na ferrita
20
4.3.2. Solubilidade de NbC na ferrita
22
4.4. Cinética de revenimento
27
CAPÍTULO 5. PROCEDIMENTO EXPERIMENTAL
33
5.1. Materiais
33
5.2. Tratamentos Térmicos
34
5.3. Análise Metalográfica
35
5.4. Propriedades Mecânicas 36
ii
5.5. Avaliação da solubilidade dos precipitados Nb (C, N)
36
CAPÍTULO 6. RESULTADOS E DISCUSSÃO
38
6.1.Tamanho de grão austenítico
38
6.2. Amostras revenidas
43
6.3. Dureza Vickers
47
6.3.1. Microdureza
54
6.4. Cinética de Revenimento
61
CAPÍTULO 7. CONCLUSÕES
69
CAPÍTULO 8. SUGESTÔES PARA TRABALHOS FUTUROS
71
REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS
72
iii
LISTA DE FIGURAS
Figura. 4.1. Desenho esquemático de um diagrama TTT reverso para um aço eutetóide..... 8
Figura. 4.2. Sítios preferenciais de formação da austenita.................................................... 8
Figura. 4.3. Diagrama de transformação no aquecimento contínuo (TAC) do aço em
estudo, a partir de uma microestrutura inicial constituída de ferrita proeutetóide + perlita,
onde � é a ferrita proeutetóide, P é a perlita e � é a austenita (Oliveira, 2005).....................
10
Figura. 4.4. Tamanho de grão austenítico como uma função da temperatura de
austenitização, para aços com grãos austeníticos finos e grosseiros (Krauss, 1990).............
12
Figura. 4.5. Diagramas TTT (tempo-temperatura-transformação) de um aço 1050.............. 15
Figura 4.6. Estrutura cristalina do NbC (DeArdo et al., 1984).............................................. 21
Figura. 4.7. Diagrama de fases binário Fe-Fe3C (Perrard, 2004)......................................... 23
Figura. 4.8. Diagrama de fases binário Nb-C (Perrard, 2004)............................................... 24
Figura. 4.9. Diagrama de fases binário Fe-Nb (Perrard, 2004)............................................. 25
Figura. 4.10. Corte isotérmico a 800oC do diagrama ternário Fe-Nb-C, na região rica em
Fe (Perrard,2004)...................................................................................................................
25
Figura. 4.11. Limite de solubilidade para as temperaturas 500 e 600oC, calculados de
%C=f(%Nb), usando a equação (4.4)....................................................................................
26
Figura. 4.12. Evolução da dureza durante o revenimento para temperaturas diferentes
variando entre 100ºC a 700ºC. HV0, 2 – dureza Vickers com carga de 0,2kg(Zhang,2004)..
29
Figura. 4.13. Influência da temperatura de revenimento sobre os valores da dureza
(Zhang, 2004)........................................................................................................................
30
Figura. 4.14. Evolução da razão de revenimento com o tempo e a temperatura de
revenimento (Zhang, 2004)...................................................................................................
30
Figura. 4.15. Evolução da razão de revenimento com o tempo para várias temperaturas
entre 300ºC a 600ºC: resultados experimentais e obtidos a partir da lei da cinética
(Zhang,2004).........................................................................................................................
32
Figura. 5.1. Fotomicrografias da amostra do aço I-Nb na condição como recebido da
indústria, a) fotomicrografia ótica; b) fotomicrografia eletrônica de varredura. Ataque:
nital2%...................................................................................................................................
33
Figura. 5.2. Esquema da montagem experimental no forno tubular com retorta de quartzo. 34
iv
Figura. 6.1. Fotomicrografias do aço I-Nb temperado a partir da temperatura de
austenitização de 1100oC. a) e b) MEV; ataque nital 2%. b) MO; ataque nital 2%. d) MO,
contornos de grão austenítico; ataque com solução saturada de ácido pícrico......................
39
Figura. 6.2. Fotomicrografias revelando os contornos de grão austenítico, para as
temperaturas de austenitização do aço I: a) 950, b) 1000, c) 1050 d) 1075oC. Ataque com
solução saturada de ácido pícrico..........................................................................................
40
Figura. 6.3. Tamanho de grão austenítico em função da temperatura de austenitização....... 41
Figura. 6.4. Fotomicrografias em a) e b) MEV e c) MO do aço I temperado a partir da
temperatura de austenitização de 1075ºC. Ataque nital 2%..................................................
42
Figura. 6.5. Fotomicrografia em MEV, aço I-Nb, das amostras revenidas à temperatura de
500ºC pelo intervalo de tempo de permanência de a) 300, b) 900, c) 1800, d) 3600s, e
600ºC pelo intervalo de tempo de permanência de e) 300, f) 900, g) 1800, h) 3600s...........
43
Figura. 6.6. Fotomicrografia em MEV, aço I, das amostras revenidas à temperatura de
500ºC pelo intervalo de tempo de permanência de a) 300, b) 900, c) 1800, d) 3600s, e
600ºC pelo intervalo de tempo de permanência de e) 300, f) 900, g) 1800, h) 3600s...........
45
Figura. 6.7. Dureza Vickers (HV) (carga de 20kgf) das amostras revenidas em função do
tempo de revenimento, nas temperaturas de revenimento, para o aço I (semNb).................
48
Figura. 6.8. Dureza Vickers (HV) (carga de 20kgf) das amostras revenidas em função do
tempo de revenimento, nas temperaturas de revenimento, para o aço I-Nb..........................
49
Figura. 6.9. Dureza Vickers das amostras revenidas do aço I (sem Nb) como uma função
do parâmetro de revenimento................................................................................................
52
Figura. 6.10. Dureza Vickers das amostras revenidas do aço I-Nb (com Nb) como uma
função do parâmetro de revenimento....................................................................................
52
Figura. 6.11 Influência da temperatura de revenimento na evolução da dureza vickers
(HV) do aço I.........................................................................................................................
53
Figura. 6.12 Influência da temperatura de revenimento na evolução da dureza vickers
(HV) do aço I-Nb...................................................................................................................
54
Figura. 6.13. Microdureza Vickers (HV) (carga de 25gf) das amostras revenidas em
função do tempo de revenimento, nas temperaturas de revenimento, para o aço I...............
55
Figura. 6.14. Microdureza Vickers (HV) (carga de 25gf) das amostras revenidas em
função do tempo de revenimento, nas temperaturas de revenimento, para o aço I-Nb.........
56
Figura. 6.15. Distribuição da microdureza para temperatura de 500ºC e intervalos de
tempo de 300, 900, 1800 e 3600s, para o aço I-Nb e I..........................................................
57
v
Figura. 6.16. Distribuição da microdureza para temperatura de 600ºC e intervalos de
tempo de 300, 900, 1800 e 3600s, para o aço I-Nb e I.........................................................
59
Figura. 6.17. Razão de revenimento em função do tempo de revenimento para os aços I... 62
Figura. 6.18. Razão de revenimento em função do tempo de revenimento para os aços
I-Nb.......................................................................................................................................
63
Figura. 6.19. Razão de revenimento para o aço I, valores experimentais e calculados com
a lei de cinética de revenimento, com uma função do tempo de revenimento.....................
65
Figura. 6.20. Razão de revenimento para o aço I-Nb, valores experimentais e calculados
com a lei de cinética de revenimento, com uma função do tempo de revenimento.............
66
Figura. 6.21. Diagrama de fases temperatura como uma função da % em peso de C para
duas isopléticas de Nb: 0,02% (linha contínua) e 0,1% (linha tracejada).(Huang, 1990)....
68
vi
LISTAS DE TABELAS
Tabela 4.1. Valores de coeficiente de partição para alguns elementos de liga..................... 19
Tabela 5.1. Composição química do aço (% em peso)......................................................... 33
Tabela 6.1. Quantidade de Nb em solução na austenita em função da temperatura de
austenitização (Honeycombe, 1995).....................................................................................
38
Tabela 6.2. Valores da microdureza (MicroHV) e dureza Vickers (HV) das amostras
temperadas e recozidas.........................................................................................................
47
Tabela 6.3. Valores da dureza (HV) e microdureza Vickers (MicroHV) das amostras
Revenidas..............................................................................................................................
47
Tabela 6.4. Parâmetros da cinética de revenimento obtidos para os aços I-Nb e I.............. 64
Tabela 6.5. Coeficientes de difusão Fe, Nb e C na ferrita.................................................... 66
vii
RESUMO
Os efeitos da temperatura e do tempo sobre a cinética de revenimento foram estudados,
utilizando chapas de um aço baixo carbono e microligado, contendo Nb (0,031%), e de outro
com composição química similar, porém, sem Nb. A lei de cinética de revenimento foi
estudada pela equação de Johnson, Mehl e Avrami, a partir da variação da dureza Vickers das
amostras revenidas com a temperatura e com o tempo de revenimento para os dois aços. Estas
chapas foram submetidas a uma rotina de processamento de austenitização e têmpera, seguido
de revenimento a diferentes temperaturas (300, 400, 500 e 600oC) e diferentes intervalos de
tempo (300, 900, 1800 e 3600s). As características microestruturais das amostras temperadas
e revenidas foram avaliadas através de microscopia ótica e eletrônica de varredura. A
microestrutura das amostras temperadas dos aços com e sem Nb é constituída essencialmente
de martensita e bainita com morfologia acicular (ferrita bainítica), com durezas Vickers (carga
de 20kgf) de 445 e 469, respectivamente. Para o aço sem Nb verificou-se que a dureza
praticamente não variou com o tempo de revenimento para a temperatura de revenimento de
600oC e que a dureza tende a saturar para altos tempos de revenimento, para as diferentes
temperaturas de revenimento utilizadas. Para o aço com Nb, observou-se uma maior
resistência ao revenimento para as temperaturas de revenimento de 500 e 600oC, associada à
precipitação de partículas de carbonetos de Nb muito finos e disperso na ferrita. A energia de
ativação para o aço sem Nb é de 130kJ/mol e pode-se inferir que o mecanismo que limita a
cinética de revenimento do aço sem Nb é a difusão intersticial do carbono na ferrita. Para o
aço com Nb a energia de ativação é de 180kJ/mol e pode-se inferir que o mecanismo que
limita a cinética de revenimento é a difusão do Nb na ferrita.
viii
Abstract
The effect of temperature and time on the tempering kinetics was studied by using a low
carbon steel microalloyed with Nb (0,031) and another with a similar chemical composition,
however without Nb. The kinetics law of tempering was studied by the Jonhson-Mehl-Avrami
equation, following the Vickers hardness variation with temperature and time, for both steels.
The samples were submitted the austenitization and quench process, followed by tempering at
different temperatures (300, 400, 500, 600ºC) and different times (300, 900, 1800, 3600s).
The microstructural characteristics of the quenched and tempered samples were evaluated
through light microscopy and electron scanning microscopy. The microstructure of the
quenched steel samples with and without Nb is composed essentially at martensite and bainite
with acicular morphology (bainitic ferrite), with Vickers hardness (load 20kgf) of 445 and
469, respectively. The hardness of the steel without Nb did not change with the tempering
time at 600ºC and tends to saturate at high tempering times, for the different tempering
temperatures used. For the tempering temperatures of 500 and 600ºC, the steel with Nb has a
greater tempering resistance and this effect is associated to the precipitation very fine NbC
particles dispersed in ferrite matrix. The activation energy of the steel without Nb is
130kJ/mol and the mechanism that controls the tempering kinetics of this steel is the
interstitial diffusion of carbon in the ferrite. In the steel with Nb the activation energy is
180kJ/mol and the mechanism that controls the tempering kinetics is the Nb diffusion in the
ferrite.
1
CAPÍTULO 1. INTRODUÇÃO
Na última década, o aumento na demanda de aços com alta resistência mecânica, elevada
tenacidade à baixa temperatura e boas características de soldabilidade, levaram a um maior
desenvolvimento dos aços microligados (aços de alta resistência e baixa liga: aços ARBL).
Estes aços são utilizados na indústria automobilística na fabricação de chapas para a
construção naval, vasos de pressão e de tubos de grande diâmetro para o transporte de gás e
óleo em regiões de temperatura sub-zero. A microestrutura e as propriedades mecânicas
destes aços resultam de uma combinação adequada de composição química, de tratamento
termomecânico e, em alguns casos, de um posterior tratamento térmico. As chapas de aços
temperados e revenidos apresentam uma alta resistência e uma boa tenacidade e são
largamente usadas para a fabricação de peças estruturais de máquinas (Weiss, 1993; Mintz,
1997).
Os aços de médio carbono e baixa liga são tradicionalmente usados em estruturas que
demandam alta resistência e tenacidade. Embora o carbono seja o principal elemento usado
para aumentar a resistência destes aços, sabe-se que o mesmo reduz a soldabilidade e a
tenacidade quando acima de uma certa quantidade. Uma alternativa é utilizar aços com
menores conteúdos de carbono e microligados. O Nb, usado como microligante, se
solubilizado na austenitização, irá precipitar durante o revenimento, melhorando as
propriedades mecânicas sem afetar a soldabilidade (Rees, 1995).
Tanto no processo de têmpera direta quanto no processo de reaustenitização e têmpera, a
composição química e a temperatura de austenitização são os fatores mais importantes que
influenciam a microestrutura das chapas de aço como temperada e as propriedades mecânicas
subseqüentes obtidas após o revenimento. Estes fatores estão inter-relacionados com o
tamanho de grão austenítico e com o estado dos elementos de liga na reaustenitização
(dissolvidos ou na forma de precipitados). Portanto, as propriedades mecânicas das chapas
temperadas e revenidas são uma função do tamanho de grão austenítico e da cinética de
revenimento (Mintz, 1997).
Quando chapas de aços processados termomecanicamente são resfriadas ao ar (microestrutura
típica contendo ferrita, perlita e/ou bainita) e se deseja produzir microestruturas martensíticas,
2
faz-se necessário submetê-las ao tratamento térmico de têmpera. Após quase todos os
tratamentos térmicos de têmpera realiza-se o tratamento térmico de revenimento e,
dependendo da temperatura e do tempo de revenimento, a dureza de um aço temperado e
revenimento pode variar desde o valor máximo da martensita até o valor mínimo associado
com a estrutura de carbonetos coalescidos (Krauss, 1990).
A martensita do aço, resultante da transformação atérmica ou adifusional da austenita, é uma
solução supersaturada de carbono em ferro alfa e tem exatamente a mesma composição
química da matriz austenítica. A dureza da martensita varia pouco com a presença de
elementos de liga no aço, que são adicionados apenas com a finalidade de retardar o início da
transformação difusional da austenita (austenita→ferrita + perlita), deslocando as curvas de
transformação para tempos mais longos. A principal causa da alta resistência mecânica
(dureza) da martensita é a distorção do retículo do Fe, causada pelos átomos de carbono
aprisionados nos sítios intersticiais octaédricos no retículo tetragonal de corpo centrado
(endurecimento por solução sólida), que faz com que o movimento das discordâncias seja
muito difícil. Também contribui para a alta resistência da martensita a sua subestrutura,
relacionada com a alta densidade de discordâncias. Assim, a estrutura martensítica é dura,
mas também frágil e sua estrutura é altamente instável. Um tratamento térmico de
revenimento se faz necessário para reduzir a fragilidade da martensita, ou seja, aumentar a
tenacidade de aços com microestrutura martensítica. As mudanças microestruturais
responsáveis pelas mudanças nas propriedades no revenimento são ativadas termicamente e,
portanto, dependem tanto da temperatura quanto do tempo (Krauss, 1990).
Estudos recentes têm comparado, através da influência dos elementos de liga V, B e Ti e de
parâmetros de processo, as propriedades mecânicas e as estruturas de chapas de aços
revenidos, obtidas por laminação a quente e têmpera direta e reaustenitização e têmpera.
Outros trabalhos têm descrito o efeito da precipitação do Cu e de partículas de Nb (C, N) na
matriz dos aços HSLA classe 100 durante o processo de revenimento sobre as propriedades
mecânicas como função da temperatura (Dhua, 2001).
Com relação ao elemento de liga Nb, existem poucos relatos de sua influência nas
propriedades mecânicas de chapas de aços revenidos (Cota, 2003). Portanto, faz-se necessário
um estudo da influência do Nb sobre as propriedades mecânicas e as estruturas de chapas de
3
aços revenidos. Este estudo justifica-se tanto pelo aspecto tecnológico de sua aplicação,
quanto pelo aspecto acadêmico, que vem completar as pesquisas em desenvolvimento sobre a
influencia dos elementos de liga e dos parâmetros de processo sobre as propriedades e
estruturas de aços temperados e revenidos.
4
CAPÍTULO 2. OBJETIVOS
Este trabalho tem como objetivos:
• Analisar os efeitos da temperatura e do tempo sobre a microestrutura e propriedades
mecânicas de chapas revenidas de um aço microligado, contendo Nb (0,031%), e de
outro com composição similar sem Nb.
• Estudar cinética de revenimento através da variação da dureza Vickers das amostras
revenidas com a temperatura e com o tempo de revenimento para os dois aços
• Procurar correlacionar a cinética com a quantidade de Nb em solução antes da têmpera
e com as energias de ativação em um comportamento do tipo Arrhenius.
5
CAPÍTULO 3. RELEVÂNCIA / JUSTIFICATIVA
Recentes estudos têm comparado, através da influência dos elementos de liga V, B e Ti e de
parâmetros de processo, as propriedades mecânicas e as estruturas de chapas de aços
revenidos, obtidas por laminação a quente e têmpera direta e reaustenitização e têmpera. Com
relação ao elemento de liga Nb, existem poucos relatos na literatura da sua influência, o que
justifica o estudo da influência do Nb sobre a cinética de revenimento. Este estudo justifica-se
tanto pelo aspecto tecnológico de sua aplicação, quanto pelo aspecto acadêmico, que vem
completar as pesquisas em desenvolvimento sobre a influência dos elementos de liga e dos
parâmetros de processo sobre as propriedades e estruturas de aços temperados e revenidos.
Tecnologicamente, é de grande interesse a caracterização microestrutural de aços temperados
e revenidos microligados com Nb, pois as chapas destes aços apresentam uma alta resistência
e uma boa tenacidade e são largamente usadas para a fabricação de peças estruturais de
máquinas. Além disso, o Brasil é o maior produtor mundial de Nb e tem uma das maiores
reservas de minério de Nb do mundo.
6
CAPÍTULO 4. REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
4.1. Formação da Austenita
A formação da austenita ocorre na maioria dos tratamentos térmicos dos aços. O fenômeno de
austenitização tem sido estudado por alguns pesquisadores, que procuram desenvolver
modelos para explicar a cinética de austenitização no aquecimento isotérmico e não
isotérmico. A maneira pela qual a austenita se forma em um dado aço depende fortemente da
microestrutura (s) (perlítica, martensítica, ferrítica, ferrita + perlita), presente antes do
tratamento térmico de reaustenitização (Krauss, 1990).
A transformação denominada de reaustenitização é de grande importância nos
processamentos termomecânicos dos aços, pois estes normalmente são aquecidos à
temperatura correspondente ao campo austenítico, ou seja, durante os processos de têmpera,
recozimento, normalização, laminação controlada, laminação a quente ou soldagem, o campo
austenítico normalmente pode ser atingido. A condição inicial da austenita influencia o
desenvolvimento da microestrutura final e, conseqüentemente, as propriedades mecânicas
finais do aço. Assim, o comportamento e as propriedades mecânicas dos aços dependem não
somente da natureza da decomposição da austenita no resfriamento contínuo (a fase final do
aço), mas também da cinética de reaustenitização, ou seja, se a fase austenítica é homogênea
ou heterogênea, de seu tamanho de grão, da taxa de aquecimento, presença de inclusões não
metálicas, distribuição das fases, etc. (Brooks, 1992; Caballero, 2001).
O processo de formação da austenita nos aços pode ser acompanhado por transformação
isotérmica de uma dada microestrutura inicial em austenita em função do tempo, para uma
série de temperaturas na região intercrítica (ferrita + austenita) em dado aço. A partir deste
procedimento são construídos os diagramas tempo-temperatura-transformação (TTT) para a
formação da austenita (Brooks, 1992).
Nas transformações de fase no estado sólido a maioria das reações não ocorre de forma
instantânea devido a obstáculos que tornam a reação dependente do tempo, ex. (estrutura
cristalina diferente e ou formação de uma nova fase) e são processos que normalmente
ocorrem por nucleação e crescimento da nova fase (Krauss, 1990; Karmazin, 1994).
7
A primeira etapa na transformação de fase é a nucleação da nova fase, onde são formados os
núcleos, preferencialmente em imperfeições, como contornos de grãos e heterogeneidades
intragranulares. O primeiro núcleo formado requer um tempo maior de incubação. O estágio
seguinte é o crescimento destes núcleos (Krauss, 1990).
As curvas de início e fim de formação da austenita não apresentam a forma em “C”, como
ocorre, por exemplo, para a formação da perlita a partir da austenita. Esta forma em “C” é
devido à dependência das taxas de nucleação e crescimento da perlita com a temperatura. À
medida que a temperatura decresce, as taxas de nucleação e crescimento aumentam, pois
aumenta a diferença de energia livre entre a perlita e a austenita, aumentando assim a força
motriz termodinâmica para a transformação. Entretanto, a temperaturas suficientemente
baixas, este acréscimo na força motriz termodinâmica é compensado pelo decréscimo da
mobilidade atômica. Sendo assim, as taxas de nucleação e crescimento passam por um valor
máximo a uma temperatura intermediária (Brooks, 1992).
Na formação da austenita, à medida que a temperatura aumenta, aumenta a força motriz
termodinâmica para a transformação, aumentando a taxa de formação da austenita. Mas o
aumento da temperatura também provoca o aumento da mobilidade atômica e,
conseqüentemente, as taxas de nucleação e crescimento aumentam continuamente com a
temperatura (Brooks, 1992). O diagrama TTT para a reaustenitização tem a forma de um
“meio C”. Então, o intervalo de tempo necessário para a formação da austenita decresce
monotonicamente com o aumento da temperatura (Akbay, 1994). A figura 4.1 mostra
esquematicamente um diagrama TTT reverso para a formação da austenita a partir de um aço
com composição próxima a eutetóide, ou seja, a partir de uma estrutura inicial perlítica.
A transformação de fase é principalmente controlada pelo tempo e temperatura, sendo a
temperatura mais importante no controle da cinética de reações no estado sólido já que
influencia a velocidade de difusão (Krauss, 1990; Kaldor, 1995).
Na figura 4.2 são mostrados, de forma esquemática, os sítios preferenciais de nucleação da
austenita, para 3 (três) microestruturas diferentes.
Na microestrutura constituída de ferrita, a nucleação da austenita ocorre preferencialmente no
contorno de grão da ferrita. Na microestrutura esferoidizada a austenita inicia sua formação na
8
interseção entre os contornos de grãos de ferrita e as partículas de cementita. A nucleação da
austenita na microestrutura perlítica tem início nas interfaces das lamelas da ferrita e da
cementita. A perlita forma uma austenita contendo 0,8%C a partir da ferrita (0,02%) e da
cementita (6,67%) (Krauss, 1990).
Figura. 4.1. Desenho esquemático de um diagrama TTT reverso para um aço eutetóide
(Akbay. 1994).
Ferrita Esferoidita Perlita
Figura. 4.2. Sítios preferenciais de formação da austenita.
727ºC
t (s)
Final de formação da austenita
Início de formação da austenita
T (ºC)
Carboneto Austenita
9
A formação da austenita a partir de uma estrutura martensítica de um aço carbono se dá
segundo a formação de duas morfologias: uma estrutura equiaxial que tende a se formar nos
contornos de grãos austeníticos prévios e outra acicular (ripas e agulhas), cuja nucleação se dá
entre as ripas de martensita (Krauss, 1990; Kudryakov, 1998).
A formação da austenita no aquecimento contínuo pode ser acompanhada através dos
chamados diagramas TAC (Transformação no Aquecimento Contínuo). Esses diagramas são
gráficos semilogarítmicos tempo-temperatura-transformação, que mostram a variação das
temperaturas críticas de transformação em função da taxa de aquecimento do aço (García de
Andrés, 2002; Oliveira, 2005).
A figura 4.3 mostra um diagrama TAC para um aço baixo carbono, microligado com Nb
(Oliveira, 2005), com a composição (% em peso): 0,15C; 1,42Mn; 0,37Si; 0,052Al; 0,023P;
0,009S; 0,031Nb; 0,0042.N.
4.1.1. Crescimento de Grão Austenítico
A austenita se forma por um processo de nucleação e crescimento. Os grãos austeníticos
nucleiam em diversos sítios preferenciais e crescem. A partir de um determinado momento,
quando todos os grãos austeníticos se encontram, a microestrutura inicial é completamente
transformada em austenita. Neste momento, a austenita possui um tamanho de grão
austenítico inicial (Brooks, 1992).
No processo de reaustenitização, a formação da austenita e o seu tamanho de grão são
aspectos vitais de muitos tratamentos térmicos, como a têmpera e revenimento. Os fatores que
afetam o tamanho de grão austenítico são o tempo de austenitização, a temperatura de
austenitização e presença de elementos de liga como Al, Nb, V, Ti, que são fortes formadores
de carbonetos e nitretos.
10
10 100 1000 10000500
600
700
800
900
1000
16 13 10 5 1 0,1txa(ºC/s):
γ
α + γ
α + P + γ
α + P
Ac3
Afi
Ac1
T (
ºC)
t (s)
Figura. 4.3. Diagrama de transformação no aquecimento contínuo (TAC) do aço em estudo, a
partir de uma microestrutura inicial constituída de ferrita proeutetóide + perlita, onde � é a
ferrita proeutetóide, P é a perlita e � é a austenita (Oliveira, 2005).
11
À medida que o material é mantido, por um certo intervalo de tempo, a temperaturas
suficientemente altas, os grãos começam a crescer, sendo que os grãos maiores crescem às
custas dos menores, através do movimento dos contornos de grãos. A força motriz para esse
crescimento de grão é a redução da área de contorno de grão por unidade de volume no
material.
Quando um contorno de grão em movimento encontra uma partícula de segunda fase, seu
movimento é bloqueado. O local na região de contato com a partícula tem o contorno entre
dois grãos substituído por uma interface entre a partícula e a matriz austenítica. Então, a
energia do sistema é alterada, tornando-se maior com o movimento do contorno de grão.
Conseqüentemente, na região de contato com a partícula, o contorno de grão resiste ao
movimento (Brooks, 1992).
4.1.2. Efeito dos elementos de liga na formação da austenita e na sua transformação
À medida que elementos de liga são adicionados, o domínio da austenita pode se expandir ou
contrair, facilitando ou dificultando a formação da austenita, modificando a posição relativa
dos contornos nos diagramas de fases de equilíbrio, alterando as linhas Acm e Ac3, podendo ser
necessário maior ou menor quantidade de calor para formação da austenita (Honeycombe,
1995).
Os aços podem apresentar grãos austeníticos grosseiros ou finos. Aços que possuem uma
microestrutura austenítica refinada são geralmente ligados com elementos que têm uma forte
tendência a formar finos carbonetos e nitretos, tais como Ti, V e Nb. Esses elementos
combinam com o carbono e o nitrogênio presentes nos aços e formam precipitados finamente
dispersos, que não se dissolvem às temperaturas normais de reaquecimento, inibindo o
crescimento dos grãos austeníticos durante o reaquecimento e favorecendo a obtenção de
grãos austeníticos bem finos. Aços desoxidados com alumínio também apresentam finos
precipitados de nitretos de alumínio, que inibem o crescimento de grão austenítico (Krauss,
1990). Os efeitos das adições de nióbio e Ti sobre as propriedades mecânicas são similares,
aumentando a resistência mecânica e a tenacidade à baixa temperatura (Manohar et al 1996;
Abe et al 1985; Rees et al 1994).
12
A figura 4.4 mostra o tamanho de grão austenítico como uma função da temperatura de
austenitização para vários tipos de aços. Em temperaturas acima da temperatura de
crescimento anormal de grão, as partículas de segunda fase coalescem e aumentam de
tamanho, perdendo a capacidade de inibir o crescimento de grão austenítico. Em temperaturas
mais elevadas, os precipitados são dissolvidos, o que provoca um rápido crescimento de grão,
produzindo tamanho de grão anormal (Krauss, 1990).
Grãos finos
Grãos grosseiros
Temperatura de crescimento anormal
de grão
Tam
anho
de
grão
aus
tení
tico
(n°
AST
M)
Temperatura de austenitização (ºF)
Grãos finos
Grãos grosseiros
Temperatura de crescimento anormal
de grão
Tam
anho
de
grão
aus
tení
tico
(n°
AST
M)
Temperatura de austenitização (ºF)
Figura. 4.4. Tamanho de grão austenítico como uma função da temperatura de austenitização,
para aços com grãos austeníticos finos e grosseiros (Krauss, 1990).
Nos aços-carbono planos, o tamanho de grão austenítico final depende da taxa de
aquecimento através da região bifásica (entre Ac1 e Ac3) e da temperatura de austenitização,
por meio de uma competição entre a taxa de nucleação e a taxa de crescimento de grão,
13
durante o aquecimento e posterior tempo de encharque. Nos aços microligados contendo Ti, V
e Nb, a temperatura abaixo da qual o crescimento anormal de grão é inibido pela presença de
finos precipitados, é chamada de “temperatura de crescimento anormal de grão”, e depende da
taxa de aquecimento, sendo menor para taxas de aquecimento maiores. A taxa de aquecimento
sob a qual o crescimento anormal de grão é observado, é chamada de “taxa de aquecimento
crítica”, e seu valor diminui com o aumento da temperatura de austenitização (Danon, 2003).
É importante determinar se a austenitização foi completa ou não, se a austenita é homogênea
ou heterogênea, pois na transformação da austenita heterogênea em outras fases no
resfriamento contínuo, os carbonetos residuais não dissolvidos ou áreas ricas em carbono na
austenita, afetam a temperabilidade do aço, resultando em uma microestrutura multifásica.
4.2. Tratamentos térmicos dos aços A resistência dos aços resulta de vários fenômenos que, em regra, contribuem coletivamente
para as propriedades mecânicas observáveis. Os tratamentos térmicos dos aços têm por
objetivo de gerar microestruturas diferentes, de modo a conseguir o balanço pretendido de
propriedades mecânicas. Felizmente, a transformação da austenita em ferrita permite obter
grandes variações de microestrutura, pelo que, mesmo nos aços carbonos, se pode cobrir uma
larga gama de propriedades mecânicas. O recurso a elementos de liga metálicos, os quais
além de tudo o mais influencia a transformação, torna possível um controle ainda maior da
microestrutura, com os conseqüentes benefícios nas propriedades mecânicas (Honeycombe,
1995).
Quando chapas de aços processados termomecanicamente são resfriadas ao ar (microestrutura
típica contendo ferrita, perlita e/ou bainita) e se deseja produzir microestruturas martensíticas,
faz-se necessário submetê-las ao tratamento térmico de reaustenitização e têmpera. Após
quase todos os tratamentos térmicos de têmpera realiza-se o tratamento térmico de
revenimento e, dependendo da temperatura e tempo de revenimento, a dureza de um aço
temperado e revenido pode variar desde o valor máximo da martensita até o valor mínimo
associado com a estrutura de carbonetos coalescidos (Krauss, 1990).
14
4.2.1. Tratamento térmico de têmpera A reação martensítica nos aços ocorre, por regra, atermicamente, quer dizer, num intervalo de
temperatura durante o resfriamento, podendo definir-se com precisão esse intervalo para um
dado aço. A reação começa à temperatura de início da martensita, Mi, esta temperatura pode
variar entre valores afastados, desde de 500ºC até temperaturas inferiores a ambiente,
conforme a concentração, no aço, de elementos de liga estabilizadores da austenita. Uma vez
atingida a temperatura Mi, a transformação prossegue durante o resfriamento, até que cessa a
uma temperatura designada por Mf. A esta temperatura toda a austenita deveria estar
transformada em martensita, mas freqüentemente observa-se que uma pequena porcentagem
de austenita não se transforma, denominada de austenita retida ou residual. Em alguns aços
fortemente ligados, em que a temperatura Mf é bastante inferior à ambiente, a fração em
volume de austenita retida pode ser muito grande. Para que ocorra a reação martensítica é, em
geral, necessário resfriar rapidamente o aço de modo que a austenita metaestável se
transforme em martensita, em um processo adifusional.
A velocidade de resfriamento tem de ser suficientemente alta para suprimir a decomposição
da austenita em ferrita e perlita por processos difusionais a alta temperatura, bem como a
reação bainítica. A velocidade de resfriamento requerida depende muito dos elementos de liga
presentes no aço, sendo, em geral, tanto mais baixa quanto maior for a concentração total
desses elementos (Honeycombe, 1995).
Como na têmpera o constituinte final desejado é a martensita, o objetivo desta operação, sob o
ponto de vista de propriedades mecânicas, é o aumento do limite de resistência do aço e,
conseqüentemente, de sua dureza, avaliada como uma função da profundidade da chapa ou
peça.
A martensita do aço, resultante da transformação atérmica ou adifusional da austenita, é uma
solução supersaturada de carbono em ferro alfa e tem exatamente a mesma composição
química da matriz austenítica (Krauss, 1990).
Um tratamento térmico de revenimento se faz necessário, para reduzir a fragilidade da
martensita, ou seja, aumentar a tenacidade de aços com microestrutura martensítica. As
mudanças microestruturais responsáveis pelas variações das propriedades mecânicas no
15
revenimento são ativadas termicamente e, portanto, dependem tanto da temperatura quanto do
tempo de revenimento (Krauss, 1990; Mintz, 1997; Honeycombe, 1995).
Um aço na fase austenítica resfriado lentamente se transforma em ferrita mais carboneto,
como mostrado na figura 4.5. Mas se o aço for submetido a uma alta taxa de resfriamento
(têmpera), os átomos de carbono não terão tempo suficiente para que ocorra difusão entre as
celas do ferro, formando a martensita, que é uma fase instável. A martensita é formada abaixo
da temperatura eutetóide, mas acima da temperatura ambiente (Kozar, 1994).
Diagrama de transformação tempo-temperatura (TTT)
Bainita
Perlita
Tempo (s)
Te
mp
era
tura
(oC
)
Mi
Diagrama de transformação tempo-temperatura (TTT)
Bainita
Perlita
Tempo (s)
Te
mp
era
tura
(oC
)
Mi
Figura. 4.5. Diagramas TTT (tempo-temperatura-transformação) de um aço 1050.
16
4.2.1.1. Efeito dos elementos de liga na faixa de temperatura de formação da martensita
A dureza da martensita varia pouco com a presença de elementos de liga no aço, que são
adicionados apenas com a finalidade de retardar o início da transformação difusional da
austenita (austenita→ferrita + perlita), deslocando as curvas de transformação para tempos
mais longos.
Alguns elementos de liga têm a função de atrasar a expulsão do carbono da rede austenítica,
para que, mesmo no núcleo de peças com seções maiores, ainda se forme martensita, total ou
parcialmente, e o aço fique ainda mais duro em toda a seção (totalmente temperado) (Scheer,
1977).
As temperaturas de início e de fim da transformação da martensita sofrem influência de
alguns elementos de liga como Mn e Cr que podem abaixar as temperaturas da reação
martensítica, a ponto de evitar sua formação total. O Co aumenta a temperatura de início de
formação da martensita. Quanto à influência sobre a temperatura de fim de formação da
martensita, aparentemente é a mesma por parte de vários elementos de liga. A temperatura de
fim de transformação da martensita é muito importante, pois representa a eliminação total da
austenita, de modo que se houver condições para a mesma não ser atingida, ficará certa
quantidade de austenita retida (Scheer, 1977).
4.2.2. Mudanças estruturais no revenimento
O revenimento é um tratamento térmico no qual é submetido o aço temperado, ou seja, com
estrutura martensítica, com o objetivo de aumentar a sua tenacidade (Novikov, 1994). É
conveniente salientar que, em muitos aços, a reação martensítica não se completa na têmpera,
originando quantidades variáveis de austenita retida, a qual não permanece estável durante o
processo de revenido. Além disto, dependendo da taxa de resfriamento utilizada no processo
de têmpera e dos elementos de liga presentes no chapa ou peça de aço, a microestrutura final
pode conter o constituinte bainita, além de martensita e austenita retida.
O aquecimento da martensita permite a reversão do reticulado instável ao reticulado estável
cúbico centrado, produz reajustamentos internos que aliviam as tensões e, além disso, uma
17
precipitação de partículas de carbonetos que crescem e se aglomeram, de acordo com a
temperatura e com o tempo. A estrutura martensítica é metaestável e sua instabilidade se deve
(Krauss, 1990):
• À supersaturação de átomos de carbono no retículo cristalino tetragonal de corpo
centrado da martensita, que é a força motriz para a formação de carbonetos;
• À energia de deformação associada com a estrutura de discordância ou maclas da
martensita, que é a força motriz para o processo de recuperação;
• À energia interfacial associada com a alta densidade de contornos de ripas ou placas,
que é a força motriz para o crescimento do grão da matriz ferrítica;
• A austenita residual presente na estrutura, que é a força motriz para a transformação da
austenita na mistura ferrita + carboneto.
Tempo e temperatura são dois parâmetros críticos no revenimento, sendo que as temperaturas
utilizadas sempre são menores que a temperatura de transformação eutetóide; usualmente,
utiliza-se a faixa de 150 a 700ºC. Se o aço for aquecido a temperaturas abaixo de 100ºC, não
ocorrerão modificações microestruturais importantes, porque a temperatura ambiente não
proporciona energia suficiente para dar mobilidade ao carbono (Krauss, 1990).
Conforme a temperatura de revenimento, verificam-se as seguintes transformações (Krauss,
1990).
• Em aços médio carbono, para uma faixa de 150 a 200ºC de temperatura de
revenimento, é produzido uma modesta melhora na tenacidade, pois promove
pequenas modificações estruturais como precipitação de carboneto-ε (Fe3C com
estrutura hexagonal) e alívio de tensões residuais. Este seria o primeiro estágio de
revenimento.
• Nas temperaturas entre 250 e 400ºC, com o aparecimento de ferrita nos limites entre a
martensita de baixo carbono e o carboneto-ε e com uma progressiva transformação do
carboneto em cementita (Fe3C com estrutura ortorrômbica). Neste segundo estágio, a
microestrutura ainda mantém o seu aspecto acicular.
• O terceiro estágio do revenimento ocorre acima de 400ºC, com uma separação
completa da ferrita e da cementita. Com a elevação da temperatura até 700ºC, há
18
tendência para o crescimento dos grãos de ferrita e esferoidização das partículas de
cementita.
• Somente nos aços contendo Ti, Cr, Mo, V, Nb, ou W, há precipitação de carbonetos
de liga; entre 500 e 600ºC, a transformação é chamada de endurecimento secundário
ou 4º estágio do revenimento.
A principal transformação no processo de revenimento dos aços é a decomposição da
martensita em ferrita + precipitados de carbonetos. Dependendo da temperatura e do tempo de
duração do revenimento, a decomposição da martensita ocorre através dos estágios de pré-
precipitação, precipitação de carbonetos intermediários metaestáveis, precipitação da
cementita e coalescimento dos precipitados (Novikov, 1994, Scheer, 1977).
A variação da dureza nas amostras de aço no processo de revenimento é uma função do
tempo. Inicialmente verifica-se uma rápida redução de dureza das amostras, seguida de uma
estabilização, ou seja, a dureza torna-se independente do tempo. Isto se deve à formação de
ferrita da estrutura martensítica e da austenita retida (Vijayalakshmi, 1999).
4.2.2.1. Efeito dos elementos de liga no revenimento
Há algum tempo, acreditava-se que a retenção da austenita a sua subseqüente decomposição
durante o revenimento eram a única causa do retardamento do amaciamento do aço ou do
chamado "endurecimento secundário" ou "dureza secundária". De fato, uma grande
quantidade de austenita retida pode causar um endurecimento do aço por ocasião do
revenimento.
Atualmente, admite-se que o endurecimento secundário é causado também pela precipitação
de uma dispersão de carbonetos de elementos de liga extremamente finos. Esta precipitação
ocorre a altas temperaturas durante o revenimento.
A resistência mecânica a alta temperatura depende fortemente da composição química e da
microestrutura do aço. Neste sentido, os principais elementos de liga presentes no aço
resistentes a alta temperaturas são Cr, Ni, Mo, Nb e/ou V. Segundo Assefpour-Dezfuly
(Assefpour, 1990) uma microestrutura do tipo acicular (mistura de ferrita acicular, bainita,
19
martensita e ferrita poligonal), combinada com endurecimento secundário por precipitação
(resultante da presença de V e/ou Nb) é necessária para garantir propriedades mecânicas
superiores a altas temperaturas.
A adição de elementos de liga nos aços tem também implicações na formação de carbonetos.
Alguns dos elementos estabilizadores da ferrita apresentam também forte afinidade para
formação de carbonetos. Dentre estes elementos os mais relevantes são, por ordem crescente
da sua afinidade para o carbono: Cr,W, Mo,V, Ti, Nb, Ta e Zr (Assefpour, 1990).
Alguns dos carbonetos formados não contêm Fe, como, ex: Cr7C3, VC e Mo2C. Os aços
rápidos e os aços-ferramenta para trabalho a quente contêm normalmente três tipos de
carbonetos: M6C, M23C6 e MC (em que M representa um qualquer dos elementos com forte
afinidade para o carbono) (Assefpour, 1990).
A estabilidade dos carbonetos depende da presença de outros elementos no aço; esta
estabilidade depende do coeficiente de partição do elemento de liga em questão entre a matriz
e a cementita; o coeficiente de partição é definido como sendo o quociente das percentagens
em peso do elemento em questão em cada uma das fases. A título de exemplo apresentam-se
alguns valores de coeficientes de partição na tabela abaixo.
Tabela 4.1. Valores de coeficiente de partição para alguns elementos de liga
(Assefpour, 1990)
Al Cu P Si Co Ni W Mo Mn Cr V Ti Nb Ta
0 0 0 0 0,2 0,3 2 8 11,4 28 Valores ainda maiores
Nota-se que o Mn, que é um elemento com fraca afinidade com o carbono, é, no entanto,
fortemente estabilizador dos carbonetos. Na prática, o elemento estabilizador de carbonetos
mais freqüentemente utilizado é o Cr. Sendo assim, a presença de elementos com forte
afinidade pelo carbono como o Cr, Mo e Nb pode causar endurecimento secundário quando o
metal é submetido a temperaturas suficientemente altas.
Após o revenimento na faixa de temperatura entre 400 a 600ºC, as mudanças microestruturais
referem-se, em geral a morfologia e distribuição das segundas fases presentes. Isto decorre de
20
uma série de fenômenos metalúrgicos que podem ocorrer isoladamente ou em conjunto nesta
faixa de temperatura, por exemplo, dissolução de carbonetos metaestáveis, crescimento e
esferoidização de precipitados, poligonização, entre outros os quais são descritos
detalhadamente por Honeycombe. Após o tratamento a 600ºC as modificações
microestruturais podem ser mais acentuadas devido à formação de precipitados no interior das
placas de ferrita e/ou dos veios de ferrita que envolvem contornos de grãos austeníticos
prévios.
Segundo Honeycombe (Honeycombe, 1995), para a maioria dos elementos com forte
afinidade pelo carbono, como o Cr, Mo, Nb, etc, as temperaturas requeridas para a ocorrência
do endurecimento secundário situam-se entre 500 e 600ºC. Desta forma, espera-se que o
aquecimento a 600ºC resulte na formação de precipitados muito finos (identificáveis somente
por microscopia eletrônica de transmissão) e dispersos na estrutura, que podem causar
aumento da dureza.
4.3. Propriedades físicas e solubilidade dos precipitados de NbC na ferrita
O NbC tem densidade de 7,78g/cm3, ponto de fusão de 3600oC (Lyakishev et al., 1984),
dureza Vickers de 1800 e módulo de Young de 580GPa (Holleck, 1986). O volume molar do
NbC (13,39cm3/mol) é de aproximadamente duas vezes o volume molar da ferrita
(7,105cm3/mol) (Gladman, 1997). A estrutura cristalina do NbC é similar a do NaCl, cúbica
de face centrada, com parâmetro de rede de 4,47 Å. Esta estrutura é mostrada na figura 4.6
(DeArdo et al., 1984).
4.3.1. Nucleação dos precipitados de NbC na ferrita
A precipitação pode ser descrita como ocorrendo em três estágios idealizados: nucleação,
crescimento e coalescimento. Durante a nucleação, um aumento no número de precipitados
toma lugar devido à supersaturação da solução sólida. Quando a taxa de nucleação torna-se
elevada, a nucleação pára e os precipitados começam a crescer. Durante o estágio de
crescimento os raios das partículas nucleadas crescem, enquanto o número de partículas
permanece constante. Finalmente, quando a supersaturação aproxima-se de zero, a única força
21
motriz que permite o sistema evoluir é a redução da superfície total de precipitados. Este
mecanismo resulta no crescimento dos precipitados maiores a expensas dos menores;
mecanismo de coalescimento, que reduz o número de precipitados.
Figura.4.6. Estrutura cristalina do NbC (DeArdo et al., 1984).
A maioria dos estudos sobre a precipitação dos carbonetos de Nb na ferrita tem mostrado que
os precipitados nucleiam em defeitos da microestrutura: predominantemente nas
discordâncias e também nos contornos e junções de grãos (Kestenbach, 1997). Muitos
modelos também tratam o estágio de crescimento dos precipitados que nuclearam
heterogeneamente nas discordâncias como se nucleassem homogeneamente. Portanto, o
crescimento dos precipitados é limitado pela difusão do soluto no volume através das
discordâncias. Durante o estágio de coalescimento ocorre à troca de soluto entre os diferentes
precipitados presentes, de acordo com os seus respectivos tamanhos a difusão do soluto pode
ocorrer via volume e/ou via discordância (Perrard, 2004).
22
Na precipitação do NbC o coeficiente de difusão do carbono na ferrita tem pouco influência
sobre a cinética de precipitação, considerando o fato de que ele é muito superior ao
coeficiente de difusão do Nb na ferrita. A 600oC o coeficiente de difusão em volume do C na
ferrita vale 1,65x10-11m2/s e do Nb na ferrita vale 7,75x10-19m2/s (Perrard, 2004).
4.3.2. Solubilidade de NbC na ferrita
Para se avaliar a precipitação e a solubilidade de NbC na ferrita pode-se usar o sistema
ternário Fe-Nb-C, obtido a partir dos três diagramas binários: Fe-C, Nb-C e Fe-Nb, mostrados
nas figuras 4.7, 4,8 e 4,9, respectivamente. A figura 4.10 mostra o corte isotérmico a 800oC do
diagrama ternário Fe-Nb-C, na região rica em Fe (Perrard, 2004). Deste diagrama observa-se
à baixa solubilidade de NbC na ferrita. As ligas Fe-Nb-C com concentrações muito baixas de
carbono apresentam uma microestrutura completamente ferrítica após o resfriamento até a
temperatura ambiente.
A solubilidade do NbC na ferrita pode ser avaliada a partir da condição de equilíbrio do
precipitado e a matriz ferrita:
A energia livre de Gibbs de formação de NbC depende das atividades dos elementos em
solução sólida, aNb e aC e para precipitados estequiométricos escreve-se:
( ) )Kln(.RTaaln.RTG SCNbo ==∆ (4.1)
onde KS é a constante de solubilidade da reação, T é temperatura em K e �G°=�H°-T�S°.
Supondo um comportamento regular dos solutos em solução sólida, a energia livre de Gibbs
de formação de NbC depende das frações atômicas dos elementos em solução sólida, XNb e
XC, e dos coeficientes de atividade γNb e γC. No equilíbrio, o produto de solubilidade varia
com a temperatura obedecendo à equação:
( ) BTA
XXln)Kln( CNbS +−== (4.2)
onde A e B são constantes que correspondem à entropia e entalpia de formação do
precipitado.
NbC Nb + C
23
Tem
pera
tura
(oC
)
1600
1400
1200
1000
800
600
400
(Fe)1 2 3 4 5 6 6,7
% em peso de C
γ(austenita)
α(ferrita)
Fe3C
(cementita)α + Fe3C
γ + Fe3C
γ + L
L
L + Fe3C
0,76
727oC
0,022
γ+α
1147oC
2,14 4,3
1394oC
δ
1493oC1538
912 Tem
pera
tura
(oC
)
1600
1400
1200
1000
800
600
400
(Fe)1 2 3 4 5 6 6,7
% em peso de C
γ(austenita)
α(ferrita)
Fe3C
(cementita)α + Fe3C
γ + Fe3C
γ + L
L
L + Fe3C
0,76
727oC
0,022
γ+α
1147oC
2,14 4,3
1394oC
δ
1493oC1538
912
Figura. 4.7. Diagrama de fases binário Fe-Fe3C (Perrard, 2004).
24
Tem
pera
tura
(oC
)
% atômica de C
% em peso de C
Tem
pera
tura
(oC
)
% atômica de C
% em peso de C
Figura. 4.8. Diagrama de fases binário Nb-C (Perrard, 2004).
25
Tem
pera
tura
(oC
)
% atômica de Nb
% em peso de NbT
em
pera
tura
(oC
)
% atômica de Nb
% em peso de Nb
Figura. 4.9. Diagrama de fases binário Fe-Nb (Perrard, 2004).
Figura. 4.10. Corte isotérmico a 800oC do diagrama ternário Fe-Nb-C, na região rica em Fe
(Perrard, 2004).
Fração molar de C (x10-5)
Fraç
ão m
olar
de
Nb
(x10
-5 )
26
Geralmente, os dados da literatura exprimem os produtos de solubilidade como uma função
da concentração em % em peso dos solutos:
( ) BTA
C.%Nb%log)Klog( S +−== (4.3)
onde %Nb e %C são as porcentagens em peso de Nb e C, respectivamente. Os produtos de
solubilidade do NbC na ferrita disponíveis na literatura são derivados de medições feitas na
austenita ou determinados por cálculos termodinâmicos. Usando os valores derivados de
medições feitas na austenita determinados por Turkdogan (Turkdogan, 1968), tem-se:
( ) 33,4T
9830C.%Nb%log)Klog( S +−== (4.4)
Usando a equação (4.4) podemos estimar a %C=f(%Nb) para diferentes temperaturas. A
figura 4.11 mostra as curvas da %C como uma função de %Nb para as temperaturas de 500 e
600oC. Verifica-se que uma diminuição na temperatura resulta em menores valores de % em
peso dos solutos em solução na ferrita.
0,00 0,02 0,04 0,06 0,08 0,10 0,12 0,14 0,160,0
1,0x10-6
2,0x10-6
3,0x10-6
4,0x10-6
5,0x10-6
6,0x10-6
7,0x10-6
8,0x10-6
9,0x10-6
1,0x10-5
500oC
600oC
% e
m p
eso
de
Nb
% em peso de C
Figura. 4.11. Limite de solubilidade para as temperaturas 500 e 600oC, calculados de
%C=f(%Nb), usando a equação (4.4).
27
4.4. Cinética de revenimento
Tanto no processo de têmpera direta quanto no processo de reaustenitização e têmpera, a
composição química e a temperatura de austenitização são os fatores mais importantes que
influenciam a microestrutura das chapas de aço após a têmpera e as propriedades mecânicas
subseqüentes obtidas após o revenimento. Estes fatores estão inter-relacionados com o
tamanho de grão austenítico e com o estado dos elementos de liga na reaustenitização
(dissolvidos ou na forma de precipitados). Portanto, as propriedades mecânicas das chapas
temperadas e revenidas são uma função do tamanho de grão austenítico e da cinética de
revenimento.
Aços ferramentas trabalhados a quente são muito utilizados em vários estágios do
revenimento tendo assim propriedades mecânicas diferentes, variando de acordo com a
necessidade de aplicação da indústria onde o aço deverá suportar ciclos térmicos e esforços
mecânicos. Além disso, estudos recentes mostram que a temperatura da superfície do aço
ferramenta, quando em serviço, pode exceder a temperatura de revenimento. Neste caso, o aço
poderá ser submetido a uma evolução contínua da sua microestrutura e das propriedades
associadas durante serviço. Como conseqüência, torna-se importante conhecer a evolução
microestrutural durante o revenimento e durante o serviço de modo que se possa controlar o
tempo de vida útil do aço ferramenta. Pesquisas recentes descrevem a evolução da
microestrutura e das propriedades mecânicas dos aços ferramentas com o tempo e temperatura
de revenimento ao longo de um amplo intervalo de tempo (Zhang, 2004).
Neste campo, Engel (Engel, 1939) investigou a taxa de recuperação dos aços quando
revenidos a partir de estruturas iniciais diferentes. Entre outros aspectos, a relação entre o
tempo, temperatura e composição com a microestrutura obtida após o revenimento vem sendo
também bastante pesquisado.
Hallomon e Jaffe (Hallomon, 1945) propuseram que uma mesma dureza poderia ser obtida a
partir de rotinas de revenimento diferentes (tempo – temperatura), supondo que a dureza seja
uma função do tempo e da temperatura:
���
����
���
���
�−=
RTQ
exp.tfDureza (4.5)
28
onde t é o intervalo de tempo de revenimento, Q é a energia de ativação para a transformação
no revenimento, R=8,31J/mol.K e T é a temperatura de revenimento.
A partir desta relação, Hallomon e Jaffe, (Hollomon, 1945) chegaram a uma outra relação
entre a dureza e um parâmetro do revenimento:
)]tlogc(T[f)M(fDureza +== (4.6)
onde M é o parâmetro de revenimento e c é uma constante.
Esta relação é importante e vem sendo utilizada na determinação das diferentes possibilidades
de condições de revenimento na indústria. Mas como esta relação não é uma lei de cinética
(dureza não é uma função explicita do tempo e da temperatura), ela não pode descrever a
evolução da dureza durante o revenimento e não pode ser utilizada para prever a variação da
dureza dos aços em serviço com o tempo e temperatura de revenimento. A princípio, esta lei
de cinética foi baseada na investigação microestrutural do crescimento de carbonetos
secundários e na evolução da dureza associada.
Em trabalho recente de Zhang et al. (Zhang, 2004), a evolução microestrutural do aço
55NiCrMoV7 foi investigada por microscopia eletrônica de varredura e transmissão, por
difração de elétrons e medições de dureza. A figura 4.12 mostra a evolução da dureza com o
tempo de revenimento para diferentes temperaturas e pode-se observar um decréscimo bem
definido da dureza acontece durante o estágio inicial de revenimento para cada temperatura.
Este curto período de tempo é seguido por um decréscimo quase linear da dureza, que
depende da temperatura de revenimento (Figura 4.13).
O revenimento pode ser considerado como uma transformação de fases promovida pela
difusão de um estado instável (martensita) através do estado de quase-equilíbrio constituído
de ferrita e carbonetos. Sendo assim, a dureza pode ser usada para definir o estado de
revenimento entre os dois estados, instável e o de quase-equilíbrio. Contudo a dureza não
pode indicar de forma clara o amaciamento do estado temperado ou endurecido para o estado
de equilíbrio. Então, a definição da razão de revenimento, chamada τ, foi definida por Zhang
et al. (Zhang, 2004):
0
0
HH
HH
−
−=τ
∞
(4.7)
29
onde H0 é a dureza após a têmpera, H∞ é a dureza no estado recozido e H é a dureza de um
estado intermediário, após o revenimento. De acordo com esta equação, os valores para razão
de revenimento variam entre 0 (estado temperado) e 1(estado recozido).
As evoluções da razão de revenimento são mostradas na figura 4.14 (Zhang, 2004). Observa-
se que a razão de revenimento cresce com o tempo de revenimento para várias temperaturas
de revenimento. Quanto maior a temperatura, maior será a razão de revenimento para um
mesmo tempo de revenimento.
Figura. 4.12. Evolução da dureza durante o revenimento para temperaturas diferentes
variando entre 100ºC a 700ºC. HV0, 2 – dureza Vickers com carga de 0,2kgf (Zhang, 2004).
30
Figura. 4.13. Influência da temperatura de revenimento sobre os valores da dureza (Zhang,
2004).
Figura. 4.14. Evolução da razão de revenimento com o tempo e a temperatura de revenimento
(Zhang, 2004).
31
A cinética de revenimento pode ser avaliada por uma relação que descreve a transformação de
fases no estado sólido controlada por difusão, proposta por Johnson e Mehl (Johson, 1939) e
Avrami (Avrami, 1941). Esta relação é largamente usada para descrever à cinética de
transformações de fase no estado sólido e de recristalização em materiais metálicos. Como a
evolução da razão de revenimento com o tempo e a temperatura é também controlada por
mecanismos de difusão, a cinética de revenimento pode ser, portanto, avaliada pela equação:
( )( )mDtexp1 −−=τ (4.8)
onde t é tempo de revenimento, m é o expoente de envelhecimento que depende do material e
do tratamento térmico prévio. D é um parâmetro que depende da temperatura de revenimento
e segue a equação de Arrehnius:
��
���
�−=
RTQ
expDD 0 (4.9)
onde D0 é um fator pré-exponencial, Q é a energia de ativação da transformação de fases no
revenimento, T é a temperatura absoluta e R=8,31J/molK.
A partir das equações (4.7), (4.8) e (4.9), pode-se exprimir a dureza das amostras revenidas
como uma função do tempo e da temperatura pela equação:
( )( )m0 Dtexp)HH(HH −−+= ∞∞ (4.10)
Zhang et al. (Zhang, 2004), utilizando os valores medidos para a dureza, obtiveram os valores
de D0=2,7x108s-1, m=0,0518 e Q=231kJ/mol. A figura 4.15 mostra a evolução da razão de
revenimento experimental e a calculada para pequenos intervalos de tempos (≤ 4 h)
correspondentes ao domínio usual nas condições de revenimento praticadas na indústria.
32
Figura. 4.15. Evolução da razão de revenimento com o tempo para várias temperaturas entre
300ºC a 600ºC: resultados experimentais e obtidos a partir da lei da cinética (Zhang, 2004).
33
CAPÍTULO 5. PROCEDIMENTO EXPERIMENTAL
5.1. Materiais
A composição química dos aços que foram estudados neste trabalho é dada na tabela 5.1. Um
dos aços é microligado com Nb e será denominado apenas de I-Nb. O aço I se caracteriza pelo
conteúdo maior de Al e por não conter Nb, quando comparado ao aço I-Nb.
Tabela 5.1. Composição química do aço (% em peso).
Aço C Mn Si Al P S Nb N
I 0,15 1,39 0,39 0,39 0,016 0,009 ---- 0,004
I-Nb 0,15 1,42 0,37 0,052 0,023 0,009 0,031 0,0042
A microestrutura do material na condição como recebido da indústria é constituído de grãos
equiaxiais de ferrita proeutetóide e colônias de perlita, para ambos os aços. A figura 5.1
mostra as fotomicrografias ótica e eletrônica de varredura da amostra do aço I-Nb nesta
condição. As microestruturas dos dois aços são similares.
Figura. 5.1. Fotomicrografias da amostra do aço I-Nb na condição como recebido da indústria,
a) fotomicrografia ótica; b) fotomicrografia eletrônica de varredura. Ataque: nital 2%.
a) b)
34
5.2. Tratamentos Térmicos
No tratamento térmico de têmpera foi utilizado um forno mufla e no tratamento térmico de
revenimento foi utilizado um forno tubular, composto por uma retorta de quartzo, na posição
vertical, com módulo de controle de temperatura realizado por um microcomputador e
atmosfera natural. O controle de temperatura foi feito com o auxílio de um termopar inserido
nas amostras, do tipo K, chromel-alumel, de 1,5mm de diâmetro, com isolamento mineral e
revestimento de aço inoxidável, e com um sistema para aquisição dos perfis térmicos de
aquecimento e resfriamento, como mostra a figura 5.2.
Figura. 5.2. Esquema da montagem experimental no forno tubular com retorta de quartzo.
As amostras utilizadas no estudo da cinética de revenimento foram submetidas a dois
diferentes tratamentos de austenitização e têmpera, em função da composição química:
1. Aço I-Nb foi austenitizado a 1100oC por 30min e temperado em água + gelo, com o
objetivo de se obter o tamanho de grão austenítico de 100µm (Cota, 2003) .
Forno
Retorta de quartzo
Termopares
Amostra
35
2. Aço I (sem Nb), foi austenitizado em diferentes temperaturas (950, 1000, 1050, 1075,
1100ºC) por 30min e temperado em água + gelo, com o objetivo de se estabelecer à
temperatura de austenitização que corresponde ao tamanho de grão austenítico de
100µm. A temperatura de austenitização que resultou no tamanho de grão austenítico
de 100µm foi de 1075ºC.
Dezoito amostras, de cada um desses aços, foram austenitizadas nas correspondentes
temperaturas com um tempo de permanência à temperatura de austenitização de 30min. Após
este intervalo de tempo, as amostras foram submetidas aos seguintes tratamentos térmicos;
têmpera (uma amostra), recozimento (uma amostra) e têmpera e revenimento (dezesseis
amostras para cada tipo de aço), totalizando 36 amostras para os dois aços.
O tamanho de grão foi medido conforme a norma ASTM E 112-82 (ASTM, 1982), com a
aplicação de linhas-teste retas sobre a microestrutura. As linhas-teste foram aplicadas
diretamente sobre as fotomicrografias das amostras, observando-se a escala utilizada que é
normalmente anexada a fotomicrografia.
No tratamento térmico de revenimento, escolheu-se os seguintes parâmetros de processo:
• Temperaturas de revenimento: 300, 400, 500 e 600ºC;
• Intervalos de tempo de revenimento: 300s, 900s, 1800s, 3600s.
Foi determinado, para cada temperatura de revenimento utilizada, com um termopar inserido
no centro da amostra, o intervalo de tempo para que as amostras atingissem o equilíbrio
térmico com o forno, e a partir deste valor é que foi considerado o intervalo de tempo de
permanência. Após cada intervalo de tempo de revenimento as amostras foram liberadas ao
longo do tubo e deixadas resfriar ao ar.
5.3. Análise Metalográfica
a) Preparação metalográfica das amostras
A preparação das amostras para análise metalográfica consistiu em cortá-las ao meio, para
avaliação de sua seção transversal, e lixamento com lixas d'água com granulometria 240, 320,
400, 500, 600, 800 e 1200, seguindo-se polimento com pasta de diamante de 6, 3 e 1µm.
36
b) Caracterização Microestrutural
Para avaliar a microestrutura das amostras (oriundas dos tratamentos térmicos citados acima)
foram utilizadas as técnicas de microscopia ótica e eletrônica de varredura. As amostras foram
atacadas com reativo nital 2% (por imersão).
Os ataques para revelar os contornos de grão austenítico na microestrutura martensítica foram
realizados com uma solução saturada de ácido pícrico, contendo: 2g de ácido pícrico, 240ml
de água destilada, 2ml de ácido clorídrico e 10 gotas detergente comum. As amostras foram
colocadas no ultra-som por 5min, antes do ataque, sendo então colocadas em um béquer
contendo o reativo em quantidade suficiente para cobri-las. O tempo médio de ataque foi de
15min e, durante o mesmo, a solução foi moderadamente agitada por sistema eletromecânico.
Em seguida, as amostras foram lavadas em água corrente e álcool etílico comercial e então
secadas com jato de ar frio.
5.4. Propriedades Mecânicas As propriedades mecânicas das amostras temperadas e, temperadas e revenidas, foram
avaliadas através das medições da dureza Vickers com carga de 20kgf (196N) e microdureza
Vickers com carga de 25gf (0,245N). Foram feitas vinte indentações em cada amostra para a
medição da dureza Vickers e cinqüenta indentações em cada amostra para a medição da
microdureza Vickers, na superfície polida das amostras e espaçadas de modo a não haver
interferência mútua. Os resultados foram processados em uma planilha estatística, que
permitiu calcular a média, o desvio padrão e o erro relativo para um nível de confiança de
95%. O método de cálculo corresponde àquele estabelecido na norma ASTM E562-83
(ASTM, 1983). No decorrer do texto ao citarmos valores obtidos para dureza e microdureza
vickers será omitida a sua respectiva unidade dada em kgf/mm2.
5.5. Avaliação da solubilidade dos precipitados Nb (C, N)
Sendo a solubilidade dos elementos microligantes uma função da estabilidade termodinâmica
dos compostos, carbonetos e nitretos, a estimativa da quantidade de microligantes em solução,
na temperatura de austenitização, será determinada através de equações empíricas
37
(Honeycombe, 1995), que permitem fazer uma estimativa das temperaturas de solubilização
dos precipitados: carbonetos e nitretos de Nb e nitretos de Al na austenita.
[ ][ ] 26,2T
6770N14/12CNblog10 +
−=+ (5.1)
[ ][ ] 03,1T
6770NAllog10 +
−= (5.2)
38
CAPÍTULO 6. RESULTADOS E DISCUSSÃO
6.1. Tamanho de grão austenítico Os carbonetos e nitretos de Nb desempenham um papel muito importante no que diz respeito
à limitação do crescimento de grão austenítico. Os finos carbonitretos de Nb dispersos na
austenita agem como inibidores de crescimento de grão austenítico. Quando um contorno de
grão em movimento encontra uma partícula de segunda fase, seu movimento é bloqueado. O
local na região de contato com a partícula tem o contorno entre dois grãos substituído por uma
interface entre a partícula e a matriz austenítica. Então, a energia do sistema é alterada,
tornando-se maior com o movimento do contorno de grão. Conseqüentemente, na região de
contato com a partícula, o contorno de grão resiste ao movimento (Brooks, 1992). Se se
aumentar à temperatura até se dissolverem os carbonitretos de Nb por completo ocorrerá um
aumento acentuado do tamanho de grão austenítico do aço.
A temperatura de austenitização é um fator importante em aços microligados com Nb, pois a
solubilidade do Nb na austenita é tanto maior, quanto maior for a temperatura de
austenitização, como mostra a tabela 6.1, usando a equação 5.1. Observa-se nesta tabela que
para a temperatura austenitização de 1100oC, aproximadamente 44,8% do Nb presente no aço
estará em solução na austenita. Por outro lado, para a temperatura de austenitização de 900oC,
aproximadamente 6,5% do Nb no aço estará em solução, o que indica que 93,5% de Nb estará
na forma de precipitados. Sendo assim quanto maior for à quantidade de Nb em solução, ou
maior a temperatura de austenitização, menor será o efeito dos precipitados de carbonitretos
de Nb em inibir o crescimento dos grãos da austenita.
Tabela 6.1. Quantidade de Nb em solução na austenita em função da temperatura de austenitização (equação 5.1)
Temperatura (ºC) % de Nb solúvel do total
900 6,5 1000 18,4 1100 44,8 1204 100
As figuras 6.1(a-c) mostram as fotomicrografias em microscopia eletrônica de varredura
(MEV) e microscopia ótica (MO) da amostra I-Nb austenitizada 1100oC por 30min e
39
temperada em água gelada a partir desta temperatura. A microestrutura desta amostra é
constituída de martensita e de ferrita bainítica, segundo a classificação de Krauss et al.
(Krauss, 1995). A figura 6.1(d) mostra os contornos de grão austenítico, revelados por ataque
com solução saturada de ácido pícrico.
Figura. 6.1. Fotomicrografias do aço I-Nb temperado a partir da temperatura de austenitização
de 1100oC. a) e b) MEV; ataque nital 2%. b) MO; ataque nital 2%. d) MO, contornos de grão
austenítico; ataque com solução saturada de ácido pícrico.
Para o aço I, sem Nb, observamos que houve uma certa resistência ao crescimento de grão
austenítico com o aumento da temperatura. Este fato se deve à presença do Al, que
normalmente é usado em pequenas proporções como desoxidante. Os nitretos de Al agem
como inibidores do grão austenítico. Para a temperatura de austenitização de 950oC o
tamanho médio do grão austenítico foi de 26µm, sendo encontrado o valor de 100µm para a
(c) (d)
(a) (b)
40
temperatura de austenitização de 1075oC e 30min de tempo de permanência. A temperatura de
dissolução dos nitretos de Al determinada pela equação (5.2) para o aço I é de 1470oC, ou
seja, o efeito destes precipitados é essencial como inibidor do crescimento do grão austenítico
para este aço.
A figura 6.2 mostra a evolução do tamanho de grão austenítico das amostras do aço I
austenitizadas a 950, 1000, 1050, 1075ºC por 30min e temperadas em água gelada a partir
destas temperaturas, e atacadas com picral para revelar os contornos austeníticos prévios. A
figura 6.3 mostra os valores obtidos para o tamanho de grão austenítico em função da
temperatura de austenitização.
Figura. 6.2. Fotomicrografias revelando os contornos de grão austenítico, para as temperaturas
de austenitização do aço I: a) 950, b) 1000, c) 1050 d) 1075oC. Ataque com solução saturada
de ácido pícrico.
(a) (b)
(c) (d)
41
Na figura 6.4, mostra-se fotomicrografias em MO e MEV (ataque nital 2%) da amostra do aço
I, austenitizada a 1075oC por 30min de tempo de permanência, temperada em água gelada a
partir desta temperatura. A microestrutura destas amostras é constituída de martensita e ferrita
bainítica.
900 950 1000 1050 110020
30
40
50
60
70
80
90
100
110
Tam
anh
o d
e g
rão
au
sten
ític
o
Temperatura de austenitização (ºC)
Figura. 6.3. Tamanho de grão austenítico em função da temperatura de austenitização.
42
Figura. 6.4. Fotomicrografias em a) e b) MEV e c) MO do aço I temperado a partir da
temperatura de austenitização de 1075ºC. Ataque nital 2%.
(a) (b)
(c)
43
6.2. Amostras revenidas
As figuras 6.5 e 6.6 mostram as fotomicrografias em MEV das amostras I-Nb e I,
respectivamente, revenidas a temperatura de 500 e 600ºC durante os intervalos de tempo de
300, 900,1800 e 3600s. Estas micrografias são constituídas basicamente de martensita
revenida, não sendo possível evidenciar com nitidez a evolução microestrutural como uma
função do tempo de revenimento.
a) (b)
(c) (d)
44
(e) (f)
(g) (h)
-
Figura. 6.5. Fotomicrografia em MEV, aço I-Nb, das amostras revenidas à temperatura de
500ºC pelo intervalo de tempo de permanência de a) 300, b) 900, c) 1800, d) 3600s, e 600ºC
pelo intervalo de tempo de permanência de e) 300, f) 900, g) 1800, h) 3600s.
45
(a) (b)
(c) (d)
46
(e) (f)
(g) (h)
Figura. 6.6. Fotomicrografia em MEV, aço I, das amostras revenidas à temperatura de 500ºC
pelo intervalo de tempo de permanência de a) 300, b) 900, c) 1800, d) 3600s, e 600ºC pelo
intervalo de tempo de permanência de e) 300, f) 900, g) 1800, h) 3600s.
47
6.3. Dureza Vickers
A influência da temperatura de revenimento e do intervalo de tempo de revenimento sobre a
evolução microestrutural pode ser avaliada a partir dos valores da dureza e microdureza
Vickers das amostras temperadas e, temperadas e revenidas. Estes valores estão listados nas
tabelas 6.2 e 6.3, bem como os valores da dureza para as amostras recozidas. Foram feitas
medições de microdureza Vickers apenas para as temperaturas de revenimento de 500 e
600oC, com o objetivo de evidenciar a precipitação de NbC na ferrita durante o revenimento.
Tabela 6.2. Valores da microdureza (MicroHV) e dureza Vickers (HV) das amostras temperadas e recozidas
Tabela 6.3. Valores da dureza (HV) e microdureza Vickers (MicroHV) das amostras Revenidas
Aço I Aço I-Nb
MicroHV Temperado Recozido HV Temperado Recozido
I-Nb 345±18 132±10 I-Nb 445±2 167±2
I 295±19 136±6 I 469±8 167±3
T (ºC) t(s) HV MicroHV 300 408±3
300 900 382±4 1800 381±6 3600 382±4 300 379±5
400 900 377±4 1800 366±4 3600 365±7 300 316±3 254±9
500 900 313±3 250±10 1800 312±3 252±13 3600 304±1 236±9 300 302±2 236±10
600 900 311±2 250±11 1800 310±2 231±9 3600 303±1 227±12
T (ºC) t (s) HV Micro HV 300 441±3
300 900 418±6 1800 412±9 3600 410±5 300 395±6
400 900 386±6 1800 375±7 3600 358±4 300 341±2 240±10
500 900 329±2 226±8 1800 319±5 222±11 3600 306±2 220±13 300 305±3 212±12
600 900 302±2 203±10 1800 302±2 202±11 3600 299±5 200±9
48
As figuras 6.7 e 6.8 mostram o efeito do tempo de revenimento em cada temperatura de
revenimento sobre a dureza Vickers, para os aços I e I-Nb, respectivamente. Observa-se que
uma maior temperatura de revenimento e um maior tempo de revenimento implicam em uma
menor dureza para o aço sem Nb.
Para o aço I (sem Nb), figura 6.7, a dureza praticamente não varia com o tempo para a
temperatura de revenimento de 600oC. Observa-se também que a dureza tende a saturar para
altos tempos de revenimento, para as diferentes temperaturas de revenimento utilizadas. A
formação de ferrita e cementita no revenimento explica o resultado de uma baixa dureza na
saturação a altas temperaturas e altos tempos de revenimento.
0 500 1000 1500 2000 2500 3000 3500 4000
300
320
340
360
380
400
420
440
460
480
Aço I
HV
Tempo de revenimento (s)
T=300oC
T=400oC
T=500oC
T=600oC
Figura 6.7. Dureza Vickers (HV) (carga de 20kgf) das amostras revenidas em função
do tempo de revenimento, nas temperaturas de revenimento, para o aço I (sem Nb).
49
Para o aço I-Nb, figura 6.8, observa-se uma maior resistência ao revenimento para as
temperaturas de revenimento de 500 e 600oC, ou seja, a dureza aumenta com o tempo de
revenimento. Para a temperatura de revenimento de 600oC, a dureza inicialmente aumenta
com o tempo de revenimento e após 900s diminui com o tempo de revenimento.
0 500 1000 1500 2000 2500 3000 3500 4000
300
310
320
330
340
350
360
370
380
390
400
410
Aço I-Nb
HV
Tempo de revenimento (s)
T=300oC
T=400oC
T=500oC
T=600oC
Figura 6.8. Dureza Vickers (HV) (carga de 20kgf) das amostras revenidas em função
do tempo de revenimento, nas temperaturas de revenimento, para o aço I-Nb.
No intervalo entre as temperaturas de 300 e 400ºC, ocorre uma pequena redução da dureza
para os dois aços, com o aparecimento de ferrita nos limites entre a martensita de baixo
carbono e do carboneto-ε, e com uma progressiva transformação do carboneto em cementita
(Fe3C com estrutura ortorrômbica).
Observa-se também, para o aço I e I-Nb, que ocorre uma grande redução da dureza para o
revenimento à temperatura de 500ºC comparada com a de 400ºC. Isto se deve a uma
50
separação completa da ferrita e da cementita que ocorre nas temperaturas acima de 400ºC.
Esse amolecimento decorrente do aumento de tamanho e diminuição do número de partículas
de cementita continua e se torna mais rápido quanto mais próximo da temperatura eutetóide
(723ºC) para o aço I. Esta diferença na dureza varia pouco com o tempo de revenimento.
Este aumento na dureza à temperatura de 600ºC para o aço I-Nb está associada ao fato do Nb,
utilizado como microligante, ter sido parcialmente solubilizado durante a austenitização a
temperatura de 1100ºC, levando à formação de partículas de carbonetos de Nb muito finos e
disperso na estrutura, durante o tratamento de revenimento no intervalo de temperatura entre
500-600ºC. A temperaturas inferiores o Nb não se difunde de forma suficientemente rápida
para permitir a nucleação dos carbonetos de Nb na ferrita.
Os carbonetos de Nb não se formam facilmente nas temperaturas mais baixas de revenimento,
o que está indubitavelmente relacionado com o fato de que, a estas temperaturas, a velocidade
de difusão dos elementos substitucionais é muito lenta. Conseqüentemente, é preciso
temperatura superior para que a difusão dos elementos de liga, necessária para a nucleação e
crescimento dos carbonetos de liga, ocorra. A cementita pode formar-se porque a velocidade
de difusão do carbono é ainda muito alta em temperaturas abaixo de 500ºC e a formação da
cementita depende somente da difusão do carbono, que ao contrário do Nb, se difunde
intersticialmente na rede do ferro. A 600oC, o coeficiente de difusão em volume do C na
ferrita vale 1,65x10-11m2/s e do Nb na ferrita vale 7,75x10-19m2/s (Perrard, 2004).
Este processo de endurecimento secundário é um tipo de reação semelhante ao endurecimento
por envelhecimento, no qual uma dispersão relativamente grosseira de cementita é substituída
por uma nova fase muito mais fina e dispersa de carbonetos de Nb, que ao atingir um valor
crítico do parâmetro de dispersão, obstrui o movimento das discordâncias aumentando a
resistência do aço; na medida em que ocorre o coalescimento dos carbonetos de Nb, a
resistência diminui.
Com o objetivo de avaliar a maior resistência ao revenimento do aço contendo Nb à
temperatura de 600oC, associada à precipitação de NbC na ferrita, a dureza Vickers das
amostras revenidas foi correlacionada com o parâmetro de revenimento, descrito pela
expressão M=T(c+logt).
51
A taxa de revenimento é descrita por uma expressão do tipo Arrhenius da seguinte forma:
��
���
�−=
RTQ
expAr (6.1)
r é a taxa de revenimento, Q é a energia de ativação para o processo de revenimento, T é a
temperatura absoluta e R=8,31J/mol.K é a constante dos gases ideais.
A expressão acima também pode ser escrita da seguinte forma:
RTQ
Alnrln −= (6.2)
)rlnA(lnTRQ
−= (6.3)
Considerando que a taxa do processo em questão é proporcional a (1/t) e após rearranjar a
equação anterior multiplicando-a por T e convertendo ln(t) para log(t), obtém-se:
)tlogc(TMRQ
+== (6.4)
que representa o parâmetro de revenimento. Assumindo que Q independe da temperatura e é
uma constante do material, a expressão [T(c + logt)] é uma constante para um dado par tempo
e temperatura. Portanto, a expressão toma a forma mais conhecida que é:
M=T[c + log(t)] (6.5)
onde T é a temperatura absoluta, t é o tempo de revenimento em horas e c é uma constante
relacionada ao material. Como o revenimento é um processo dependente do tempo e da
temperatura, podemos correlacionar a dureza Vickers das amostras revenidas com o de
revenimento.
Nas figuras 6.9 e 6.10 representa-se à dureza Vickers das amostras revenidas como uma
função do parâmetro de revenimento, para o aço I e I-Nb, respectivamente. O parâmetro de
revenimento é dado pela expressão M = T (20 + logt) (Hertzberg, 1996).
52
10000 11000 12000 13000 14000 15000 16000 17000 18000
300
320
340
360
380
400
420
440
Dure
za
Vic
kers
Parâmetro de revenimento T(logt+20) (t em h)
Figura. 6.9. Dureza Vickers das amostras revenidas do aço I (sem Nb) como uma função do
parâmetro de revenimento.
Figura. 6.10. Dureza Vickers das amostras revenidas do aço I-Nb (com Nb) como uma função
do parâmetro de revenimento.
600oC
10000 11000 12000 13000 14000 15000 16000 17000 18000
300
320
340
360
380
400
420
Du
reza
Vic
ke
rs
Parâmetro de revenimento T(logt+20) (t em h)
53
Observa-se na figura 6.10 que o Nb em solução na martensita metaestável afeta a cinética de
revenimento com a precipitação de NbC na ferrita à temperatura de 600oC. Para esta
temperatura, verifica-se um aumento na dureza Vickers quando o parâmetro de revenimento
varia de 16.518 a 17.460, como indicado na figura 6.10.
Para o aço I, observa-se na figura 6.9 que o comportamento da dureza Vickers das amostras
revenidas como uma função do parâmetro de revenimento é análogo ao descrito na literatura.
A evolução da dureza com a temperatura e com o tempo de revenimento também pode ser
observada nas figuras 6.11 e 6.12, nas quais pode-se observar o efeito da temperatura sobre a
dureza das amostras revenidas.
Observa-se também para o aço sem Nb e com Nb que a diferença de dureza vickers das
amostras revenidas a temperatura de 300 e 600ºC é pouco influenciada pelo tempo de
revenimento.
300 350 400 450 500 550 600
300
320
340
360
380
400
420
440
460Aço I
HV
Temperatura de Revenimento(oC)
t=300s
t=900s
t=1800s
t=3600s
Figura 6.11 Influência da temperatura de revenimento na evolução da dureza vickers
(HV) do aço I
54
300 350 400 450 500 550 600
300
320
340
360
380
400
420
Aço I-Nb
HV
Temperatura de revenimento(oC)
t=300s
t=900s
t=1800s
t=3600s
Figura 6.12 Influência da temperatura de revenimento na evolução da dureza vickers
(HV) do aço I-Nb
6.3.1. Microdureza
Os ensaios de microdureza tiveram como objetivo fazer uma análise da dureza da matriz do
aço minimizando, dentro do possível, a interferência dos contornos de grão, e evidenciar o
efeito da precipitação dos carbonetos de Nb na ferrita durante o revenimento a temperaturas
mais altas. As medições foram realizadas apenas nas amostras revenidas às temperaturas de
500 e 600oC.
As figuras 6.13 e 6.14 mostram as medidas de microdureza das amostras revenidas em função
da temperatura (500 e 600oC) e do tempo de revenimento para os aços I e I-Nb,
respectivamente. Observa-se que uma maior temperatura de revenimento e um maior tempo
de revenimento implicam em uma menor dureza para o aço sem Nb, como já mostrado na
avaliação feita pela dureza vickers.
O mesmo efeito observado com a dureza foi observado para microdureza com aço I-Nb, ou
seja, uma maior resistência ao revenimento para as temperaturas de revenimento de 500 e
55
600oC, com um aumento da dureza com o tempo de revenimento devido à precipitação de
carbonitretos de Nb no interior das placas de ferrita e /ou dos veios de ferrita que envolvem
contornos de grãos austeníticos prévio. Para a temperatura de revenimento de 600oC, a
microdureza evidencia uma maior resistência ao revenimento para o intervalo de tempo de
revenimento de 900s.
Foram feitas 50 medições de microdureza em cada amostra e as distribuições dos valores
obtidas para microdureza são mostradas nas figuras 6.15 e 6.16, para temperaturas de 500 e
600ºC para o os dois aços, com e sem Nb.
0 500 1000 1500 2000 2500 3000 3500 4000180
200
220
240
260
Mic
ro H
V
Aço I
Tempo de revenimento (s)
T=500oC
T=600oC
Figura 6.13. Microdureza Vickers (HV) (carga de 25gf) das amostras revenidas em
função do tempo de revenimento, nas temperaturas de revenimento, para o aço I.
56
0 500 1000 1500 2000 2500 3000 3500 4000210
220
230
240
250
260
270
280
Aço I-Nb
Mic
ro H
V
Tempo de revenimento (s)
T=500oC
T=600oC
Figura 6.14. Microdureza Vickers (HV) (carga de 25gf) das amostras revenidas em
função do tempo de revenimento, nas temperaturas de revenimento, para o aço I-Nb.
Fazendo uma comparação entre o comportamento dos dois aços, observa-se que os picos de
maior população e com maior valor de dureza para o aço I-Nb estão mais deslocados para
direita em relação ao aço I, ou seja, as amostras com Nb apresentaram uma maior resistência
ao revenimento em relação ao aço I, para as temperaturas de 500 e 600ºC e intervalo de tempo
de 300, 900, 1800, 3600s.
Os aços I-Nb e I apresentam uma composição química similar, com a única diferença de que o
aço I-Nb apresenta uma certa quantidade de Nb (0,031%) em sua composição química. O Nb
será parcialmente solubilizado durante a austenitização e irá precipitar durante o revenimento
no interior das placas de ferrita e /ou dos veios de ferrita. Estes precipitados na ferrita são
responsáveis pela maior resistência ao revenimento apresentado pelo aço I-Nb em relação ao
aço I, para a temperatura de revenimento de 600ºC.
57
T= 500ºC
180 200 220 240 260 280 300 320 340 3600
2
4
6
8
10
12
14
t=300sAço I-Nb
Fre
qu
ênci
a
Microdureza Vickers
180 200 220 240 260 280 300 320 340 3600
2
4
6
8
10
12
14t=900sAço I-Nb
Fre
qu
ênci
a
Microdureza Vickers
160 180 200 220 240 260 280 300 320 340 3600
2
4
6
8
10
12
t=300sAço I
Freq
uên
cia
Microdureza Vickers c
160 180 200 220 240 260 280 300 320 340 3600
5
10
15
20
25
30
t =900sAço I
Fre
qu
ênci
a
Microdureza Vickers
58
180 200 220 240 260 280 300 320 340 3600
2
4
6
8
10
t=1800sAço I-Nb
Fre
qu
ênci
a
Microdureza Vickers
180 200 220 240 260 280 300 320 340 3600
2
4
6
8
10
12
14
16
t=3600sAço I-NB
Fre
qu
ênci
a
Microdureza Vickers
160 180 200 220 240 260 280 300 320 340 3600
2
4
6
8
10
12
14
16
18
20
t=1800sAço I
Fre
qu
ênci
a
Microdureza Vickers
160 180 200 220 240 260 280 300 320 340 3600
2
4
6
8
10
12
14t=3600sAço I
Fre
qu
ênci
a
Microdureza Vickers Figura 6.15. Distribuição da microdureza para temperatura de 500ºC e intervalos de tempo de
300, 900, 1800 e 3600s, para o aço I-Nb e I.
59
T =600ºC
180 200 220 240 260 280 300 320 340 3600
2
4
6
8
10
12
14
16t=300sAço I-Nb
Fre
qu
ênci
a
Microdureza Vickers
180 200 220 240 260 280 300 320 340 3600
2
4
6
8
10
t=900sAço I-Nb
Fre
qu
ênci
a
Microdureza Vickers
160 180 200 220 240 260 280 300 320 340 3600
2
4
6
8
10
12
14
16
t=300sAço I
Fre
qu
ênci
a
Microdureza Vickers
160 180 200 220 240 260 280 300 320 340 3600
2
4
6
8
10
12
14
16
t=900sAço I
Fre
qu
ênci
a
Microdureza Vickers
60
180 200 220 240 260 280 300 320 340 3600
5
10
15
20
t=1800sAço I-NB
Fre
qu
ênci
a
Micrcodureza Vickers180 200 220 240 260 280 300 320 340 360
0
2
4
6
8
10
12
14
16
18
t=3600sAço I-Nb
Fre
qu
ênci
aMicrodureza Vickers
160 180 200 220 240 260 280 300 320 340 3600
2
4
6
8
10
12
14
16t=1800sAço I
Fre
qu
ênci
a
Microdureza Vickers
160 180 200 220 240 260 280 300 320 340 3600
2
4
6
8
10
12
14
t=3600sAço I
Fre
qu
ênci
a
Microdureza Vickers Figura 6.16. Distribuição da microdureza para temperatura de 600ºC e intervalos de tempo de
300, 900, 1800 e 3600s, para o aço I-Nb e I.
61
6.4 - Cinética de Revenimento
Freqüentemente, as propriedades mecânicas das amostras temperadas e revenidas estão
relacionadas ao tamanho de grão austenítico e ao tamanho do pacote de martensita, bem como
ao estado dos elementos de liga (se dissolvidos ou na forma de precipitados). No revenimento,
o estado dos elementos de liga é o principal fator que afeta as propriedades mecânicas das
amostras, ou seja, a composição química do aço.
O fator chave é a presença de Nb no aço I-Nb. A solubilidade do Nb na austenita a 1100oC é
de 44,8% e se mantém em solução na têmpera. O Nb em solução nas amostras do aço I-Nb
está disponível para produzir mudanças microestruturais durante o tratamento de revenimento
nas temperaturas entre 500 e 600oC. A resistência ao revenimento, refletida pela retenção de
uma maior dureza, esta associada ao endurecimento secundário devido à precipitação de
partículas de carbonitretos de Nb, o que nos permite inferir que o Nb irá afetar a cinética de
revenimento, quando comparada com o aço sem Nb.
O revenimento pode ser considerado como uma transformação de fases promovida pela
difusão de um estado instável (martensita) através do estado de quase-equilíbrio constituído
de ferrita e carbonetos. Assim, a dureza pode ser usada para definir o estado de revenimento
entre os dois estados, instável e o de quase-equilíbrio. Contudo a dureza não pode indicar de
forma clara o amaciamento do estado temperado ou endurecido para o estado de equilíbrio.
Assim, razão de revenimento (τ) é o parâmetro adequado para se avaliar a cinética de
revenimento, a partir dos valores da dureza das amostras no estado revenido, temperado e
intermediário:
0
0
HH
HH
−
−=τ
∞
(6.6)
onde H0 é a dureza após a têmpera, H∞ é a dureza no estado recozido e H é a dureza de um
estado intermediário, após o revenimento. O valor de τ varia de 0 a 1.
Os valores de H0 e H∞ para os aços I-Nb são, respectivamente, 445±2 e 167±8, e para o aço I
são, respectivamente, 469±2 e 167±3.
62
As figuras 6.17 e 6.18 mostram a razão de revenimento como uma função do tempo de
revenimento, para os aços I e I-Nb, respectivamente. A razão de revenimento aumenta com o
aumento do tempo de revenimento para o aço I, para as temperaturas de revenimento
utilizados. O mesmo não ocorre para o aço I-Nb, devido à resistência ao revenimento para as
temperaturas de 500 e 600oC.
0 500 1000 1500 2000 2500 3000 3500 40000,0
0,1
0,2
0,3
0,4
0,5
0,6
Aço I
Raz
ão d
e re
ven
imen
to
Tempo de revenimento (s)
T=300oC
T=400oC
T=500oC
T=600oC
Figura 6.17. Razão de revenimento em função do tempo de revenimento para os aços I.
63
0 500 1000 1500 2000 2500 3000 3500 40000,1
0,2
0,3
0,4
0,5
Aço I-Nb
Raz
ão d
e re
ven
imen
to
Tempo de revenimento (s)
T=300oC
T=400oC
T=500oC
T=600oC
Figura 6.18. Razão de revenimento em função do tempo de revenimento para os aços I-Nb.
A cinética de revenimento pode ser avaliada por uma relação que descreve a transformação de
fase no estado sólido controlado por difusão, proposta por Johnson e Mehl (Johnson, 1939) e
Avrami (Avrami, 1941). Esta relação é largamente usada para descrever à cinética de
transformações de fase no estado sólido e de recristalização em materiais metálicos. Como a
evolução da razão de revenimento com o tempo e a temperatura é também controlada por
mecanismos de difusão, a cinética de revenimento pode ser, portanto, avaliada pela equação:
( )( )mDtexp1 −−=τ (6.7)
onde t é tempo de revenimento, m é o expoente de envelhecimento que depende do material e
do tratamento térmico prévio. D é um parâmetro que depende da temperatura de revenimento
e segue a equação de Arrehnius:
��
���
�−=
RTQ
expDD 0 (6.8)
onde D0 é um fator pré-exponencial, Q é a energia de ativação da transformação de fases no
revenimento, T é a temperatura absoluta e R=8,31J/molK.
64
A partir das equações (6.6), (6.7) e (6.8), pode-se exprimir a dureza das amostras revenidas
como uma função do tempo e da temperatura pela equação:
( )( )m0 Dtexp)HH(HH −−+= ∞∞ (6.9)
Rearranjando a equação (6.9) e aplicando o logaritmo neperiano, tem-se:
)t(lnmRTQ
mDln.mHH
HHlnln 0
0 +−=��
��
−
−
∞
∞ (6.10)
Avaliando esta equação linear tem-se como regressores 1/T e ln(t). Os parâmetros que
caracterizam a cinética de revenimento, m, D0 e Q, foram determinados por regressão linear
múltipla, a partir do conjunto de valores das durezas das amostras após o revenimento, dados
na tabela 6.3. Os parâmetros de revenimento para os aços I (sem Nb) e I-Nb (com Nb) estão
listados na tabela 6.4.
Tabela 6.4. Parâmetros da cinética de revenimento obtidos para os aços I-Nb e I.
AÇO Energia de ativação
Q (kJ/mol)
Expoente de
envelhecimento, m
Fator pré-exponencial
D0 (s-1)
Coeficiente de
correlação, R2
I 130 0,169 3.3x104s-1 95,3%
I-Nb 180 0,094 3.5x106s-1 87,9%
Utilizando os parâmetros da cinética de revenimento (tabela 6.4), a dureza Vickers e a razão
de revenimento como uma função do tempo e da temperatura será dada por:
Aço I-Nb:
( )( )094,0Dtexp)278(167H −+=
( )( )094,0Dtexp1 −−=τ
s/mRT
180000exp10x5,3D 26
��
���
�−= (6.11)
Aço I:
( )( )169.0Dtexp)302(167H −+=
( )( )169,0Dtexp1 −−=τ
s/mRT
130000exp10x3,3D 24
��
���
�−= (6.12)
65
As figuras 6.19 e 6.20 mostram os valores experimentais da razão de revenimento em função
dos valores calculados com a lei de cinética de revenimento (eq. 6.11 e 6.12), com o tempo de
revenimento, nas quatro temperaturas de revenimento, para o aço I e I-Nb, respectivamente.
Verifica-se uma boa correlação entre os valores experimentais e os calculados pela lei de
cinética de transformação de fases no revenimento, para os dois aços em estudo.
0,1 0,2 0,3 0,4 0,5 0,6
0,1
0,2
0,3
0,4
0,5
0,6
0,7
R2=93%
Aço I
Ra
zã
o d
e r
eve
nim
en
to e
xp
eri
me
nta
l
Razão de revenimento da lei de cinética
Figura 6.19. Razão de revenimento para o aço I, valores experimentais e calculados com a lei
de cinética de revenimento, com uma função do tempo de revenimento.
66
0,0 0,1 0,2 0,3 0,4 0,5 0,6 0,70,0
0,1
0,2
0,3
0,4
0,5
0,6
0,7
R2=93%
Aço I-Nb
R
azã
o d
e r
eve
nim
en
to e
xp
eri
me
nta
l
Razão de revenimento da lei de cinética
Figura 6.20. Razão de revenimento para o aço I-Nb, valores experimentais e calculados com a
lei de cinética de revenimento, com uma função do tempo de revenimento.
Para se avaliar a consistência dos valores da energia de ativação para a transformação de fases
no revenimento, vamos utilizar os dados dos coeficientes de difusão do Fe, Nb e C na ferrita,
em volume, em contornos de grão e em discordâncias (tabela 6.5), compilados por F. Perrard
(Perrard, 2004).
Tabela. 6.5. Coeficientes de difusão Fe, Nb e C na ferrita
Volume Contorno de grão Discordâncias
D0(m2/s) Q (kJ/mol) δD0(m
3/s) Q (kJ/mol) D0(m2/s) Q (kJ/mol)
Fe 6,00x10-4 281 2,4x10-13 159,3 ------ -----
C 2x10-6 84,9 ----- ----- ------ -----
Nb 1,83x10-3 256,8 7,2x10-9 214,5 1,27x10-2 214,5
δ�- largura do contorno de grão
67
Para o aço I a energia de ativação para a transformação de fases no revenimento calculada é
de 130kJ/mol. Quando se compara este valor com a energia de ativação de difusão intersticial
do C na ferrita, 84,9kJ/mol, é razoável concluir que a taxa que limita a cinética de
revenimento é a difusão intersticial do carbono na ferrita e está associada a precipitação de
carbonetos ε e cementita.
Para o aço I-Nb (com Nb) a energia de ativação para a transformação de fases no revenimento
calculada é de 180kJ/mol. Quando se compara este valor com a energia de ativação de difusão
do Nb na ferrita em volume, 256,8kJ/mol, e ao longo das discordâncias e contornos de grão,
214,5kJ/mol, é razoável concluir que a taxa que limita a cinética de revenimento é a difusão
do Nb na ferrita e está associada à precipitação de NbC a temperaturas maiores que 500oC.
Na precipitação do NbC, o coeficiente de difusão do carbono na ferrita tem pouco influência
sobre a cinética de precipitação, considerando o fato de que ele é muito superior ao
coeficiente de difusão do Nb na ferrita. A 600oC o coeficiente de difusão em volume do C na
ferrita vale 1,65x10-11m2/s e do Nb na ferrita vale 7,75x10-19m2/s.
A precipitação de NbC na ferrita pode ser validada através da figura 6.21, no intervalo de
temperatura entre 600 e 800oC. Este diagrama de fases, temperatura (K) como uma função do
% em peso de carbono, foi construído para duas isopléticas (0,02 e 0,1% em peso de Nb).
Entre 600 e 800oC, de fato verifica-se a baixa solubilidade de NbC na ferrita (Huang, 1990) e,
conseqüentemente a precipitação de carbonetos de Nb na ferrita.
68
Figura. 6.21. Diagrama de fases temperatura como uma função da % em peso de C para duas
isopléticas de Nb: 0,02% (linha contínua) e 0,1% (linha tracejada). (Huang, 1990).
Líquido
T (K)
% em peso de C
69
CAPÍTULO 7. CONCLUSÕES
A microestrutura das amostras temperadas dos aços com (aço I-Nb) e sem Nb (aço I) é
constituída essencialmente de martensita e bainita com morfologia acicular (ferrita bainítica),
com durezas Vickers (carga de 20kgf) de 445 e 469, respectivamente.
Para o aço I, verificou-se que uma maior temperatura de revenimento e um maior tempo de
revenimento implicam em uma menor dureza, e que a dureza praticamente não variou com o
tempo de revenimento para a temperatura de revenimento de 600oC. Além disto, a dureza
tende a saturar para altos tempos de revenimento, para as diferentes temperaturas de
revenimento utilizadas, devido a formação de ferrita e cementita no revenimento.
O aço I-Nb apresentou uma maior resistência ao revenimento para as temperaturas de
revenimento de 500 e 600oC. Para a temperatura de revenimento de 600oC, a dureza
inicialmente aumenta com o tempo de revenimento e após 900s diminui com o tempo de
revenimento. Este aumento na dureza à temperatura de 600ºC está associada à precipitação de
partículas de carbonetos de Nb muito finos e dispersos na ferrita. A precipitação ocorreu
devido ao fato do Nb ter sido parcialmente solubilizado durante a austenitização a temperatura
de 1100ºC.
As medições de microdureza Vickers revelaram, de forma indireta, a presença dos
precipitados de NbC na ferrita. A partir da comparação entre o comportamento dos dois aços,
observou-se que os picos de maior população e com maior valor de microdureza para o aço I-
Nb estão mais deslocados para direita em relação ao aço I.
A lei de cinética de revenimento foi estuda pela equação de Johnson, Mehl e Avrami.
Verificou-se que a razão de revenimento aumenta com o tempo de revenimento para o aço I,
para as temperaturas de revenimento utilizados. O mesmo não ocorre para o aço I-Nb, devido
à resistência ao revenimento para as temperaturas de 500 e 600oC.
Para o aço I (sem Nb) a energia de ativação para a transformação de fases no revenimento
calculada é de 130kJ/mol. Como a energia de ativação de difusão intersticial do C na ferrita é
70
de 84,9kJ/mol, pode-se inferir que a taxa que limita a cinética de revenimento do aço sem Nb
é a difusão intersticial do carbono na ferrita.
Para o aço I-Nb (com Nb) a energia de ativação para a transformação de fases no revenimento
calculada é de 180kJ/mol e quando se compara este valor com a energia de ativação de
difusão do Nb na ferrita em volume, 256,8kJ/mol, e ao longo das discordâncias e contornos de
grão, 214,5kJ/mol, pode-se inferir que a taxa que limita a cinética de revenimento é a difusão
do Nb na ferrita.
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CAPÍTULO 8 - SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS
1. Uso da microscopia eletrônica de transmissão para identificar os precipitados de NbC que
se formaram na ferrita durante o processo de revenimento a temperatura acima de 500oC.
2. Estudar a cinética de revenimento através da técnica dilatométrica e do estudo do
comportamento das respectivas curvas dilatométricas.
3. Utilizar a técnica de nanodureza para se estudar a cinética de revenimento.
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