Influência da microestrutura na difusão de hidrogênio em aço AISI 4340 (MAS 6415S)

UNIVERSIDADE ESTADUAL DE

CAMPINAS

FACULDADE DE ENGENHARIA MECÂNICA

Relatório Final

Trabalho de Conclusão de Curso

Influência da microestrutura na difusão de hidrogênio

em aço AISI 4340 (MAS 6415S)

Autor: Túlio Vigato Prado

Orientador: Profa. Dra. Célia Marina de A. Freire

Campinas, novembro de 2012

UNIVERSIDADE ESTADUAL DE

CAMPINAS

FACULDADE DE ENGENHARIA MECÂNICA

Relatório Final

Trabalho de Conclusão de Curso

Influência da microestrutura na difusão de hidrogênio

em aço AISI 4340 (MAS 6415S)

Autor: Túlio Vigato Prado

Orientador: Profa. Dra. Célia Marina de A. Freire

Curso: Engenharia Mecânica

Trabalho de Conclusão de Curso, apresentado à Comissão de Graduação da

Faculdade de Engenharia Mecânica, como requisito para a obtenção do título de

Engenheiro Mecânico.

Campinas, 2012

S.P. – Brasil

Dedicatória:

Dedico este trabalho a meus pais, Giovani e Cleonice, e a meu irmão,

Felipe, por me darem todo o apoio para que eu atinja meus objetivos e por

sempre terem contribuído ativamente na construção do que eu sou.

Dedico também a meus amigos e colegas de curso, nos quais sempre

pude confiar para tratar das maiores dificuldades ou disfrutar dos momentos

mais prazerosos.

Agradecimentos

Este trabalho não poderia ser terminado sem a ajuda de diversas

pessoas às quais presto minha homenagem:

A meus pais, irmão e familiares, pelo apoio incondicional e incentivos

incessantes para sempre seguir em frente.

Aos meus colegas e amigos, que serviram de sustentação para mim nos

momentos mais complicados e levam um pouco de si a cada página desse

trabalho.

À Profa. Dra. Célia Marina de Alvarenga Freire, pela excelente

contribuição e orientação do meu trabalho.

À Giselle Barata Costa, por contribuir de modo inestimável a esse

trabalho e me suportar por longas horas.

À Faculdade de Engenharia Mecânica por me prover os recursos e o

conhecimento necessários à conclusão desse trabalho, considerando ainda

seus funcionários que me prestaram grande ajuda no desenvolvimento deste,

Eduardo Bernardes e João Polis.

Resumo

PRADO, Túlio Vigato, Influência da microestrutura na difusão de

hidrogênio em aço AISI 4340 (MAS 6415S), Faculdade de Engenharia

Mecânica, Universidade Estadual de Campinas, Trabalho de Conclusão de

Curso, (2012), 46 pp.

A fragilização por hidrogênio é um problema de grande impacto em diversas

indústrias. Em processos como proteção catódica, reações do processo de produção

ou em reações de corrosão, o hidrogênio pode ser absorvido pela estrutura do aço,

causando sua fragilização e a propagação de trincas. Deste modo, o presente trabalho

busca realizar uma análise da influência da microestrutura do aço AISI 4340 em

amostras revenidas à 200oC, 300oC, 400oC e 500oC em relação à susceptibilidade

dessas à produção de hidrogênio e à fragilização por esse elemento. Para esse

objetivo, utiliza-se de micrografias em microscópio óptico para análise das amostras

em questão e ensaios de voltagem cíclica e difusão.

Palavras Chave: fragilização por hidrogênio, aço AISI 4340, ensaio de difusão,

produção de hidrogênio

Abstract

PRADO, Túlio Vigato, Influece of the microstructure in hydrogen diffusion

on AISI 4340 (MAS 6415S) steel, Mechanical Engineering Department, State

University of Campinas, Course Completion Assignment, (2012), 46pp.

Hydrogen embrittlment is a problem of huge impact in many industries. On

processes like cathodic protection, reactions in the manufacturing processes and

corrosion reactions, hydrogen may be absorbed by the structure of steel, causing its

embrittlement and crack propagation. Thereby, the present work seek to perform an

analysis of the influence of the microstructure on AISI 4340 on a tempered steel of

200oC, 300oC, 400oC and 500oC relating to the susceptibility of them to hydrogen

producing and embrittlement. For this objective, it is used micrographs on an optic

microscope for the analysis of those samples and assays of cyclic voltage and

diffusion.

Keywords: hydrogen embrittlement, AISI 4340 steel, diffusion assay, hydrogen

producing

Lista de Figuras

Figura 1: Amostras de aço sujeitas a carregamento. Em a) não houve carregamento

de hidrogênio, enquanto em b) houve este carregamento, evidenciando os efeitos

nocivos que tal processo pode trazer a uma estrutura metálica. (DINI, 1993)

14

Figura 2: Mecanismo da Fragilização por hidrogênio em uma estrutura metálica. 14

Figura 3: Processo de fragilização por hidrogênio causando rupturas em um cano

metálico. (PESSINA, 2012) 15

Figura 4: Organograma de ligas, evidenciando a classificação do aço AISI 4340

frente a todas as ligas.(CALLISTER, 2002) [adaptado] 17

Figura 5: Diagrama de fase binário, destacando-se as linhas de composição

eutetoide (A) e eutética (B). (CALLISTER, 2002) 21

Figura 6: Diferentes aspectos da transformação martensítica, sendo 1) substitucional

ou 2) intersticial. (CALLISTER, 2002) [adaptado] 24

Figura 7: Ilustração do fluxograma de possíveis modos de fragilização por hidrogênio

(HERTZBERG, 1996) 29

Figura 8: Curvatura típica de uma fratura retardada de características de fragilização

por hidrogênio de um aço liga, de espécimes com um entalhe severo (FERREIRA,

2000)

30

Figura 9: Processo pelo qual o tarugo bruto foi submetido até que se gerasse as 10

pastilhas, com espessura de 2,5mm. 31

Figura 10: Processo ao qual as pastilhas foram submetidas para micrografia. 33

Figura 11: Potenciostato/Galvanostato EG&G Princeton Applied Research modelo

273A utilizado para os testes de voltometria e difusão. 34

Figura 12: Ilustração do aparato utilizado para o teste de hidrogenação. 35

Figura 13: Micrografia do aço 4340 revenido em 200oC com aumento de 200x no

microscópio óptico Neophot. 36







Figura 17: Micrografia do aço 4340 sem revenimento com aumento de 200x no


Figura 18: Curva de voltagem cíclica de Corrente (A) por Tempo (s) para o aço

revenido a 200oC.

39


revenido a 300oC.

39


revenido a 400oC.

40


revenido a 500oC.

40

Figura 22: Comparativo entre as curvas de voltagem cíclica dos aços revenidos em

200oC, 300

oC, 400

oC, 500

oC e no aço sem revenimento.

41

Figura 23: Detalhe do comparativo entre as curvas de voltagem cíclica dos aços

revenidos em 200oC, 300

oC, 400

oC, 500


42

Figura 24: Curva de Corrente (A) por Tempo (s), evidenciando que a difusão de hidrogênio na

amostra revenida a 200oC ocorreu de modo mais acentuado do que na de 300

oC.

43

Lista de Tabelas

Tabela 1: Composição química padrão pela ASTM da liga AISI 4340. (INTERLLOY,

2012)

17

Nomenclatura

Letras Latinas

J Fluxo de Difusão [kg/m2-s]

M Massa [kg]

A Área [m2]

t Tempo [s]

D Coeficiente de Difusão [m2/s]

C Concentração [kg/m3]

x Posição [m]

Do Constante Pré-exponencial [m2/s]

Qd Energia de Ativação para a Difusão [J/mol]

R Constante universal dos gases [J/mol.K]

T Temperatura absoluta [K]

Letras Gregas

e Tensão de escoamento [N/m2]

Siglas

AISI American Iron and Steel Institute;

ASTM American Society for Testing and Materials;

HB Hardness Brinell

CCC Cúbico de corpo centrado

TCC Tetragonal de corpo centrado

SUMÁRIO

1. INTRODUÇÃO: ................................................................................................................. 11

2. OBJETIVO: ........................................................................................................................ 13

3. REVISÃO DA LITERATURA: ......................................................................................... 14

3.1 Aço AISI 4340 ................................................................................................................. 14

3.2 Diagramas de fase binários.......................................................................................... 17

3.2.1 Diagrama bifásico Fe – C ...................................................................................... 18

3.3 Martensita ....................................................................................................................... 19

3.4 Martensita Revenida ..................................................................................................... 19

3.5 Tratamento Térmico ...................................................................................................... 20

3.6 Tratamento Térmico dos Aços ..................................................................................... 21

3.7 Efeitos de Composição ................................................................................................. 24

3.7.1 Liga eutetoide .......................................................................................................... 24

3.7.2 Liga Hipoeutetoide.................................................................................................. 25

3.7.3 Liga Hipereutetoide ................................................................................................ 25

3.8 Fragilização por hidrogênio .......................................................................................... 26

3.9 Fragilização da Martensita revenida ........................................................................... 28

4. MATERIAIS E MÉTODOS: ............................................................................................. 29

4.1 Adequação das amostras ............................................................................................. 29

4.2 Identificação das microestruturas e teste de hidrogenação .................................... 30

4.2.1 Tratamento térmico das pastilhas de aço 4340 ................................................. 30

4.2.2 Micrografia das pastilhas de aço revenido ......................................................... 30

4.2.3 Análises eletroquímicas ......................................................................................... 31

5. RESULTADO E DISCUSSÃO: ....................................................................................... 33

5.1 Identificação das microestruturas ................................................................................ 34

5.2 Curvas dos testes de difusão e de voltagem cíclica ................................................ 36

6. CONCLUSÃO: .................................................................................................................. 41

7. REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS: ............................................................................. 42

1. INTRODUÇÃO:

Desde a utilização do homem na pré-história, mas principalmente a partir

da Segunda Revolução Industrial, cada vez mais os metais vem sendo usados

em aplicações nas quais se exige que suportem ser sujeitos a grandes tensões

e evitem ao máximo entrar em processo de ruptura, perdendo sua utilidade na

grande maioria dessas aplicações.

Um grande desafio, nesse aspecto, é que há certa relação inversa entre a

resistência mecânica de um material e sua tenacidade à fratura, em outras

palavras, pretendendo-se aumentar a resistência mecânica, a tenacidade à

fratura tende a diminuir. Um modo de contornar esse problema em engenharia

é alterar quimicamente a composição do material, objetivando-se assim o

aumento da resistência mecânica sem o sacrifício da tenacidade à fratura.

Nesse contexto, considera-se o aço AISI 4340, sendo este de alta

resistência, oferecendo também altas ductilidade e tenacidade, sendo utilizado

principalmente como componente de máquinas e equipamentos, como

virabrequins para aviões e veículos em geral. Para essas utilizações, é

importante que o material se mantenha resistente, pois é sujeito a elevadas

cargas, solicitações cíclicas e também a ambientes agressivos. Além disso, o

material deve-se mostrar leve, para não comprometer a eficiência nas

aplicações relacionadas à transporte, já que material mais pesado, exigirá um

maior gasto de energia. Considerando tais requisitos, o aço AISI 4340 mostra-

se bastante interessante para essas aplicações.

Todavia, tal aço se mostra consideravelmente susceptível à fragilização

por hidrogênio, principalmente durante a têmpera em determinadas faixas de

temperatura. A fragilização por hidrogênio se define como o processo de

fragilização de metais, principalmente de alta resistência, quando expostos à

hidrogênio. Tal processo tem recebido cada vez mais atenção, devido aos

problemas que pode causar em ligas de importante aplicação na indústria. O

processo ocorre normalmente pela presença não intencional do elemento

durante operações de formação ou acabamento do metal. (SHIM, 1990)

Figura 1: Amostras de aço sujeitas a carregamento. Em a) não houve carregamento de hidrogênio, enquanto

em b) houve este carregamento, evidenciando os efeitos nocivos que tal processo pode trazer a

uma estrutura metálica. (DINI, 1993)

O processo se inicia quando hidrogênio atômico se difunde pelo material.

Em altas temperaturas ou sujeito a um gradiente de concentração, o hidrogênio

pode se difundir pela estrutura do metal. Quando esse hidrogênio atômico se

recombina com outros átomos do mesmo elemento nos vazios da estrutura

metálica, o gás hidrogênio produzido em resultado cria uma pressão interna,

em direção ao exterior da estrutura. A pressão interna pode agir de modo a

diminuir a ductilidade do material e aumentar as tensões internas, podendo

atingir os níveis que causarão a ruptura deste.

Figura 2: Mecanismo da Fragilização por hidrogênio em uma estrutura metálica.

A fragilização por hidrogênio pode ocorrer em qualquer operação em que

o metal tenha contato com hidrogênio atômico ou molecular, como proteção

catódica, fosfatização, decapagem, soldagem por arco e têmpera.

Figura 3: Processo de fragilização por hidrogênio causando rupturas em um cano metálico.(PESSINA, 2012)

Enquanto não houve a ruptura do material, é possível reverter o processo

pela remoção do hidrogênio preso à microestrutura, submetendo o material a

temperaturas a partir de 500oC. Nos processos de soldagem, é comum a

utilização de pré ou pós aquecimento para permitir que o hidrogênio se

desprenda da estrutura antes de causar danos a ela. (BARTH, 1970)

2. OBJETIVO:

Considerando a susceptibilidade do aço AISI 4340 à fragilização por

hidrogênio, bem como a importância da integridade de suas propriedades

mecânicas para os mais diversos usos, destacando-se a indústria aeronáutica,

este trabalho tem como objetivo:

Estudar as características micro estruturais e de transformação de fases

do aço AISI 4340

Analisar a influência do tratamento térmico na faixa de temperatura de

200oC a 500ºC e a microestrutura correspondente sobre a difusão de

hidrogênio

Espera-se assim obter uma boa compreensão da estrutura do aço AISI

4340 e de seu comportamento diante dos processos de tratamento térmico e

de fragilização por hidrogênio.

3. REVISÃO DA LITERATURA:

3.1 Aço AISI 4340

O aço estudado pertence à classe de ligas 43, sendo assim um aço com

os principais elementos de liga sendo cromo, níquel, molibdênio, e 0,4% de

carbono, como indicado pelo final 40.

Sua aplicação ocorre principalmente em componentes mecânicos em

geral sob a ação de tensões dinâmicas e é utilizado para a fabricação de peças

na indústria automotiva, na indústria petrolífera e construção naval, além de ser

utilizado em virabrequins para aviões, veículos em geral e em engrenagens e

eixos muito solicitados. Normalmente é fornecido já tratado (através de

processos para alívio de tensões) e totalmente ultrasonado com dureza média

de 248 HB. O tamanho médio do grão é de 6 (ASTM). Além disso, se

caracteriza por alta temperabilidade, entre os de construção mecânica, e boa

forjabilidade. Todavia, este apresenta usinabilidade e soldabilidade ruins.

(SIMMONS, 1978)

O organograma abaixo, detalha os tipos de liga e demonstra a categoria

na qual o aço AISI 4340 está inserido:

Figura 4: Organograma de ligas, evidenciando a classificação do aço AISI 4340 frente a todas as

ligas.(CALLISTER, 2002)

Sua especificação química pode variar um pouco de acordo com sua

aplicação, dentro dos limites definidos abaixo:

Tabela 1: Composição química padrão pela ASTM da liga AISI 4340. (INTERLLOY,2012)

Composição Química (%)

Carbono 0,37 - 0,44

Cromo 0,10 - 0,35

Manganês 0,55 - 0,90

Molibdênio 0,20 - 0,35

Níquel 1,55 - 2,00

Fósforo 0,00 – 0,04

Silício 0,15 - 0,30

Enxofre 0,04 máximo Ferro até completar 100

Apesar de o aço 4340 ser largamente utilizado por permitir uma vantajosa

combinação de resistência, ductilidade e tenacidade em aplicações como

componentes de máquinas e sistemas, este é altamente suscetível ao

processo de fragilização durante o processo de têmpera em determinadas

faixas de temperatura. (ZEHNDER, 1990)

Cada elemento presente no aço, possui uma função específica de

melhoria das propriedades nesse material.

O carbono é o elemento responsável por, mesmo em baixas

concentrações, conferir grande aumento da resistência nos metais, sendo este

considerado o mais importante. Essa resistência se faz presente através de

três mecanismos diferentes de endurecimento:

a) Formação da cementita e perlita: o carbono possui um raio

atômico que comparativamente com o ferro, não permite nem que esse ocupe

espaços intersticiais nem que tome o lugar do ferro na matriz, possuindo assim

pouca solubilidade. Desse modo, quando o carbono é adicionado ao ferro, esse

tende a formar uma segunda fase, Fe3C ou cementita, que apresenta uma

estrutura de alta dureza. Durante o processo de solidificação, é comum surgir

uma combinação de duas fases: a ferrita (extremamente dúctil e pobre em

carbono) e a cementita, formando uma fase lamelar chamada de perlita. A

junção das duas fases, uma de alta dureza com outra de alta ductilidade, acaba

por formar um material de alta resistência, porém mantendo bons níveis de

tenacidade à fratura.

b) Transformação martensítica: tal processo ocorre a partir de altas

taxas de resfriamento a partir da austenita (fase estável a altas temperaturas),

como nas têmperas. Nessa transformação, não há tempo para que haja

mudança química dos átomos de carbono na solução. Desse modo, a estrutura

CCC (cúbica de corpo centrado) acaba por gerar uma estrutura TCC

(tetragonal de corpo centrado), elevando a resistência do aço por tensões

internas geradas. A transformação martensítica é comentada em mais

detalhes, na seção de ‘Tratamentos térmico dos aços’.

c) Transformação bainítica: a bainita, da mesma forma que a perlita,

é constituída por fases de cementita e ferrita, porém estas se arranjam de

modo diferente, sendo ou como agulhas de ferrita separadas pelas células de

cementita ou como placas finas de ferrita com partículas de cementita na forma

de bastões. Tal transformação ocorre acima da transformação martensítica e

abaixo da transformação perlítica, normalmente entre 215 e 540º C, gerando

assim uma estrutura com propriedades intermediárias entre a martensita e a

perlita. (CALLISTER, 2002)

Apesar do carbono ser o elemento de liga mais importante, outros têm

sua importância, influenciando em diferentes aspectos.

O cromo é capaz de provocar a formação de carbonetos de cromo de alta

dureza, e resultará em um aço mais dúctil do que se apenas tivesse

aumentado a quantidade de carbono. Além disso, é conhecido como principal

componente do aço inoxidável, sendo assim responsável por melhorar a

resistência à corrosão. (SILVA, 1988)

O níquel não forma carbonetos ou óxidos, mas é solúvel na matriz

ferrítica, provocando um aumento na resistência mecânica sem perda de

tenacidade à fratura. (SILVA, 1988)

O manganês funciona como um agente dessulfurante e desoxidante, além

de dissolvido na ferrita, provocar um aumento na resistência mecânica. (Silva,

1988)

Já o molibdênio forma carbonetos, adicionando dureza e tenacidade e

contribui para um grão mais fino. (SILVA, 1988)

Outros elementos como fósforo e enxofre não trazem vantagens de

propriedade na liga e estão presentes apenas como elementos residuais do

processos de fabricação desta.

3.2 Diagramas de fase binários

Os diagramas de fase binários têm a temperatura e a composição da liga

como seus parâmetros de variação e definem o comportamento desta em

relação ao equilíbrio das fases, o qual influencia na microestrutura do material.

Para determinação da composição das fases no diagrama, utiliza-se de

linhas que são chamadas isotermas, enquanto que para determinação da

quantidade das fases, utiliza-se da “Regra da Alavanca”.

As linhas isotermas são linhas paralelas ao eixo da composição da liga,

que se limitam às fronteiras de fases existentes. Através de linhas

perpendiculares a esta, tangentes à isoterma, é possível determinar as fases

presentes. Já a “Regra da Alavanca” consiste num artifício matemático que

leva em consideração a proporção entre os dois braços da linha isoterma,

tendo o ponto específico da composição do soluto como referência, sendo

possível assim a determinação da quantidade de cada fase presente no

material. (CALLISTER, 2002)

3.2.1 Diagrama bifásico Fe – C

Dentre os diagramas de fases, o mais extensamente utilizado e de maior

importância para esse trabalho, é o Diagrama de Fe-C. Dentro desse contexto,

é conveniente analisar o comportamento do ferro, quando sujeito à diferentes

temperaturas e composição, tendo o carbono, como soluto. (CHIAVERINI,

1979)

O ferro puro quando aquecido passa por duas mudanças de fase antes se

fundir. À temperatura ambiente, sua estrutura é chamada de Ferrita, ou ferro α

e sua estrutura cristalina é do tipo CCC. Em torno de 912oC, este se transforma

em austenia, ou ferro γ, tendo assim estrutura CFC. A partir de 1304oC, este

retorna à estrutura CCC na forma de ferrita δ, e se continuar aumentando a

temperatura, este se fundirá aos 1538oC. Essa sucessão de fases se mantém

até a composição de 6,70% de carbono, onde é interrompido pela linha da

cementita (Fe3C). (CALLISTER, 2002)

Figura 5: Diagrama de fase binário, destacando-se as linhas de composição

eutetoide (A) e eutética (B).(CALLISTER, 2002)

3.3 Martensita

Das diversas estruturas possíveis de serem produzidas por ligas de aço, a

martensita se destaca como a mais dura e mais resistente, todavia a mais

frágil. A martensita é uma estrutura monofásica que resulta a partir de uma

transformação da austenita, quando não houve difusão. Ela pode ser vista

como um produto de transformação que é competitivo com a perlita e a bainita.

A transformação martensítica ocorre quando a taxa de resfriamento é rápida o

suficiente para prevenir a difusão do carbono, sendo que qualquer difusão

resultará na formação de estruturas de ferrita e cementita. Assim, utiliza-se da

têmpera, ou seja, submete-se o aço em estado austenitizado a um rápido

resfriamento, inibindo a difusão do carbono e resultando em uma estrutura

TCC. (CALLISTER, 2002)

3.4 Martensita Revenida

Devido a alta fragilidade da martensita, sua aplicação torna-se bastante

limitada. Assim, utiliza-se do processo de revenimento para aprimorar a

ductilidade e a tenacidade, além de aliviar as tensões internas. Tal processo

consiste no aquecimento do aço em estado martensítico, por um tempo

específico, até uma temperatura abaixo da temperatura eutetoide. De modo

geral, o revenido é feito entre as temperaturas de 250oC e 650oC, sendo que as

tensões internas podem ser reduzidas com temperaturas baixas em torno de

200oC.

No contexto de transformação de fases, o processo de revenimento leva a

estrutura martensítica TCC supersaturada em carbono, para a martensita

revenida, contendo fases estáveis de ferrita e cementita. Sua microestrutura

consiste em pequenas partículas de cementita espalhadas em uma estrutura

contínua de ferrita.

A martensita revenida pode ser quase tão dura e tão resistente quanto a

martensita que não passou pelo processo de revenimento, todavia com uma

ductilidade e tenacidade substancialmente maiores. Sua alta resistência e

dureza se explicam pelas diversas fronteiras entre as fases de perlita e

cementita que funcionam como barreiras à propagação de tensões e pela

dureza inerente desta segunda fase. (CALLISTER, 2002)

3.5 Tratamento Térmico

Os tratamentos térmicos em metais ou ligas metálicas são definidos como

processos de aquecimento ou resfriamento, controlando-se outros parâmetros

como: temperatura, atmosfera, tempo, velocidade de resfriamento. Tais

operações têm como objetivo melhorar certas propriedades do material e

conceder-lhe certas características de interesse, como maior dureza, maior

resistência ou aumento da homogeneidade.

Dentre os tratamentos térmicos os mais comuns são: têmpera,

revenimento, recozimento, cementação e nitretação.

3.6 Tratamento Térmico dos Aços

Os metais são formados em sua microestrutura por grãos (ou cristais),

sendo que sua disposição e suas características são de extrema importância

para definir o comportamento e definir aspectos físicos desse material. Através

dos tratamentos térmicos, é possível ter um controle maior dessa

microestrutura e consequentemente de suas variáveis mecânicas. O novo

arranjo dessa microestrutura é chamado de alotropia e pode ocorrer diversas

vezes em um mesmo matéria, de acordo com a alteração dos parâmetros já

citados. Uma nova alotropia pode provocar mudanças importantes na

microestrutura, fazendo por exemplo um elemento que não era solúvel, se

dissolver no material ou vice-versa. (CAHN, 1996)

Os tratamentos térmicos envolvem o resfriamento rápido e contínuo de

uma amostra austenitizada em algum tipo de meio de resfriamento rápido

(têmpera), tal como água, óleo ou ar. As propriedades ótimas de um aço que

foi temperado e então revenido podem ser obtida somente se durante o

tratamento térmico por têmpera a amostra tiver sido transformada de modo

conter um alto teor de martensita; a formação de qualquer perlita ou bainita irá

resultar em uma combinação de características mecânicas piores. Durante o

tratamento por têmpera, é impossível resfriar toda a amostra de modo uniforme

– a superfície desta irá resfriar mais rapidamente do que as regiões no interior.

Assim, a austenita irá passar por transformações não uniformes em diferentes

localizações, acarretando uma possível variação na microestrutura e nas

propriedades em função da posição na amostra.

O sucesso do tratamento térmico em aços para produzir uma

microestrutura martensítica em toda a seção transversal depende

principalmente de três fatores: (1) da composição da liga, (2) do tipo e da

natureza do meio de resfriamento, (3) do tamanho e da forma da amostra.

(CALLISTER, 2002)

Os tratamentos térmicos dos aços, principalmente a têmpera, dependem

diretamente da “temperabilidade”, ou seja, a propriedade que determina a

profundidade e distribuição de dureza quando uma liga ferrosa é resfriada

rapidamente.

Existem dois fatores envolvidos nos tratamentos térmicos que são

capazes de causar essas alterações. Esses são: a)Transformação martensítica

e b)Mecanismo de difusão.

a) Transformação martensítica

A estrutura cristalina dos metais se consiste em átomos arranjados em um

determinado modo, que pode variar de acordo com a temperatura e a pressão

a que esse é sujeito. Consiste em uma transformação de fase na qual não há

necessidade de difusão dos átomos para a nucleação e crescimento de novas

fases, sendo que para surgimento das novas fases é necessário que os átomos

se arranjem de modo coordenado e/ou cooperativo. Destaca-se a fase

martensítica resultante pode ser tanto de natureza 1) substitucional ou 2)

intersticial, como mostrado abaixo.)

Figura 6: Diferentes aspectos da transformação martensítica, sendo 1) substitucional ou 2) intersticial

(CALLISTER, 2002) [adaptado]

Além disso, a composição química do material se mantém em relação à

fase austenítica e a sua transformação é acompanhada de variações

dimensionais.

Para que ocorra a transformação martensítica, é necessário que a fase

estável que cresce e se desenvolve sobre a fase metaestável, tenha com esta

grande contato. Quanto menor for a energia para colocar essas fases em

interação, mais energia estará disponível para causar essas transformação,

tornando-a mais provável. (CAHN, 1996)

b)Mecanismo de difusão

Alterações nos parâmetros de temperatura e pressão podem alterar

consideravelmente a solubilidade do material em relação a um determinando

elemento, modificando sua homogeneidade. O processo de difusão ocorre

quando átomos dissolvidos se espalham pela estrutura cristalina na tentativa

de formar uma estrutura homogênea, ou seja, os átomos deslocam-se de um

lugar para outro do retículo para ocupar possíveis lacunas na estrutura. Dois

requisitos são necessários para que ocorra a nucleação: o átomo deve possuir

energia suficiente para quebrar as ligações com os átomos de seu entorno e

deve haver uma lacuna de átomos na estrutura. A difusão também pode

ocorrer de dois modos, sendo esses: 1) por lacunas ou 2) intersticial.

A difusão pode ser definida como a quantidade de um certo elemento que

é transportado de um local para outro, através de um determinado tempo. A

velocidade que a difusão ocorre é medida através do fluxo de difusão (J), que

representa o número de átomos (M) que se difunde em uma seção de área do

sólido(A), durante um determinado tempo (t), podendo ser escrito como:

J = (M /A*t) (kg/m2s) Equação 2.1

Quando o fluxo de difusão não varia com o tempo, consideremos o

processo i) em estado permanente, do contrário, é classificado como ii) em

estado não-estacionário.

Quando se analisa a concentração da amostra (C) de modo direcional, a

exemplo no eixo x, utilizando-se uma constante de proporcionalidade D, tem-se

a equação abaixo, chamada de Lei de Fick:

J = - D (dC/dx) (kg/m2s) Equação 2.2

Sendo que o sinal negativo indica que o sentido da difusão é sempre para

abaixar a concentração.

Através da equação, é possível notar que um dos fatores de influência na

difusão em um certo processo é o coeficiente de difusão (D). Assim, diferentes

materiais possuem diferentes coeficientes, tornando-os mais ou menos

propensos a facilitar o processo de difusão. Outro fator de grande influência no

processo de difusão é a temperatura, na medida que esta interfere de modo

exponencial no coeficiente de difusão, como explicitado pela equação abaixo

que define essa distorção:

D= Do. exp[-Qd/ RT] (m2/s) Equação 2.3

Sendo: Do um pré-exponencial antes da aplicação dos efeitos de

temperatura, Qd a energia de ativação necessária para a difusão, R a constante

universal dos gases e T a temperatura absoluta do material.(CALLISTER,

2002)

3.7 Efeitos de Composição

A composição de uma liga terá grande efeito sobre as características de

sua microestrutura, desse modo, faz-se interessante realizar algumas

distinções:

3.7.1 Liga eutetoide

A liga eutetoide possui um comportamento bastante próximo ao da liga

eutética. A liga eutética se caracteriza por possuir apenas um ponto de fusão.

Esse ponto de fusão é mais baixo do que o de qualquer outro dos

componentes da liga e não é possível torná-lo menor com mudanças na liga.

Quando uma liga eutetoide fundida é resfriada, os diferentes constituintes da

liga vão se solidificar em suas respectivas fases, à mesma temperatura.

Assim, a liga eutetoide possui comportamento bastante parecido, todavia

a mudança de fases ocorre na fase sólida, em contraste com a eutética que

ocorre na fase líquida. Quando se resfria essas estrutura a partir da

temperatura solidus, os constituintes formam diferentes fases cristalinas,

formando um microestrutura única. O aço eutetoide, possui por exemplo 0,77%

de carbono em sua composição e quando resfriada lentamente, a solução

única de ferro e carbono (austenita) se separará em duas formações de ferrita

e cementita, formando uma estrutura em camadas chamada perlita. (DOSSET,

2006)

3.7.2 Liga Hipoeutetoide

Diferente da liga eutetoide, a liga hipoeutetoide possui dois pontos

diferentes de fusão. Tais pontos de fusão se encontram acima do ponto de

fusão eutético do sistema como um todo, porém abaixo do ponto de fusão

específico dos elementos individuais. Quando resfriada, o elemento com maior

ponto de fusão irá se solidificar primeiro,e ao fim do processo, comumente

forma-se uma solução completamente sólida. A liga hipoeutetoide se

caracteriza também por possuir duas temperaturas críticas que definem seu

comportamento. O aço hipoeutetoide possui menos de 0,77% de carbono em

sua composição. Quando se resfria aço hipoeutetoide a partir da temperatura

de transformação austenítica, formam-se pequenas esferas de ferrita, que

continuarão a crescer até que o resto do material atinja a concentração

eutetoide. A partir disso, a mistura eutetoide pode se cristalizar no formato de

perlita. (DOSSET, 2006)

3.7.3 Liga Hipereutetoide

A liga hipereutetoide assim como a hipoeutetoide possui dois diferentes

pontos de fusão além de duas temperaturas críticas. Quando se resfria uma

liga hipereutetoide, é o soluto em excesso que se solidifica antes, o que ocorre

até que o material restante atinja a composição eutetoide, quando se separa

para cristalizar em uma estrutura diferente. Os aços hipereutetoide, possuem

portanto mais de 0,77% de carbono em sua composição e quando resfriados

lentamente é a cementita que começa a se cristalizar e quando o material

restante atinge a composição eutoide, se cristaliza como perlita. Como a

cementita é muito mais resistente que a perlita, o aço eutetoide mostra-se mais

resistente, porém menos duro. (DOSSET, 2006)

3.8 Fragilização por hidrogênio

O processo de fragilização se inicia quando átomos de hidrogênio se

difundem através da estrutura do metal. Como já visto, em altas temperaturas,

esse processo é acentuado, sendo assim, em todos os processos que o metal

é sujeito em altas temperaturas, haverá mais probabilidade que ocorra difusão

do hidrogênio por através de sua microestrutura. Todavia, o processo também

pode ocorrer se facilitado por um gradiente de difusão.

Nesse contexto, o hidrogênio molecular se difunde pelos vazios do

retículo e se recombina, formando hidrogênio molecular e gerando altas

pressões internas, que acabarão por provocar fissuras no material.

Os metais mais suscetíveis a esse processo são os de alta resistência e

baixa liga, sendo que as ligas de níquel e titânio são as mais suscetíveis. Do

mesmo modo, algumas ligas e metais são bem pouco suscetíveis ao processo,

como aço inoxidável austenitizado, alumínio e suas ligas e cobre e suas ligas.

Os processos de manufatura que podem provocar o início do processo de

fragilização por hidrogênio são vários, sendo os principais: como proteção

catódica, fosfatização, decapagem, soldagem por arco e têmpera. Além

desses, outros processos em que o hidrogênio atômico se faz presente podem

provocar o processo, como a corrosão galvânica, as reações de metais com

ácidos.

Quando a fratura ainda não começou a se propagar, é possível reverter o

processo de fragilização, fazendo com que o hidrogênio sofra difusão para o

exterior da estrutura, sem causar maiores danos. Assim, aplica-se em certos

processos de fabricação, o aquecimento do material para evitar que o processo

de fragilização se efetue. (BARNOUSH, 2011)

Em relação ao mecanismo que desenvolve a fragilização, não há ainda

um consenso, sendo que boa parte dos autores apontam que o processo pode

ser desencadeado por todos os mecanismos de fragilização possíveis, ou seja,

pode envolver clivagem, quase-clivagem, inter-granular ou fratura alveolar

(nucleação, crescimento e coalescência de microcavidade).

Dentre alguns autores, DIETER indica que a fragilização por hidrogênio

pode envolver clivagem, intergranular ou fratura alveolar, dependendo do nível

de tensão. ETELMAN e MCEVILY afirmam que pode ocorrer falha pela

combinação de clivagem e rasgamento fibroso, trazendo também evidências de

quase-clivagem e alvéolos rasos em algumas regiões da superfície de fratura.

Para ENGEL e KLINGELE, a fratura está envolvida com o grão prévio da

austenita, podendo ser transgranular ou inter-granular. Já no METAL

HANDBOOK consta-se que essa mesma fragilização pode mudar de fratura

alveolar para quase-clivagem, clivagem ou fratura intergranular.

É possível visualizar bem os possíveis mecanismos de fragilização

através de um fluxograma ilustrado em HERTZBERG, 1996, ilustrado abaixo:

Figura 7: Ilustração do fluxograma de possíveis modos de fragilização por hidrogênio

(HERTZBERG, 1996) [adaptado]

A figura abaixo ilustra as grandes variações que podem ocorrer na

resiliência de aços, quando expostos ao hidrogênio. (FERREIRA, 2000)

Figura 8: Curvatura típica de uma fratura retardada de características de fragilização por hidrogênio de um aço

liga, de espécimes com um entalhe severo (FERREIRA, 2000)

3.9 Fragilização da Martensita revenida

Apesar de alguns relatos datando o fim do século XIX, apenas a partir da

década de 1950 o fenômeno de fragilização da martensita revenida começou a

ser estudado intensamente. Dois tipos diferentes de fragilização pelo revenido

podem ser definidos: (1) a fragilização da martensita revenida [FMR]

(fragilização a 350oC), que ocorre normalmente nos aços de relativamente

alto e (2) a fragilização pelo revenido reversível, que ocorre para metais de

muito baixo, em que se observa a decomposição da martensita em ferrita e

cementita.(FERREIRA, 2000)

4. MATERIAIS E MÉTODOS:

Nas seções abaixo, detalham-se os procedimentos utilizados para

preparação das amostras e os testes subsequentes a que estas foram

submetidas, para chegar aos objetivos descriminados no início do trabalho.

4.1 Adequação das amostras

Para o seguinte trabalho, utilizaram-se tarugos de aço bruto AISI 4340.

Os tarugos brutos foram torneados em um torno universal Nardini modelo

mascote, para retirada do aço oxidado. A partir desses tarugos, utilizou-se uma

serra de fita Franho, para cortar o material em pastilhas de espessura de

aproximadamente 4,5mm.

Após as pastilhas formadas, utilizou-se da fresadora universal Siitron, na

qual as amostras foram faceadas para atingir espessuras de 2,5mm. Para

acabamento, eliminando-se possíveis rebarbas e defeitos, utilizou-se uma

lixadeira de mesa do tipo cinta.

Ao final do processo, obteve-se 10 (dez) amostras no formato de pastilha

do aço AISI 4340, na espessura de 2,5 mm. O processo e as máquinas

utilizadas estão ilustrados abaixo:

Figura 9: Processo pelo qual o tarugo bruto foi submetido até que se gerasse as 10 pastilhas, com espessura

de 2,5mm.

4.2 Identificação das microestruturas e teste de hidrogenação

4.2.1 Tratamento térmico das pastilhas de aço 4340

Tendo-se obtido as 10 (dez) pastilhas nas medidas requeridas, estas

foram submetidas a um tratamento térmico de têmpera, seguidas de um

processo de revenimento.

Inicialmente todas as peças foram aquecidas a 840oC por uma hora e em

seguida resfriadas rapidamente imersas em óleo.

A partir desse momento, as peças foram separadas em conjunto de duas,

sendo que cada conjunto foi submetido a um processo de revenimento

permanecendo durante 2 (duas) horas em forno, em uma das temperaturas

que se segue: 200oC, 300oC, 400oC e 500oC.

4.2.2 Micrografia das pastilhas de aço revenido

Na etapa seguinte do trabalho procurou-se utilizar da micrografia para

analisar a microestrutura das pastilhas de aço 4340 revenido, objetivando-se

assim identificar as principais fases presentes em cada conjunto de pastilhas

sujeito a diferentes temperaturas. Nesse procedimento, utilizou-se uma pastilha

de cada conjunto de temperaturas, sendo que as outras foram reservadas para

o teste de hidrogenação.

Para a micrografia, as pastilhas tiveram de ser preparadas segundo um

mesmo procedimento para que suas respectivas imagens no microscópio

óptico estivessem nítidas, permitindo assim a identificação das fases na

microestrutura.

Inicialmente, as pastilhas eram lixadas na máquina de lixar com água,

passando por lixas de carbeto de silício (SiC) de granulometrias cada vez

maiores, de modo a deixar a superfície das pastilhas cada vez mais lisa e

uniforme. As granulometrias das lixas utilizadas, em ordem crescente, foram:

100, 220, 400, 600, 800 e 1200.

Para adquirir superfícies ainda mais lisas e uniformes, as pastilhas eram

submetidas depois a duas fases de polimento em pasta de diamante de 0,25

m a 1,0 m, utilizando-se álcool etílico ou detergente neutro como líquido

refrigerante.

Em seguida, as pastilhas foram limpas através de ultrassom, submersas

em um recipiente de álcool etílico 98% durante 3 minutos e o metal foi atacado

com nital 2% (2% de acido nítrico e 98% de álcool) por um tempo médio de 5 a

10 segundos.

Finalmente, as pastilhas foram analisadas no microscópio óptico Neophot

modelo 32 e tiveram suas imagens capturadas.

O processo pelo qual as pastilhas foram submetidas para micrografia,

está ilustrado abaixo:

Figura 10: Processo ao qual as pastilhas foram submetidas para micrografia.

4.2.3 Análises eletroquímicas

Nessa etapa, as pastilhas foram preparadas e em seguida submetidas a

testes de hidrogenação.

As pastilhas utilizadas no teste de hidrogenação, tiveram as duas faces

lixadas ao mesmo modo das que passaram por micrografia, porém, por não

possuírem requisitos de tão radicais de rugosidade e nitidez, foram submetidas

apenas a lixa de granulometria de 100. Em seguida, foram lavadas por 3

minutos no aparelho de ultrassom.

Estas amostras foram montadas numa célula eletroquímica (vide figura

abaixo), em um aparato que consta de dois compartimentos de vidro separados

pela amostra, sendo esta o eletrodo de trabalho.

Duas análises eletroquímicas distintas foram realizadas:

a) Análise por voltametria cíclica: tal teste tem como objetivo obter os

potenciais de redução e oxidação da amostra utilizada. No aparato

utilizado, o primeiro compartimento era cheio com NaOH com

concentração de 0,01M. A célula também utilizou um eletrodo de

referência de calomelano saturado e por fim um contra-eletrodo de

platina. Esta célula foi conectada a um potenciostato/galvanostato

EG&G Princeton Applied Research modelo 273A (vide abaixo), sendo

que todo este aparato foi conectado a um computador para o

tratamento de dados através do software Powersuite. Para realização

dos testes, utilizou-se um potencial de início de -0,1 V e o de retorno

foi de -0,8 V, com a taxa de varredura fixada em 5,0 mV/s e área

exposta de 3cm2.

Figura 11: Potenciostato/Galvanostato EG&G Princeton Applied Research modelo 273A utilizado para os

testes de voltametria e difusão.

b) Análise da difusão do hidrogênio: Nesse momento, manteve-se a

solução no primeiro compartimento (NaOH com concentração de

0,01M) que é onde o hidrogênio que atravessa a amostra é detectado,

e uma solução de H2SO4 com concentração de 0,01M no outro

compartimento, sendo colocado depois de 35 minutos

aproximadamente. Também constam na célula os mesmos eletrodos

utilizados na análise de voltametria e mantém-se o uso do

potenciostato e do computador remoto para análise. Uma ilustração da

célula montada com os eletrodos utilizados pode ser vista abaixo:

Figura 12: Ilustração do aparato utilizado para o teste de hidrogenação.

É prudente comentar que os testes de análises de difusão do hidrogênio

são de difícil aquisição, pois frequentemente a corrente se reduz a níveis

complicados de serem medidos, inviabilizando alguns dos testes.

5. RESULTADO E DISCUSSÃO:

Nesse capítulo são apresentados os resultados da identificação das

fases, das análises de voltametria cíclica e da análise de difusão por

hidrogênio.

5.1 Identificação das microestruturas

As amostras das quatro temperaturas são analisadas abaixo junto das

fotos resultantes da micrografia.

Nas imagens abaixo, as partes claras isoladas são austenita, enquanto

que nas lamelas presentes, as partes claras representam ferrita e as partes

escuras representam perlita. Nas temperaturas de 400oC e 500oC é possível

também observar grandes fases de martensita revenida, mostradas também

como partes escuras.

a) 200oC

Figura 13: Micrografia do aço 4340 revenido em 200oC com aumento de 200x no microscópio óptico Neophot.

b) 300oC


c) 400oC


d) 500oC


É de interesse também comparar as imagens acima com o aço apenas

temperado, sem passar pelo processo de revenimento, como pode ser visto

abaixo:

Figura 17: Micrografia do aço 4340 sem revenimento com aumento de 200x no microscópio óptico Neophot.

5.2 Curvas dos testes de difusão e de voltagem cíclica

Pela observação da curva, observa-se que a corrente inicia uma

tendência de queda, já que não há íons suficientes para condução desta e essa

tendência continua mesmo após adição do H2SO4 (sobressalto da curva em

2100 segundos), pois a reação ainda não ocorreu de modo efetivo. A partir do

momento que a reação de oxidação avança, a corrente volta a crescer, até o

ponto em que grande parte do íon já atravessou a amostra, sendo que o

aumento de corrente pode ser lido em relação à escala de tempo, mostrando o

tempo de início da detecção de hidrogênio, ou seja, o tempo que o hidrogênio

demorou para atravessar uma certa determinada espessura do material. No

caso do gráfico acima, esse tempo é de aproximadamente 10.000s.

Os testes de voltametria cíclica são mostrados abaixo, sendo possível

analisar a resposta das amostras à varredura de potencial.

a) 200oC

Figura 18: Curva de voltagem cíclica de Corrente (A) por Tempo (s) para o aço revenido a 200oC.

b) 300oC


c) 400oC


d) 500oC


A partir dos gráficos comparativos abaixo, nota-se que a curva do aço

revenido a 200oC mostra-se mais deslocada em relação às outras amostras.

Pode-se observar que para um mesmo valor de potencial, a corrente

correspondente se mostra mais negativa para essa amostra, indicando uma

maior facilidade da ocorrência da reação de evolução de hidrogênio. Esse fato

pode indicar uma maior susceptibilidade dessa amostra à fragilização por

hidrogênio, mas para que isso fosse melhor estabelecido, seria necessário um

ensaio de tenacidade à fratura, que não foi o objetivo deste trabalho. As demais

amostras apresentaram comportamento similar em relação à reação

eletroquímica de redução de hidrogênio, como pode ser visto abaixo.

Figura 22: Comparativo entre as curvas de voltagem cíclica dos aços revenidos em 200oC, 300

oC, 400

oC,

500oC e no aço sem revenimento.

Figura 23: Detalhe do comparativo entre as curvas de voltagem cíclica dos aços revenidos em 200oC, 300

oC,

400oC, 500


Através das curvas de difusão adquiridas através dos experimentos, é

possível notar que seu resultado corrobora com os resultados alcançados

através das curvas de voltametria. Como pode ser visto abaixo, o aço revenido

a 200oC, mostra na curva abaixo um ângulo de maior magnitude do que o aço

revenido a 300oC, evidenciando que o íon de hidrogênio é produzido com maior

velocidade na superfície dessa amostra.

Figura 24: Curva de Corrente (A) por Tempo (s), evidenciando que a difusão de hidrogênio na amostra

revenida a 200oC ocorreu de modo mais acentuado do que na de 300

oC.

6. CONCLUSÃO:

Ensaios de Voltametria Cíclica

- o aço revenido a 200oC é o que se mostrou mais susceptível a produção

de hidrogênio sobre sua superfície

- aços revenidos a temperaturas maiores (300oC, 400oC, 500oC) se

mostraram menos susceptíveis à reação de redução de hidrogênio do que o

revenido a 200oC.

- o aço que foi apenas temperado e não passou pelo processo de

revenimento, mostra comportamento similar às amostras de 300oC, 400oC e

500oC.

Ensaios de Difusão

- os resultados dos ensaios de difusão corroboram com os resultados das

voltametrias cíclicas, evidenciando que o aço revenido a 200oC é mais

susceptível do que o de 300oC à produção de hidrogênio em sua superfície.

Sugestão para trabalhos futuros

Como já comentado as curvas de difusão são de difícil aquisição, porém

têm grande importância na comprovação dos resultados publicados nesse

trabalho. Desse modo, é prudente que novos trabalhos validem os resultados

aqui apresentados através de curvas de difusão das amostras utilizadas.

7. REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS:

BARNOUSH, A, Hydrogen Embrittlement, UTE, 1ª Ed, 2004

BARTH, C F. Evaluation of Hydrogen Embrittlement Mechanisms,

Metallurgical and Materials Transactions, Volume 1, Número 2. São Paulo,

1970.

CAHN, Robert W., Physical Metallurgy, Volume 2, Elsevier Science, 1996

CALLISTER, William D. Ciência e Engenharia de Materiais: Uma

Introdução. LTC, 5ª Ed. 2002

CHAN, S L I, Effects of Ferrite/Perlite alignment on the Hydrogen

Permeation in a AISI 4340 Steel, Matterials and Letters, Matterials Letters,

Volume 29.

CHIAVERINI, V. Aços – Carbono e Aços-liga. Associação Brasileira de

Metais, 3ª Ed. 1971

DINI, J W. Electrodeposition – The materials science of coatings and

substrates. Noyes Publications. New Jersey, 1993.

DOSSET, J M, Pratical Heat Treatening, ASM International, 2a Ed, 2006

FERREIRA, Itamar. Fragilização Metalúrgica de Aços. Apostila de Aulas.

Disciplina Propriedades Mecânicas dos Materiais e Mecanismos de Fratura.

UNICAMP, Campinas, 2010.

INTERLLOY PTY LTD, 4340 High Tensile Steel, ASTM, Disponível em

<http://www.interlloy.com.au/data_sheets/high_tensile_steels/4340.html>

PESSINA, Laure-Anne. Une formule magique pour prédire les cassures

dans les acier. Disponível em <http://sti.epfl.ch/page-86877-fr.html>

SHIM, I O. A Study of Hydrogen Embrittlement in 4340 Steel I: Mechanical

Aspects, Materials Science and Engineering, Elsevier, 1990.

SILVA, André L. da Costa; MEI, Paulo Roberto. Aços e ligas especiais.

Eletrometal S.A. Metais Especiais. 2a ed. Sumaré, 1988.

SIMMONS, G W, Fracture Mechanics and Surface Chemistry Studies of

Subcritical Crack Growth in AISI 4340 Steel, Metallurgial and Materials

Transactions, Volume 9, Número 8, 1978.

ZEHNDER, A T, Dynamic Fracture initiation and propagation in 4340 Steel

Under Impact Loading, International Journal of Fracture, Volume 43, Número,

4, 1990.

Documents

Influência da microestrutura na difusão de hidrogênio em aço AISI 4340 (MAS 6415S)