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Smith traduzido - Capítulo 4 - Aços Liga
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CAPITULO 4
AÇOS LIGA
Embora os aços carbono possam ser produzidos em uma ampla gama de resistências a um preço
relativamente baixo, suas propriedades não são sempre adequadas para todas as aplicações de engenharia do
aço. Em geral, os aços carbono têm as seguintes limitações:
1. Não podem ser endurecidos além de cerca de 100.000 psi sem significante perda em tenacidade
(resistência ao impacto) e ductilidade;
2. Aços de grandes seções não podem ser produzidos com uma estrutura completamente
martensítica, e não são então temperáveis profundamente;
3. Rápidas taxas de resfriamento são necessárias para a têmpera total em aços médio-carbono para
produzir uma estrutura martensítica. Este rápido resfriamento leva a distorções de forma e
fraturas no aço tratado termicamente;
4. Aços-carbono têm baixa resistência ao impacto a baixas temperaturas;
5. Aços-carbono têm baixa resistência à corrosão para muitos ambientes de engenharia;
6. Aços-carbono oxidam facilmente a elevadas temperaturas.
Por estas e outras razões, aços-liga têm sido desenvolvidos, os quais, embora custem mais, são mais
econômicos para muitos usos. Em algumas aplicações, os aços-liga são os únicos materiais capazes de reunir
as necessidades de engenharia. Os principais elementos que são adicionados para a fabricação dos aços-liga
são níquel, cromo, molibdênio, manganês, silício e vanádio. Outros elementos às vezes adicionados são:
cobalto, cobre e chumbo.
As principais ligas de engenharia consideradas neste capítulo, são usadas principalmente para
construção e aplicações automotivas . Aços inoxidáveis são tratados no capítulo 7, e aços ferramentas no
capítulo 9.
4-1 CLASSIFICAÇÃO DOS AÇOS-LIGA
Em um senso geral, os aços-liga podem conter acima de cerca de 50% de elementos de liga e ainda
serem chamados aços-liga. Entretanto, em senso técnico, o termo aços-ligas será usado neste texto para se
referir a aços de construções tratáveis termicamente e aços-liga automotivos os quais contenham cerca de 1
a 4 % de elementos de liga.
Os aços-liga nos Estados Unidos são geralmente referidos através do sistema AISI-SAE, o qual usa
quatro dígitos para designar cada liga de aço. Os primeiros dois dígitos indicam o principal elemento de liga
ou grupo de elementos de liga, tais como aqueles listados na Tabela 4.1. Os últimos dois dígitos indicam o
teor de carbono nominal aproximado da liga. A Tabela 4.2 lista a composição nominal de algumas ligas de
aço padrão.
TABELA 4-1
Principais tipos de aços padrão baixa-liga
Nota: B significa aço ao boro.
13xx 40xx 41xx 43xx 44xx 46xx 47xx 48xx 50xx 51xx 51xxx 52xxx 61xx 86xx 87xx 88xx 92xx 50Bxx 51Bxx 81Bxx 94Bxx
Cromo 0.4
Níquel 1.83, cromo 0.5 ou 0.8 molibdênio 0.25 Molibdênio 0.53
Manganês 1.75
Níquel 0.85 ou 1.83, molibdênio 0.2 ou 0.25 Níquel 1.05, cromo 0.45, molibdênio 0.2 ou 0.35
Níquel 3.5, molibdênio 0.25
Cromo 0.6 ou 0.95, vanádio 0.13 ou 0.15 Cromo 1.45 Cromo 1.03
Cromo 0.8, 0.88, 0.93, 0.95 ou 1
Silício 2.00; ou silício 1.4 e cromo 0.7 Níquel 0.55 , cromo 0.5, molibdênio 0.35 Níquel 0.55, cromo 0.5, molibdênio 0.25 Níquel 0.55, cromo 0.5, molibdênio 0.2
Níquel 0.45, cromo 0.4, molibdênio .000.12
Níquel 0.3, cromo 0.45, molibdênio 0.12 Cromo 0.8
Cromo 0.28 ou 0.5
Molibdênio 0.20 ou 0.25; ou molibdênio 0.25 e enxofre 0.042 Cromo 0.50, 0.8 ou 0. 95, molibdênio 0.12, 0.20, ou 0.3
4-2 EFEITOS DOS ELEMENTOS DE LIGA NOS AÇOS-LIGA
Efeitos Gerais dos Elementos de Liga nos Aços
Os elementos de liga são adicionados nos aços-carbono por vários motivos. Alguns dos mais
importantes são:
1. Melhorar as propriedades mecânicas pelo aumento da profundidade de têmpera de um aço;
2. Permitir maiores temperaturas de revenimento enquanto se mantém alta resistência e boa
ductilidade;
3. Melhorar as propriedades mecânicas a altas e baixas temperaturas;
4. Melhorar a resistência à corrosão e oxidação a elevadas temperaturas;
5. Melhorar propriedades especiais tais como resistência à abrasão e comportamento em fadiga.
Os itens 1 e 2 são particularmente importantes. Pelo aumento da profundidade de têmpera dos aços
carbono (item 1), grandes seções podem ser produzidas completamente martensíticas, e então o aumento da
resistência e da tenacidade de uma estrutura temperada podem ser obtidas. Também através do aumento da
profundidade de têmpera de um aço, taxas de resfriamento mais lentas podem ser usadas, e então tensões de
resfriamento podem ser diminuídas. Resfriamento em óleo ou ao ar reduzem os gradientes térmicos, que
podem levar a distorções e a fraturas nos aços.
Pelo aumento da resistência ao revenimento (item 2), os aços-liga são capazes de resistir a maiores
temperaturas durante este tratamento. Um aço liga com menor teor de carbono pode obter a mesma dureza
ao revenido que um aço comum contendo um maior teor de carbono. Considerando que um aço com menor
teor de carbono é em geral mais tenaz que um com mais carbono, os aços-liga com menor teor de carbono
terão sua tenacidade aumentada. Além disso, a tenacidade de um aço-liga será maior do que um aço comum
de igual teor de carbono, ocasionado por uma maior temperatura de revenimento, as quais conferem maior
alívio de tensões, mantendo a mesma dureza.
Distribuição dos Elementos de Liga nos Aços-Liga
A distribuição dos elementos de liga em um aço-liga depende de sua composição. Muitas interações
complexas podem ocorrer e, como o número e quantidade dos elementos de liga são maiores, a
complexidade das interações também irá aumentar. Entretanto, há padrões básicos na distribuição dos
elementos de liga, os quais podem ser observados na Tabela 4.3, para aços–liga recozidos, à temperatura
ambiente.
TABELA 4-2
Composições nominais de aços-liga padrão selecionados
• Todos os aços contêm no mínimo 0,28% de Si, com exceção do 9260; todos os aços contém no
máximo 0,035% de P e 0,040% no máximo de S, exceto os aços de forno elétrico (E), os quais têm
0,025% máximo de P e 0,025% máximo de S.
A IS I-S A E N º. % C % M n % C r % M o % N i % S i *
1330 0 ,3 1 ,751340 0 ,4 1 ,75
5120 0 ,2 0 ,8 0 ,85130 0 ,3 0 ,8 0 ,955140 0 ,4 0 ,8 0 ,85160 0 ,6 0 ,88 0 ,8E 52100 1 ,04 0 ,35 1 ,45
4023 0 ,23 0 ,8 0 ,254037 0 ,37 0 ,8 0 ,254047 0 ,47 0 ,8 0 ,25
4118 0 ,18 0 ,8 0 ,5 0 ,134130 0 ,3 0 ,5 0 ,95 0 ,24140 0 ,4 0 ,88 0 ,95 0 ,2
6150 0 ,5 0 ,8 0 ,95
4620 0 ,2 0 ,55 0 ,25 1 ,834820 0 ,2 0 ,6 0 ,25 3 ,5
4320 0 ,2 0 ,55 0 ,5 0 ,25 1 ,834340 0 ,4 0 ,7 0 ,8 0 ,25 1 ,83
8620 0 ,2 0 ,8 0 ,5 0 ,2 0 ,558640 0 ,4 0 ,88 0 ,5 0 ,2 0 ,558660 0 ,6 0 ,88 0 ,5 0 ,2 0 ,55
9260 0 ,6 0 ,88 2A ço ao S ilíc io
A ço ao N íque l(0 ,55 % )-C rom o -M o lib dên io
A ço ao C rom o -V anád io
A ço ao N íque l-M o lib dên io
A ço ao N íque l(1 ,83% )-C rom o -M o lib dên io
A ço ao M anganês
A ço ao C rom o
A ço ao M o lib dên io
A ço ao C rom o -M o lib dên io
TABELA 4-3
Distribuição aproximada dos elementos de liga nos aços-liga*
* As flechas indicam as tendências
relativas dos elementos listados em
se dissolver na ferrita ou se
combinar em carbetos.
O níquel tem uma menor tendência à formação de carbonetos que o ferro, e então se dissolve na ferrita-
α. O silício se combina com alguma quantidade de oxigênio para formar inclusões não-metálicas, mas
também se dissolve na ferrita. Grande parte do manganês nos aços-liga se dissolve na ferrita-α, não
importando o teor de carbono. O manganês é apenas moderadamente mais formador de carbonetos que o
ferro, e o manganês que forma carbonetos nos aços geralmente dissolve na cementita como (Fe, Mn)3C.
O cromo se divide entre as fases de ferrita e carbetos. A distribuição de cromo depende da quantidade
de carbono e outros elementos formadores de carbonetos presentes no aço. O tungstênio e o molibdênio se
combinam com o carbono para formar carbonetos se o carbono presente for suficiente e se outros elementos
formadores de carbonetos mais estáveis, tais como titânio e nióbio, estiverem ausentes. Vanádio e titânio são
fortes formadores de carbonetos e serão encontrados nos aços, principalmente na forma de carbonetos. Se
houver nitrogênio suficiente, então um pouco de nitreto de será formado. O alumínio se combina com o
oxigênio e nitrogênio para formar os compostos Al2O3 e AlN, respectivamente.
Efeito dos Elementos de Liga no Ponto Eutetóide dos Aços
Todos os elementos de liga substitucionais comuns nos aços, como níquel, cromo, silício, manganês,
tungstênio, molibdênio e titânio, abaixam o teor de carbono eutetóide, tal como mostrado graficamente na
Figura 4.1a. Titânio, tungstênio e molibdênio são mais efetivos, sendo que o níquel e o cromo são os menos
eficazes. Por exemplo, um aço contendo 5% de Cr tem seu teor de carbono eutetóide reduzido de 0,8 para
0,5 %.
Dissolvido Combinado CombinadoElemento na ferrita em carbetos como carbetos Composto Elemental
Niquel Ni Ni3Al
Silício Si SiO2.MxOy
Manganês Mn Mn (Fe,Mn)3C MnS;MnO.SiO2
Cromo Cr Cr (Fe,Cr)3C
Cr7C3Cr23C6
Molibdênio Mo Mo Mo2C
Tungstênio W W W2C
Vanádio V V V4C3Titânio Ti Ti TiCNióbio Nb Nb NbC
Alumínio Al Al2O3;AlN
Cobre Cu (pequenaquantidade)
Chumbo Pb Pb
FIGURA 4-1
Efeito da porcentagem de elementos substitucionais no aço
no (a) teor de carbono do ponto eutetóide e (b) na
temperatura do ponto de transformação eutetóide. (After
Metals Handbook, 9th ed., vol.8, American Society of
Metals, 1973, p.191.)
Alguns elementos de liga diminuem a temperatura eutetóide dos aços e outros a aumentam, tal como
mostrado na Figura 4.1b. Ambos, manganês e níquel, diminuem a temperatura eutetóide, e são então
considerados elementos estabilizadores da austenita (gamagênicos). O efeito da adição do teor de manganês
de 0,35 para 9 % no aumento da região austenítica nos aços carbono é demonstrado na Figura 4.2a. O níquel
se comporta de forma similar ao manganês, e aumenta a região austenítica. Em alguns aços com quantidades
suficientes de níquel ou manganês, a austenita pode ser retida à temperatura ambiente.
Os elementos formadores de carbonetos, como tungstênio, molibdênio, silício e titânio deslocam a
temperatura eutetóide para elevados valores e reduz o campo de fase austenítica. Estes elementos são
chamados de elementos estabilizadores da ferrita. A Figura 4.2b mostra como o aumento do teor de cromo
de 0 para 19 % diminui o campo de fase austenítica em aços carbono. Acima de 12% de cromo, as regiões de
ferrita-α e ferrita-δ se fundem, como indicado na Figura 4.2b.
a)
b)
FIGURA 4-2Efeito das adições de (a) manganês e (b) cromo na região de fase austenítica em aços-carbono.
(After E. C. Bain and H. W. Paxton, Älloying Elements in Steel”, 2d.ed., American Society for Metals, 1996,
pp. 104-105).
4-3 TEMPERABILIDADE
Definição
A temperabilidade de um aço é definida como a propriedade que determina a profundidade e
distribuição da dureza induzida pela têmpera. Temperabilidade é uma característica do aço e é determinada
principalmente pelos seguintes fatores:
1. Composição química do aço;
2. Tamanho de grão austenítico;
3. Estrutura do aço antes da têmpera.
A temperabilidade não deve ser confundida com a dureza de um aço, que é a sua resistência à
deformação plástica. A dureza é geralmente medida por uma máquina de teste de dureza (durômetro), que
faz uma endentação na superfície do aço. A temperabilidade, por outro lado, é uma medida da profundidade
da camada endurecida após o resfriamento brusco a partir da austenita.
Determinação da Temperabilidade pelo Método de Grossmann
DIÂMETRO CRÍTICO DE TEMPERABILIDADE DE UMA BARRA DE AÇO
Para determinar a temperabilidade de um aço pelo método de Grossmann, uma série de barras de aço
cilíndricas de um aço especificado de diferentes diâmetros (por exemplo, 0,5 a 2,5 polegadas) são
endurecidos pelo resfriamento brusco à partir de temperaturas austeníticas até a temperatura ambiente em um
meio de têmpera específico. Após a análise metalográfica, a barra que tiver 50% de martensita no centro é
selecionada como a barra com o diâmetro crítico, D0 (em polegadas). Então, o diâmetro crítico é o diâmetro
da barra mais longa cuja seção transversal não tenha nenhuma parte que não tenha sido temperada na parte
central. O diâmetro crítico é também chamado de diâmetro crítico real.
DIÂMETRO CRÍTICO IDEAL. O diâmetro crítico de uma barra de aço temperável depende também,
além de sua estrutura e composição, do meio no qual é feito o resfriamento. Então a taxa com a qual a barra
de aço é resfriada a partir da faixa de temperatura austenítica irá afetar o valor do diâmetro crítico da barra.
Para eliminar a variável da taxa de resfriamento, todas as medidas de temperabilidade são referidas como
sendo feitas em “resfriamento ideal”. O resfriamento ideal é obtido com um meio de resfriamento hipotético,
no qual se assume que o calor seja removido da superfície da barra tão logo quanto este possa “fluir” de
dentro da barra; isto é, a superfície da barra temperada deve ser resfriada instantaneamente para a
temperatura do líquido de resfriamento. O diâmetro crítico da barra de aço quando se usa o resfriamento
ideal é chamado de diâmetro crítico ideal DI (em polegadas).
Nenhum resfriamento ideal existe. Entretanto, uma comparação pode ser feita do resfriamento ideal
com meios de resfriamento ordinários, tais como salmoura, água ou óleo. As intensidades de resfriamento
dos diferentes meios são designadas por números H, os quais representam os coeficientes de severidade do
meio de resfriamento. O meio de resfriamento ideal é designado por um valor infinito. Os valores H dos
meios de resfriamento de óleo, água e salmoura estão listados na Tabela 4.4.
TABELA 4-4
Intensidades de resfriamento de diferentes meios (Fatores-H)
O relacionamento entre o diâmetro crítico real D0, o diâmetro crítico ideal DI, e a severidade de
resfriamento (valores H) estão mostrados graficamente na Figura 4.3. Na prática, valores de D0 são
determinados usando este gráfico a partir de valores calculados de DI e valores apropriados de H.
Problema exemplo 4-1. O diâmetro crítico ideal de um aço foi calculado como sendo 2,2 polegadas.
Qual é o diâmetro crítico real D0 se o aço é submetido a um resfriamento em óleo com agitação
moderada?
Solução. Referindo-se à Tabela 4.4, um valor de 0,40 será selecionado como o valor de H. Usando os
ábacos da Figura 4.3, com H = 0,4 e DI = 2,2 polegadas, um valor de 0,9 polegadas é obtido para D0.
EFEITO DO TAMANHO DE GRÃO AUSTENÍTICO NA TEMPERABILIDADE DOS AÇOS.
O efeito do tamanho de grão austenítico na temperabilidade dos aços é explicado pela nucleação heterogênea
da perlita nos contornos de grão austeníticos. Durante a transformação da austenita para perlita, a perlita se
nucleia preferencialmente nos contornos de grão austeníticos. Então, quanto maior for a superfície de
contornos de grão disponível para a nucleação perlítica, mais fácil será para a perlita se formar. Quanto
menor o tamanho de grão,entretanto, menor a temperabilidade do aço quando todos os outros fatores são
mantidos constantes.
Agitação Óleo Água SalmouraNenhuma 0.25-0.30 0.9-1.0 2.0Aprazível 0.3-0.35 1.0-1.1 2.0-2.2Moderado 0.35-0.40 1.2-1.3Bom 0.4-0.5 1.4-1.5Forte 0.5-0.8 1.6-2.0Violento 0.8-1.1 4.0 5.0
Coeficiente de severidade de têmpera H,para diferentes meios de resfriamento
a)
b)
FIGURA 4-3
Relações entre o diâmetro crítico ideal DI, diâmetro crítico real D, e severidade de resfriamento H. O
diagrama mais abaixo (b) é um aumento da seção à esquerda inferior do diagrama acima (a). (After M A.
Grossmann and E. C. Bain, “Principles of Heat Treatment”, 5th ed., American Society for Metals, 1964,
pp.90-100.).
FIGURA 4-4
Diâmetro crítico ideal DI, como uma função
do teor de carbono e tamanho de grão
austenítico para aços carbono comum. (After
M. A. Grossmann and E. C. Bain, Principles
of Heat Treatment”, 5th ed., American
Society for Metals,1964,p.122).
Um tamanho de grão grosseiro não é uma estrutura desejável para a maioria dos aços, haja vista que
este leva a baixas resistências e decréscimo da ductilidade. Também, há tendência a fraturas é maior em aços
com grãos grosseiros. Aumentar o tamanho de grão para aumentar a temperabilidade de um aço não é
portanto sempre um procedimento benéfico, e não é normalmente usado. É mais eficiente se adicionar outros
elementos de liga para aumentar a temperabilidade dos aços
EFEITO DO TEOR DE CARBONO NA TEMPERABILIDADE DOS AÇOS.
O aumento do teor de carbono de um aço melhora significativamente sua temperabilidade. Desde que um
alto teor de carbono em um aço não é sempre desejável, um aço baixo carbono com outras adições de
ligantes para aumentar a temperabilidade é a situação mais comum. A relação entre o teor de carbono,
tamanho de grão austenítico e diâmetro crítico ideal para aços carbono está mostrado na Figura 4.4. Usando
este ábaco, o diâmetro crítico ideal de um aço comum ao carbono pode ser determinado para um tamanho de
grão austenítico específico.
Problema exemplo 4.2. Determine o diâmetro crítico ideal de um aço comum com 0,6% de carbono e
com um tamanho de grão ASTM 8.
Solução. Usando o ábaco na Figura 4.4, um valor de 0,24 polegadas é obtido como diâmetro crítico
ideal.
FIGURA 4-5
Fatores de multiplicação
para diferentes elementos
de liga para cálculos de
temperabilidade. (After H.
E. McGannon (ed.), “The
Making, Shaping, and
Treating of Steel “, 9th ed.
United States Steel
Corporation,1971, p.1132).
Isto significa que mesmo com um resfriamento ideal, o diâmetro máximo temperável desse aço é em
torno de 0,25 polegadas. Com um resfriamento comum não seria possível temperar um cilindro deste
diâmetro. Os aços carbono comerciais não têm uma temperabilidade tão baixa como indicado para este aço,
já que todos os aços comerciais contêm um pouco de manganês e outras impurezas, as quais aumentam a
temperabilidade.
EFEITO DOS ELEMENTOS DE LIGA NA TEMPERABILIDADE. Cada elemento em um aço tem
algum efeito em sua temperabilidade. Todos os elementos de liga comuns, com exceção do cobalto,
aumentam a temperabilidade dos aços. O cobalto aumenta a taxa de nucleação e crescimento da perlita, e
assim diminui a temperabilidade. O efeito relativo de elementos de liga comuns na temperabilidade é
mostrado na Figura 4.5, a qual dá fatores de multiplicação para cada elemento de liga a várias porcentagens
nos aços. Esses fatores de multiplicação fazem possível o cálculo aproximado da temperabilidade de um aço
quando apenas sua composição química e tamanho de grão austenítico são conhecidos. O exemplo seguinte
mostra como tais cálculos podem ser feitos.
Problema exemplo 4-3. Calcule a temperabilidade aproximada de uma liga de aço 8630 a qual tem
tamanho de grão ASTM e 7 e a seguinte composição química: 0,3% C, 0,3% Si, 0,7% Mn, 0,5% Cr,
0,6% Ni, 0,2% Mo.
Solução. Primeiro, o diâmetro base DI pode ser visto na Figura 4.4, e se encontra como sendo 0,185
polegadas. Depois, os fatores de multiplicação para cada elemento são determinados a partir da Figura
4.5. Isto é feito traçando uma linha vertical na composição do elemento em questão e encontrando onde
esta intercepta a curva para este elemento. O valor do fator de multiplicação é determinado traçando
uma linha horizontal a partir do ponto de intersecção até o valor da ordenada.
Usando este método, os seguintes valores de multiplicação para este problema são encontrados:
Finalmente, o diâmetro crítico ideal é encontrado multiplicando o diâmetro de base pelos fatores de
multiplicação:
DI = 0,185 x 1,2 x 3,4 x 2,1 x 1,2 x 1,6 = 3,04 polegadas
Se um meio de resfriamento de água de H = 1,0 é usado, o diâmetro crítico real D0 é reduzido para 2,3
polegadas.
Em comparação, um aço carbono 1030 com 0,7% de Mn tem um diâmetro crítico ideal de 0,65
polegadas. Se o meio de resfriamento usado for a água, o diâmetro crítico real D0 é reduzido para 0,2
polegadas. Então, as adições de elementos de liga no aço 8630 aumentam o diâmetro crítico real do aço 1030
de 0,2 para 2,3 polegadas, o qual é um considerável aumento na temperabilidade.
Determinação da Temperabilidade pelo Método Jominy
O método Grossmann de determinação da temperabilidade dos aços é uma ferramenta muito complicada e
trabalhosa para ser de grande importância comercialmente na prática. O método mais comum para
determinar a temperabilidade na indústria é o método Jominy. No teste Jominy, uma única amostra substitui
a série de amostras necessárias para o teste Grossmann.
No teste Jominy, a amostra consiste de uma barra cilíndrica com um diâmetro de 1 polegada e
comprimento de 4 polegadas (Figura 4.6). Desde que a estrutura primária tem um forte efeito na
temperabilidade, a amostra deve ser recozida antes do teste. No teste Jominy, depois que a amostra tenha
sido austenitizada, ela é colocada em um fixador, como mostrado na Figura 4.6, e um jato de água é
rapidamente jogado no final da amostra. Depois do resfriamento, dois planos paralelos são retirados em
direções opostas na barra de teste e testes de dureza Rockwell C são feitos ao longo destas superfícies.
Curvas de temperabilidade são feitas plotando a dureza do aço como uma função da distância do final da
barra, como mostrado na Figura 4.7 para um aço carbono AISI 1050.
Percentual de elemento Fator dede liga multiplicação0.3 Si 1.20.7 Mn 3.40.5 Cr 2.10.6 Ni 1.20.2 Mo 1.6
FIGURA 4-6
Amostra e fixador para o teste de
temperabilidade. (After M. ª Grossmann and
E. C. Bain, “Principles of Heat Treatment”,
5th ed., American Society for Metals, 1964,p.
114).
FIGURA 4-7
Curva de temperabilidade para
um aço AISI 1050. (After
Ïsothermal Transformation
Diagrams”, United States Steel
Corporation, 1963, p.19).
Uma comparação da temperabilidade de diferentes aços pode ser feita plotando as curvas do teste
Jominy juntas, como mostrado na Figura 4.8. A alta temperabilidade do aço-liga 4340 é mostrada pela sua
habilidade de manter uma dureza Rockwell C40 a mais de 2 polegadas do final da amostra resfriada. Para o
aço carbono 1050, sua dureza cai para cerca de Rockwell C35 a 3/16 polegadas a partir do resfriamento final
(Figura 4.7), e então aços carbono como este têm relativamente baixa temperabilidade. A mudança de dureza
ao longo do lado de uma amostra submetida ao teste Jominy pode ser correlacionada com seu diagrama de
transformação por resfriamento contínuo, como indicado na Figura 4.9 para um aço eutetóide 1080. É a
simplicidade do teste Jominy, juntamente com dados detalhados da temperabilidade que fazem este teste tão
amplamente usado industrialmente.
FIGURA 4-8
Curvas comparativas de temperabilidade para aços-liga com 0,40% de carbono.
Para a maioria dos aços comuns e de baixa liga, a têmpera padrão produz taxa de resfriamento comum
ao longo da parte desejada das barras de aço com mesmo diâmetro. Portanto, a taxa de resfriamento difere
por (1) barras de diferente diâmetro, (2) diferentes posições nas seções transversais das barras, e (3)
diferentes meios de resfriamento. A figura 4.9.a demonstra curvas de diâmetro das barras versus taxas de
resfriamento para diferentes seções transversais localizadas no interior das barras de aço, utilizando
resfriamento em água e óleo agitado. Esses gráficos podem ser usados para determinar a taxa de
resfriamento e a distância final da têmpera de uma barra padrão no ensaio Jominy e então selecionar o
diâmetro de barra de uma sessão transversal específica que está localizada na barra, utilizando meio de
resfriamento particular.
Essas taxas de resfriamento e a sua distância do final da têmpera das barras Jominy podem ser usados
em gráficos Jominy de dureza versus distância do final da têmpera de um aço específico, para definir a
dureza de um aço em uma determinada localização específica na sessão transversal da barra em questão. O
exemplo 4.4. demonstra como os gráficos da figura 4.9.a podem ser utilizados para prever a dureza de uma
barra de aço de um determinado diâmetro em uma localização específica da sessão transversal resfriado em
dado meio. Isso deveria ser pointed out dureza Jominy versus a distância dos gráficos de resfriamento que
são geralmente plotados tanto com bandas como com dados ao invés de linhas, então as durezas obtidas por
linhas são atualmente valores range.
FIGURA 4.9
Correlação do diagrama de transformação
do resfriamento contínuo e valores de
temperabilidade para aço carbono
eutetóide. (After Ïsothermal
Transformation Diagrams,”United States
Steel Corporation, 1963, p.181.)
Exemplo 4.4:
Uma barra de aço austenitizado de liga 8640 com 40mm de diâmetro é temperado em óleo agitado.
Determine qual será a dureza Rockwell C (RC) desta barra na (a) sua superfície e (b) seu centro.
Solução:
(a). Superfície da barra. A taxa de resfriamento na superfície da barra de aço de 40mm temperada em
óleo agitado encontrada na parte direita da figura 4.9.a., sendo comparável a taxa de resfriamento a 8mm do
final da barra temperada padrão Jominy. Utilizando a figura 4.8 a 8mm do final da barra Jominy e a curva da
liga 8640 indica que a dureza da barra será em torno de 47 HRc.
(b). Centro da barra. A taxa de resfriamento na superfície da barra de aço de 40mm temperada em óleo
agitado, encontrada na parte direita da figura 4.9.a., é associada com 13mm do final da barra Jominy. A
dureza correspondente para este final da barra Jominy, para o aço 8640, é encontrada utilizando a figura 4.8,
sendo em torno de 37 HRc.
FIGURA 4-9a
Taxas de resfriamento em barras de aço resfriadas em água agitada e em óleo agitado. O eixo de
abscissa superior a taxa de resfriamento de 700oC; e a abscissa inferior na barra de teste de temperabilidade
(C= centro, M-R= raio médio, S= superfície da linha de decaimento = aproximadamente ¾ da curva de
posição no raio de sessão transversal da barra).(After L. H. VanVlack, “Materials for Engineering: Concepts
and Applications,”Addison-Wesley, 1982, p.155.).
Exemplo 4.5.
Uma barra de aço de liga 5140 austemperada e temperada tem uma dureza de 34 HRc em um ponto na
sua superfície. Qual é a taxa de resfriamento deste ponto na barra ensaiada?
Solução:
Utilizando a figura 4.8, o valor de 34 HRc para a liga 5140 corresponde a uma distância de 8mm do
final têmpera da barra Jominy. Esse valor corresponde a uma taxa de resfriamento de 35OC /seg.
comparando a escala inferior da figura 4.9.a (distância do final têmpera da barra Jominy) ao topo do gráfico,
taxa de resfriamento a 700oC em graus Celsius por segundo.
4-4 AÇOS AO MANGANÊS
Composições Químicas e Aplicações
O manganês é adicionado a todos os aços comerciais na faixa de 0,25 a 1,00 % para desoxidar e para
combinar com o enxofre para formar MnS globular. O manganês é mais efetivo quando o aumento na
resistência é considerado em relação ao aumento de custo. Então, quando a alta resistência de um aço é
requerida, combinada com soldabilidade, aços com 1,6 a 1,9% Mn são amplamente usados. A série AISI
13XX dos aços baixa-liga ao manganês têm níveis nominais de carbono de 0,30 a 0,45 %, e 1,75% Mn.
Estes aços 13XX têm maiores resistências e são mais temperáveis que os aços comuns com o mesmo teor de
carbono, e são usados para eixos, hastes, engrenagens e implementos agrícolas..
FIGURA 4-10
Diagrama de transformação isotérmica de um aço AISI 1340.
( After Ïsothermal Transformation Diagrams”, United States Corporation, 1963, p.26.)
Estrutura
A temperabilidade dos aços-liga 13XX é um pouco maior do que os aços carbono 10XX e é resultado
do aumento do teor de manganês para uma porcentagem nominal de 1,75 nas ligas 13XX. O diagrama I-T de
uma liga 1340 está mostrado na Figura 4.10. Comparando-se com o diagrama para um aço 1040, as
fronteiras de transformação no diagrama da liga1340 são levemente deslocadas para a direita. O manganês,
pela redução das taxas de difusão, torna a transformação da austenita para ferrita-perlita mais lenta,
aumentando então a temperabilidade dos aços carbono. O manganês também refina a perlita nos aços
carbono e por meio disso aumenta sua resistência. A ação de refinamento perlítico do manganês é
claramente visto na microestrutura da liga AISI 1340 austenitizada e resfriada ao ar, mostrada na Figura
4.11.
Quando o teor de manganês dos aços carbono excede cerca de 2 %, os aços se tornam fragilizados.
Entretanto, se o teor de manganês é aumentado para cerca de 12 % e o teor de carbono para cerca de 1,1 %, o
aço ao manganês se torna austenítico à temperatura ambiente se rapidamente resfriado do estado austenítico.
Esta liga, a qual é conhecida como aço ao manganês Hadfield, foi desenvolvida em 1882 e foi um dos
primeiros aços alta-liga. Na condição austenítica, é particularmente resistente ao desgaste e abrasão sob
tensões de alto impacto, haja vista que este endurece pelo trabalho a taxas muito altas.
FIGURA 4-11
Microestrutura de um aço AISI 1340, contendo 1,74% Mn e 0,40% C, resfriado ao ar a partir de 828ºC. a
estrutura demonstra perlita fina com um pouco de ferrita (Etch: picral; 500 X.) (Courtesy of R. M Fisher, U.
S. Steel Research Laboratories).
Propriedades Mecânicas
O efeito do manganês no aumento da resistência dos aços carbono pode ser divido nas seguintes
partes: endurecimento por solução sólida, refino do tamanho de grão e aumento na proporção de perlita. O
manganês é solúvel em ferro γ e α, e aumenta a resistência da ferrita em aços carbono por endurecimento por
solução sólida. A extensão do endurecimento para um aço 0,15% C como uma função do teor de manganês
até 2% está mostrado na Figura 4.12. Por ambos, endurecimento por refino e pelo aumento na proporção da
perlita, o manganês aumenta consideravelmente a resistência dos aços baixo-carbono, como indicado na
Figura 4.12. O efeito total de 1,75% Mn no aumento da dureza após o revenimento de um aço liga 1340,
quando comparado a um aço 1040 está mostrado na Figura 4.13. A Tabela 4.5 lista as propriedades
mecânicas das ligas 1330 e 1340 depois da têmpera e revenimento, e a Tabela 4.6 lista as propriedades da
liga 1340 após normalização e recozimento.
FIGURA 4-12Fatores que contribuem para o efeito do manganês na resistência à tração de aços 0,15% C
recozidos. (After K. J. Irving and F. B. Pickering, JISI, 201(1963):944, as presented in E. C. Bain and H.
W. Paxton, Älloying Elements in Steel,”2d ed., American Society of Metals, 1966, p.270.)
TABELA 4-5
Propriedades mecânicas de aços-liga ao manganês temperados e revenidos
FIGURA 4-13
“Amolecimento”, com o aumento da temperatura de revenimento, de um aço temperado 0,40% C a 0,45% C
como influência do teor de manganês de cerca de 0,75 para 1,75%. (After E. C. Bain and H. W. Paxton,
Älloying Elements in Steel,”2d ed., American Society for Metals, 1966, p.194.).
TABELA 4-6
AISI Temperatura Resistência à Limite de Elongação Redução DurezaNº de Revenimento ºF tração, psi escoamento, psi % em área % Bhn1330 400 232.000 232.000 211.000 9 459
600 207.000 207.000 186.000 9 402
800 168.000 168.000 150.000 15 3351000 127.000 127.000 112.000 18 2631200 106.000 106.000 83.000 23 216
1340 400 262.000 262.000 231.000 11 505600 230.000 230.000 206.000 12 453800 183.000 183.000 167.000 14 3751000 140.000 140.000 120.000 17 2951200 116.000 116.000 90.000 22 252
Propriedades mecânicas de aços-liga AISI 1340 normalizados e recozidos
4-5 AÇOS BAIXA-LIGA AO CROMO
Composições Químicas e Aplicações Típicas
O cromo é adicionado aos aços carbono para aumentar a temperabilidade, resistência e resistência ao
desgaste. O cromo tem uma estrutura cristalina CCC e é por esta razão forte estabilizador da ferrita. O cromo
também se combina com o carbono no ferro para formar carbetos (Tabela 4.3). Desde que o teor de cromo
nos aços baixa-liga seja menor que 2 %, os átomos de cromo substituem os átomos de ferro na cementita
para produzir o carboneto complexo (Fe, Cr)3C.
A Tabela 4.7 lista as composições químicas e aplicações típicas dos aços baixa-liga ao cromo. Aços
liga da série 51XX contém de 0,20 a 0,60% C e de 0,8 a 0,9% de Cr. As classes de baixo-carbono destas
séries são usadas para produzir superfícies muito duras e resistentes ao desgaste, mas com pouca tenacidade.
As classes com alto teor de carbono são usadas para aplicações em que alta resistência e resistência ao
desgaste são requeridas. O aço 52100, o qual contém cerca de 1% C e 1,5% de Cr é usado para apoios de
rolamento, onde alta resistência ao desgaste e resistência são requeridas. Estes aços, entretanto, são
susceptíveis à fragilização ao revenido e cuidados devem ser tomados durante seu tratamento térmico.
TABELA 4-7
Composições químicas de aços baixa-liga ao cromo
Estrutura
CINÉTICA DE TRANSFORMAÇÃO DE RESFRIAMENTO CONTÍNUO. A introdução de 0,9% de
Cr a um aço com 0,4% de carbono desloca a reação de difusão controlada austenita → ferrita + perlita para a
direita e para baixo no diagrama de transformação de resfriamento contínuo (Figura 4.14). No aço baixa-liga
5140, produtos bainíticos são possíveis com o resfriamento rápido por causa do aumento da temperabilidade
causado pela presença de 0,9% de Cr.
AISI Tratamento Limite de Resistência à Elongação Redução Dureza Resistência ao ImpactoNº escoamento, psi tração, psi % em área, % Brinell (Izod), ft*lb1340 Normalizado (1600ºF 81.000 121.250 22,0 62,9 248 68,2
Recozido(1457ºF) 63.250 102.000 25,2 57,3 207 52,0
Liga AISI N.º %C %Mn %Cr5120 0,2 0,8 0,85130 0,3 0,8 0,955140 0,4 0,8 0,85160 0,6 0,88 0,852100 1,04 0,35 1,45
FIGURA 4-14
Diagrama de resfriamento contínuo para um aço-liga AISI 5140. (After Met. Prog., Dec.1965, p.84)
MICROESTRUTURA. A microestrutura de uma liga 5160 após laminação a quente e resfriamento ao ar,
consiste de ferrita de perlita não-resolvida (Figura 4.15). Se esta liga é austenitizada e resfriada em óleo, uma
estrutura martensítica com alguma austenita retida é produzida (Figura 4.16). Depois de revenimento durante
1 h a 204ºC, uma estrutura consistindo de martensita revenida é produzida (Figura 4.17). Quando o aço-liga
52100 é austenitizada a 843ºC, resfriado em óleo e revenido durante 1h a 399ºC, uma estrutura consistindo
de martensita revenida é produzida (Figura 4.18). Uma dispersão de partículas de carbetos as quais não
foram dissolvidas durante a austenitização também estão presentes. Estes carbetos provêm a extra-dureza e
resistência ao desgaste às superfícies destas ligas.
FIGURA 4-15
Liga 5160 laminada a quente 0,635 polegada de diâmetro, resfriada ao ar a partir da temperatura de
laminação de 982ºC; a estrutura consiste de perlita não-resolvida (escuro) e ferrita (claro).(After
Metals Handbook 8ed. vol.7, American Society for Metals, 1972, p.49.).
FIGURA 4-16
Liga 5160 laminada a quente, austenitizada a 871ºC por 30 min e resfriada em óleo; a estrutura consistindo
de martensita não-revenida (constituintes escuros) e austenita retida (constituintes claros).
FIGURA 4-17
Liga 5160 laminada a quente, austenitizada a 871ºC por 30 min, resfriada em óleo e revenida por 1 h a
204ºC; a estrutura consiste de martensita revenida.
FIGURA 4-18
Barra de aço-liga 52100 primeiramente esferoidizada e então austenitizada a 843ºC por 0,5 h, resfriada em
óleo e revenida por 1 h a 399ºC; a estrutura consiste de martensita revenida e uma dispersão de partículas de
carbeto não dissolvidas durante a austenitização.
Propriedades Mecânicas
As propriedades mecânicas de algumas ligas da série 51xx estão listadas na Tabela 8 para as condições de
normalizadas e recozidas. A Tabela 9 lista suas propriedades quando estas são temperadas e revenidas. De
especial atenção é a alta resistência e dureza destas ligas. Sua ductilidade, entretanto, é relativamente baixa, e
sob algumas condições elas são susceptíveis à fragilização ao revenido.
TABELA 4-8
Propriedades mecânicas de aços baixa-liga ao cromo normalizados e recozidos
TABELA 4-9
Propriedades mecânicas de aços baixa-liga ao cromo temperados e revenidos
TABELA 4-10
Composições químicas de aços baixa-liga ao molibdênio
Limite de Resistência Elongação, Redução Dureza Resistência escoamento, a % em área, % Brinell ao Impacto
AISI N.º Tratamento psi Tração, psi ( Izod), ft*lb5140 Normalizado(1600ºF) 68500 115000 22,7 59,2 229 28
Recozido(1525ºF) 42500 83000 28,6 57,3 167 305150 Normalizado(1600ºF) 76750 126250 20,7 58,7 255 23,2
Recozido(1520ºF) 51750 98000 22 43,7 197 18,55160 Normalizado(1575ºF) 77000 138750 17,5 44,8 269 8
Recozido(1495ºF) 40000 104750 17,2 30,6 197 7,4
Temperatura de Tensão Limite de Elongação, % Redução Dureza Tratamento, Fº de escoamento, em área, % Brinell
AISI N.º ruptura, psi psi5130 400 234000 220000 10 40 475
600 217000 204000 10 46 440800 185000 175000 12 51 3791000 150000 136000 15 56 3051200 115000 100000 20 63 245
5140 400 260000 238000 9 38 490600 229000 210000 10 43 450800 190000 170000 13 50 3651000 145000 125000 17 58 2801200 110000 96000 25 66 235
5150 400 282000 251000 5 37 525600 252000 230000 6 40 475800 210000 190000 9 47 4101000 163000 150000 15 54 3401200 117000 118000 20 60 270
5160 400 322000 269000 4 10 627600 290000 257000 9 30 555800 233000 212000 10 37 4611000 169000 151000 12 47 3411200 130000 116000 20 56 269
Liga AISI-SAE N.º C Mn Mo Si
4023 0,23 0,8 0,25 0,234027 0,27 0,8 0,25 0,23
4037 0,37 0,8 0,25 0,234047 0,47 0,8 0,25 0,23
Composição química, porcentagem em peso %
componentes de transmissão automático
Aplicação típica
Grades de carburização
4-6 AÇOS AO MOLIBDÊNIO
Composições Químicas e Aplicações Típicas
O molibdênio é adicionado em pequenas quantidades nos aços carbono para aumentar sua resistência e
temperabilidade. A Tabela 4.10 lista as composições químicas e aplicações das séries 40xx correntemente
usadas dos aços baixa-liga ao molibdênio.
A quantidade de molibdênio adicionada a estes aços (e a quase todos os aços-liga padrão) é restrita a
cerca de 0,25 por cento, pois esta é a quantidade que foi determinada experimentalmente como sendo a
melhor para aumentar as propriedades de tenacidade, temperabilidade e resistência.
Os aços-liga de baixo carbono da série 40xx são usados primariamente na indústria automobilística.
São extensivamente empregados em engrenagens e componentes de transmissão automática .
Estrutura
A liga 4047 será selecionada como exemplo para esta série de aços-liga por ser ela a mais resistente e mais
temperável.
CINÉTICA DE TRANSFORMAÇÃO DE RESFRIAMENTO CONTÍNUO. Quando um aço 0,40% C
não ligado é resfriado de sua temperatura austenitizante, ele normalmente se decompõe em ferrita e perlita.
Apenas com um resfriamento muito rápido estruturas intermediárias (bainíticas) podem ser produzidas. A
adição de 0,25% de Mo a um aço com 0,47% C desloca a transformação austenita → ferrita + perlita
substancialmente para a direita e para baixo no diagrama de transformação de resfriamento contínuo (Figura
4-19). Como resultado, um aumento na quantidade de transformação bainítica é produzido.
FIGURA 4-19: Diagrama de resfriamento contínuo para o aço-liga AISI 4047
MICROESTRUTURA. A microestrutura da liga 4047 resfriada ao ar consiste de ferrita pro-eutetóide e
perlita fina (Figura 4-20). Quando a taxa de resfriamento a partir da temperatura austenítica para esta liga é
diminuída, como quando do resfriamento em forno, a perlita se torna mais grossa, como mostrado na Figura
4-21.
FIGURA 4-20
Liga de aço 4047 resfriada ao ar a partir da temperatura de forjamento de 1204ºC; seção longitudinal; a
estrutura consiste de placas de ferrita (claro) e perlita fina (escuro).
FIGURA 4-21
Liga de aço 4047 austenitizada a 829ºC, resfriada para 663ºC e mantida durante 6 horas, resfriada em forno
até 538ºC e então resfriada ao ar. Ferrita (claro) e perlita lamelar (escuro).
Propriedades Mecânicas
A adição de 0,25% Mo a um aço 1040 retarda o processo de “amolecimento” durante o revenimento,
como indicado na Figura 4-23. O grandes átomos de molibdênio dissolvem na cementita e, pela inibição da
difusão, diminuem a taxa de coalescência da cementita. Entretanto, pequenas quantidades de molibdênio no
aço 4047 não afeta relevantemente a diminuição na resistência com o aumento da temperatura de
revenimento (Figura 4-22).
FIGURA 4-22
Efeito da temperatura de revenimento nas propriedades da liga 4047.
A temperabilidade da liga 4047 é apenas levemente aumentada quando comparada com um aço
comum com o mesmo teor de carbono.
FIGURA 4-23
Comparação do “amolecimento” com o aumento da temperatura da liga 1040 com a mesma liga com 0,25%
Mo.
4-7 AÇOS AO CROMO-MOLIBDÊNIO
Composições Químicas e Aplicações Típicas
O cromo (0,5 a 0,95%) é adicionado, com pequenas quantidades de molibdênio (0,13 a 0,20 %) para
produzir a série de aços liga 41xx. A adição de cromo aumenta ainda mais a temperabilidade, resistência e
resistência ao desgaste dos aços com o mesmo teor de carbono. Entretanto, a adição de cromo nos aços
baixa-liga estruturais tende a torná-los susceptíveis à fragilização ao revenido sob algumas condições. Este
tópico é discutido em detalhes na Seção 4-10. A Tabela 4-11 lista as composições químicas e aplicações
típicas das ligas mais importantes da série 41xx.
TABELA 4-11
Composições químicas e aplicações típicas de aços baixa-liga ao cromo-molibdênio
Aços baixa-liga com cromo e molibdênio, devido a sua alta temperabilidade, podem ser resfriados em
óleo para formar a martensita, ao invés de serem resfriados em água. Desde que o resfriamento em óleo
diminuía os gradientes de temperatura e tensões internas devido à contração de volume e expansão durante o
resfriamento, as distorções e tendências a fraturas podem ser minimizadas.
Estrutura
A liga 4140 será selecionada como exemplo para a série 41xx por ser um dos aços-liga mais
comumente usados.
CINÉTICA DE TRANSFORMAÇÃO DE RESFRIAMENTO CONTÍNUO. O diagrama de
transformação de resfriamento contínuo da liga 4140 está mostrado na Figura 4-24. A efetividade do
molibdênio em modificar a transformação de fase de um aço 0,40% C é aumentada pela adição de cromo,
especialmente em quantidades acima de 0,7 %. As faixas de temperatura e tempo para as transformações de
austenita para martensita e de austenita para bainita são ampliadas e a temperatura Bs é diminuída com a
adição de cromo. Também a temperabilidade do aço-liga aumenta com as adições de cromo e há um grande
retardo na transformação da austenita para perlita nos aços-liga cromo-molibdênio. Compare o diagrama
TTT 4140 da Figura 4-24 com o diagrama 4047 da Figura 4-19.
Liga
AISI-SAE N.º C Mn Cr Mo Aplicação típica4118 0,18 0,8 0,5 0,134130 0,3 0,5 0,55 0,2 Vasos de pressão,4140 0,4 0,88 0,95 0,2 partes estruturais4150 0,5 0,88 0,95 0,2 de avião
Composição química, porcentagem em peso %
FIGURA 4-24
Diagrama de resfriamento contínuo para a liga AISI 4140.
MICROESTRUTURA. A microestrutura da liga 4140 depois de ser totalmente recozida a 691ºC consiste
de ferrita e perlita grossa (Figura 4-25). Após a austenitização a 843ºC e resfriamento em óleo, uma estrutura
martensítica é formada (Figura 4-26) e, com subseqüente revenimento a 315ºC, uma estrutura martensítica
finamente revenida é o resultado (Figura 4-27). Infelizmente, muito pouco da estrutura fina dessas ligas é
mostrada em micrografias ópticas.
Krauss, Materkowski, e Schupmann têm obtido maiores informações acerca da fina estrutura dos aços
baixa-liga usando microscopia eletrônica de transmissão. Eles mostraram que a martensita em aços baixa-
liga (por exemplo a liga 4130) consiste de pacotes de finas unidades de martensita chamadas laths que se
alinham paralelas umas às outras, formando pacotes (Figura 4-28). A orientação das unidades ou laths em
um pacote são limitadas, e freqüentemente grandes volumes de laths em um pacote têm apenas uma
orientação. Além disso muitos dos contornos dentro de um pacote são de baixo-ângulo e como uma
aproximação, todo o pacote tem essencialmente uma orientação.
FIGURA 4-25
Liga 4140 totalmente recozida durante 24
h a 691ºC; a estrutura consiste de perlita e
ferrita. (Ataque 2% nital, 800x)
FIGURA 4-26
Liga 4140 totalmente temperada; a amostra
foi austenitizada a 843ºC e resfriada em
óleo; a estrutura consiste de martensita
.
FIGURA 4-27(a esquerda)
Liga 4140 totalmente temperada e revenida; a
amostra foi austenitizada a 843ºC e resfriada em
óleo, e logo após revenida a 315ºC; a estrutura
consiste de martensita revenida.
FIGURA 4-28 (a direita)
Martensita em ripas em uma liga 4130
(Hardenability with Applications to Steel”
AIME,1978)
Propriedades Mecânicas
As propriedades mecânicas de algumas das ligas da série 41xx estão listadas na Tabela
4-12 para as condições normalizadas e recozidas. O efeito da temperatura de revenimento nas
propriedades mecânicas destas ligas estão mostradas na Tabela 4-13. O grau de amolecimento
com o aumento da temperatura nos aços baixa-liga Cr-Mo é essencialmente o mesmo daquele
mostrado pelos aços baixa-liga ao molibdênio.
TABELA 4-12
Propriedades mecânicas de aços baixa-liga ao cromo-molibdênio normalizados e recozidos
TABELA 4-13
Propriedades mecânicas de aços baixa-liga ao cromo-molibdênio temperados e revenidos
Limite de Resistência, Elongação, % Redução Dureza Resistência escoamento, a tração, em área, % Brinell ao Impacto
AISI N.º Tratamento psi psi ( Izod), ft*lb4130 Normalização (1600 ºF) 63250 97000 25,5 59,5 197 63,7
Recozimento(1585ºF) 52250 81250 28,2 55,6 156 45,5
4140 Normalização (1600ºF) 95000 148000 17,7 46,8 302 16,7Recozimento(1500ºF) 60500 95000 25,7 56,9 197 40,2
4150 Normalização(1600ºF) 106500 167500 11,7 30,8 321 8,5Recozimento(1500ºF) 55000 105750 20,2 40,2 197 18,2
AISI N.º Temperatura Tensão de Limite de Elongamento % Redução Dureza de escoamento, escoamento, de área % Brinell
revenimento, F psi psi4130 400 236000 212000 10 41 467
600 217000 200000 11 43 435800 186000 173000 13 49 3801000 150000 132000 17 57 3151200 118000 102000 22 64 245
4140 400 257000 238000 8 38 510600 225000 208000 9 43 445800 181000 165000 13 49 3701000 138000 121000 18 58 2851200 110000 95000 22 63 230
4150 400 280000 250000 10 39 530600 256000 231000 10 40 495800 220000 200000 12 45 4401000 175000 160000 15 52 3701200 139000 122000 19 60 290
4-8 AÇOS AO NÍQUEL-CROMO-MOLIBDÊNIO
Composições Químicas e Aplicações Típicas
Aços baixa-liga com cerca de 1,8% Ni, 0,5 a 0,8% Cr, e 0,20% Mo formam a série de
ligas 43xx. Na série 86xx, o teor de níquel é reduzido para 0,55 %. A Tabela 4-14, lista as
composições químicas e aplicações típicas para os aços baixa-liga ao níquel-cromo-
molibdênio.
TABELA 4-14
Composições químicas de aços baixa-liga ao níquel-cromo-molibdênio
O níquel combinado com o cromo produz um aço baixa-liga com maiores limites
elásticos, maior temperabilidade, e altas resistências ao impacto e à fadiga, quando
comparados com os aços carbono. A adição de cerca de 0,2% Mo aumenta a temperabilidade
ainda mais e minimiza a susceptibilidade dessas ligas à fragilização ao revenido. As ligas
4320 e 4340 são usadas como componentes com alta resistência. Quando resistências um
pouco menores são requeridas, as ligas 8620 e 8640 com menores níveis de níquel são usadas.
Ambas as ligas da série 8620 são usadas em forjamentos que requerem alta resistência.
Estrutura
A liga 4340 será selecionada como exemplo para as mudanças estruturais que
acontecem na série 43xx – aços níquel-cromo-molibdênio.
CINÉTICA DE TRANSFORMAÇÃO DE RESFRIAMENTO CONTÍNUO. O diagrama
de transformação de resfriamento contínuo da liga 4340 está mostrado na Figura 4-29. A
combinação de níquel-cromo-molibdênio retarda a transformação da austenita para perlita a
tempos muitos maiores do que no caso para as ligas cromo-molibdênio (Figura 4-24). A
temperatura (Ms) para o início da transformação austenita para martensita é diminuída para
cerca de 290ºC porque o níquel diminui a temperatura de martensita superior, assim como as
temperaturas AC3 e AC1. O tempo para o início da transformação da austenita para bainita é
também aumentado significativamente quando níquel, cromo e molibdênio estão presentes.
LigaAISI - SAE Nº. C Mn Ni Cr Mo
4320 0,2 0,55 1,83 0,5 0,254340 0,4 0,6 1,83 0,8 0,258620 0,2 0,8 0,55 0,5 0,28640 0,4 0,88 0,55 0,5 0,2
8660 0,6 0,88 0,55 0,5 0,2
Composição química nominal wt%
FIGURA 4-29
Diagrama de transformação de resfriamento contínuo para a liga AISI 4340.
MICROESTRUTURAS. As microestruturas da liga 4340 resultantes das várias condições de
tratamento térmico são mostradas nas Figuras 4-30 a 4-33. O resfriamento ao ar a partir da
temperatura austenítica produz uma estrutura bainítica, como mostrado na Figura 4-30. A
estrutura bainítica é possível por causa do longo atraso na transformação da austenita →
ferrita + perlita (Figura 4-29). O resfriamento em óleo a partir da austenitização produz uma
estrutura martensítica com alguma possível austenita retida (Figura 4-32). O resfriamento em
óleo pode ser usado para obter uma estrutura martensítica por causa do atraso na reação
austenita → ferrita + perlita. A martensita no aço 4340 consiste principalmente de laths de
quase a mesma orientação dentro dos pacotes (Figura 4-34).
FIGURA 4-30
Liga 4340 normalizada a 871ºC
por 1 hora e resfriada ao ar; a estrutura
consiste de bainita superior.
FIGURA 4-31
Liga 4340 normalizada a 871ºC por 1 h,
resfriada ao ar, recozida a 691ºC por 24;
estrutura revenida, tendendo a esferoidização.
FIGURA 4-32
Liga 4340 austenitizada a 843ºC por 1 h e
resfriada em óleo; a estrutura consiste de
martensita com alguma possível austenita retida.
FIGURA 4-33
Liga 4340 austenitizada a 843ºC por 1 h,
resfriada em óleo e revenida por 4 h a 538ºC;
a estrutura consiste de martensita revenida.
FIGURA 4-34
Martensita em ripas em uma liga 4340.
Propriedades Mecânicas
O níquel aumenta a resistência da liga 4340, visto que é solúvel tanto em austenítica
como na ferrita. A resistência à tração da liga 4340 na condição de temperada e revenida a
315ºC é de cerca de 250 ksi. As propriedades mecânicas de algumas das ligas 43xx e 86xx
estão listadas na Tabela 4-15 para as condições de normalizadas e recozidas e na Tabela 4-16
para o estado de temperadas e revenidas. No revenimento, há um declínio na resistência,
similar ao “amolecimento” dos aços carbono, mas a maiores níveis de resistências.
TABELA 4-15
Propriedades mecânicas de aços-liga ao níquel-cromo-molibdênio normalizados e recozidos
AISI N.º Tratamento Limite de Resistência Elongação, % Redução Dureza Resistência escoamento, a tração, em área, % Brinell ao Impacto
psi psi ( Izod), ft*lb4320 Normalizado (1640 ºF) 67250 115000 20,8 50,7 234 53,8
Recozido (1560 ºF) 61625 84000 29 58,4 163 81
4340 Normalizado (1600 ºF) 125000 185500 12,2 36,3 363 11,7Recozido (1490 ºF) 68500 10800 22 49,9 217 37,7
8620 Normalizado (1675 ºF) 51750 91750 26,3 59,7 183 73,5Recozido (1600 ºF) 55875 77750 31,3 62,1 149 82,8
8630 Normalizado (1600 ºF) 62250 94250 23,5 53,5 187 69,8Recozido (1550 ºF) 54000 81750 29 58,9 156 70,2
8650 Normalizado (1600 ºF) 99750 148500 14 40,4 302 10Recozido (1465 ºF) 56000 103750 22,5 46,4 212 21,7
8740 Normalizado (1600 ºF) 88000 134750 16 47,9 269 13Recozido (1500 ºF) 60250 100750 22,2 46,4 201 29,5
TABELA 4-16
Propriedades mecânicas de aços-liga ao níquel-cromo-molibdênio temperados e revenidos:
4-9 AÇOS AO NÍQUEL-SILÍCIO-CROMO-MOLIBDÊNIO
A adição de cerca de 2% de Si à liga AISI 4340 aumenta significativamente sua
resistência e tenacidade, como mostrado na Figura 4-35. O aumento na tenacidade do aço
4340 + 2% Si é atribuído ao retardo que silício produz na precipitação da cementita a partir da
austenita retida na martensita revenida e à estabilização do carbeto ε. Nos aços temperados e
revenidos com menores teores de silício, a austenita retida se decompõe no revenimento na
faixa de 200 a 350ºC e filmes de cementita se formam ao redor desta. Esta reação contribui
para a fragilização da martensita que é discutida na Seção 4-10. No aço 4340 contendo silício,
AISI N.º Temperatura Resistência a Limite de Elongamento, Redução Dureza
de tração escoamento, % de área % Brinellrevenimento, ºF psi psi
4340 400 272000 243000 10 38 520600 250000 230000 10 40 486800 213000 198000 10 44 4301000 170000 156000 13 51 3601200 140000 124000 19 60 280
8630 400 238000 218000 9 38 465600 215000 202000 10 42 430800 185000 170000 13 47 3751000 150000 130000 17 54 3101200 112000 100000 23 63 240
8640 400 270000 242000 10 40 505600 240000 220000 10 41 460800 200000 188000 12 45 4001000 160000 150000 16 54 3401200 130000 116000 20 62 280
8650 400 281000 243000 10 38 525600 250000 225000 10 40 490800 210000 192000 12 45 4201000 170000 153000 15 51 3401200 140000 120000 20 58 280
8660 400 - - - - 580600 - - - - 535800 237000 225000 13 37 4601000 190000 176000 17 46 3701200 155000 138000 20 53 315
8740 400 290000 240000 10 41 578600 249000 225000 11 46 495800 208000 197000 13 50 4151000 175000 165000 15 55 3631200 143000 131000 20 60 302
a formação da cementita a partir da austenita retida é suprimida, assim como a formação de
cementita para carbeto ε. Como resultado, a liga 4340 + 2% Si é mais resistente e mais tenaz
na condição de revenido.
O aço-liga 300M utiliza o efeito favorável do silício na liga 4340 e é usado
extensivamente para aços ultra-alto-resistentes para engrenagens. O aço 300M tem a
composição nominal de 0,40% C, 0,75% Mn, 1,6% Si, 0,8% Cr, 1,8% Ni, 0,40% Mo, 0,08%
V, 0,015% Max P, e 0,015% Max S. Vanádio é adicionado para refino de grão, e os níveis de
enxofre e fósforo são mantidos muito baixos para diminuir a fragilização ao revenido e o
aumento da tenacidade e ductilidade transversa. Esta liga é refundida em arco a vácuo para
diminuir os teores de hidrogênio e oxigênio. Menores teores de oxigênio diminuem a
formação de inclusões de óxidos e então aumentam a tenacidade da liga, como mostrado na
Figura 4-36.
FIGURA 4-35
Gráficos mostrando os efeitos do revenimento nas propriedades mecânicas da liga AISI 4340
e AISI 4340 com adição de 2% de silício. Os aços foram temperados a partir de 870 e 950ºC,
respectivamente.
FIGURA 4-36
Energia absorvida na fratura de aços liga 300M refundidos ao ar e vácuo (propriedades
transversas).
4-10 FRAGILIZAÇÃO AO REVENIDO EM AÇOS BAIXA-LIGA
Nesta seção dois tipos de fragilização ao revenido comumente exibidos pelos aços
baixa-liga com alta resistência serão discutidos. Estes tipos foram denominados como
fragilização ao revenido de um-passo e fragilização ao revenido de dois-passos por Briaint e
Banerji.
1. Fragilização ao revenido de um-passo, comumente conhecida como fragilização
a 350ºC, é freqüentemente encontrada em aços baixa-liga comerciais de alta
resistência, os quais tenham sido temperados e revenidos, tendo portanto
microestruturas martensíticas. Neste caso, a liga é austenitizada, temperada e
revenida por um curto período (cerca de 1 h) a relativamente baixas temperaturas
(< 400ºC). Esta fragilização pode ser reconhecida como uma diminuição
anômala na energia de impacto quanto revenida na faixa de 250 a 350ºC.
2. Fragilização ao revenido de dois-passos se refere à diminuição na tenacidade ao
impacto que é observada freqüentemente quando um aço liga revenido é
isotermicamente envelhecido na faixa de temperaturas de 375 a 560ºC. Este tipo
de fragilização pode ser obtida pelo resfriamento lento do aço após o
revenimento.
Fragilização ao Revenido de Um-Passo
O mecanismo causador da fragilização ao revenido de um-passo não é completamente
entendido até o presente momento. Evidencias experimentais mostram que ele deve ser
causado por impurezas no aço, haja vista que ela é ausente em aços baixa-liga puros como
4340. Como mostrado na Figura 4-37, a liga pura 4340 não mostra a fragilização, sendo que a
liga 4340 comercial sim. O modo da fratura para a fragilização ao revenido de um-passo é
principalmente intergranular. A Figura 4-38 mostra como o máximo de quantidade de fratura
intergranular coincide com o mínimo de energia de impacto.
FIGURA 4-37
Comparação de curvas de fragilização a um-passo para aços liga 4340 puro (B1) e comercial
(B7); note a ausência de fragilização na liga pura.
FIGURA 4-38
Mudança no modo de fratura como função da temperatura para uma liga 4340 comercial (B7);
note que a depressão na curva de fragilização corresponde à máxima quantidade de fratura
intergranular.
Importantes aspectos da fragilização ao revenido de um-passo podem ser resumidos
como segue:
1. A ocorrência de diminuição da energia de impacto coincide com o início da
precipitação da cementita;
2. Desde que a fragilização a um-passo causa um modo de fratura intergranular ao
longo dos primários contornos de grão austeníticos, se acredita que a segregação
de P, N, e possivelmente S para os contornos de grão austeníticos é essencial
para este tipo de fragilização;
3. Elementos de liga tais como o manganês têm um efeito indireto, promovendo a
segregação de elementos fragilizadores para os contornos de grão;
4. A presença de carbonetos não dissolvidos nos contornos de grão austeníticos
acredita-se que acentuam a fratura intergranular induzida por impurezas, sendo
que os carbonetos atuam como barreiras ao deslizamento.
Fragilização a Dois-Passos
A fragilização a dois passos ocorre quando aços liga revenidos são isotermicamente
envelhecidos na faixa de temperaturas de 375 a 560ºC ou são vagarosamente resfriados após o
revenimento. Este tipo de fragilização ao revenido é atribuída à segregação de impurezas para
os contornos de grão, pois se as impurezas são removidas do aço, este não se torna fragilizado
durante o envelhecimento. Quando as impurezas são segregadas para os contornos de grão, o
modo de fratura frágil é intergranular, como mostrado na Figura 4-39.
a) b)
FIGURA 4-38
Comparação de (a) fratura por clivagem em um aço liga temperado e revenido e (b) fratura
intergranular em um aço liga temperado, revenido e envelhecido.
Dos muitos estudos que têm sido feitos sobre fragilização a dois-passos, as seguintes
conclusões gerais podem ser feitas:
1. A temperatura de transição dúctil-frágil é diretamente dependente da
concentração de impurezas nos contornos de grão. Este efeito em um aço níquel-
cromo dopado com antimônio, estanho e fósforo está mostrado na Figura 4-40. O
efeito relativo destas impurezas foi encontrado como sendo Sn > Sb > P;
2. Elementos de liga às vezes co-segregam para os contornos de grão com as
impurezas. Por exemplo, níquel co-segrega com antimônio;
3. A segregação de impurezas para os contornos de grão parece ser um fenômeno
de equilíbrio;
4. A concentração de equilíbrio das impurezas nos contornos de grão aumenta com
a diminuição da temperatura de envelhecimento. O tempo também é importante
a baixas temperaturas. Por exemplo, a Figura 4-41 mostra como o aumento da
temperatura de envelhecimento aumenta a concentração de antimônio em um aço
3,5% Ni – 1,7% Cr – 0,008% C – 0,06% Sb.
A taxa e quantidade de segregação de impurezas, e conseqüentemente a fragilização
intergranular resultante, dependem da composição total do sistema. Níquel, cromo e
manganês aumentam a fragilização ao revenido de dois-passos causada por Sb, Sn, P ou As.
Adições de molibdênio ao aço-liga retardam a fragilização ao revenido, pois o molibdênio
inibe a segregação de impurezas. O molibdênio rapidamente se precipita como fosfetos na
matriz e conseqüentemente inibe a segregação.
4-11 AÇOS MARAGING
Composição
Aços maraging são uma classe de aços com alta resistência que são caracterizados pelos
muito baixos teores de carbono e o uso de elementos substitucionais para produzir o
endurecimento por envelhecimento nas martensitas de ferro-níquel. O nome maraging foi
inventado de uma combinação de martensita e do inglês age hardening (endurecimento por
envelhecimento).
Aços maraging contendo 18% Ni juntamente com adições de Co, Mo, Ti e Al têm sido
estabelecidos como aços estruturais de ultra alta resistência. Os limites de escoamento
nominal desses aços na condição de totalmente envelhecidos são 200, 250, 300 e 350 ksi e as
designações correspondentes para eles são 18Ni(200), 18Ni(250), 18Ni(300) e 18Ni(350). A
Tabela 4-17 lista as composições químicas destes aços maraging.
Formação Martensitica
Os aços maraging com 18% Ni se transformam em martensita após o resfriamento da
temperatura de austenítização, pois seu teor de níquel é alto. A temperatura da martensita
superior para estas ligas é de cerca de 155ºC e sua temperatura de martensita inferior cerca de
98ºC. A formação de martensita nestas ligas não é afetada pela variação na taxa de
resfriamento, e assim grossas seções podem ser resfriadas ao ar e ainda assim ser totalmente
martensíticas. Sendo que a transformação martensítica apenas envolve a transformação da
austenita para a martensita para Fe-Ni, e não envolve carbono ou nitrogênio intersticiais para
qualquer quantidade considerável, a martensita formada é relativamente dúctil e reações de
revenimento não ocorrem durante o reaquecimento.
Endurecimento por Envelhecimento
Antes do envelhecimento, os aços maraging com 18% Ni têm um limite de escoamento
na faixa de 95 a 120 ksi. A dureza e resistência dessas ligas aumenta rapidamente durante
após o envelhecimento, como mostrado na Figura 4-42 para um aço maraging 18Ni(250). Os
níveis de resistência obtidos dependem principalmente de seus teores de molibdênio e titânio,
mas são também afetados pela quantidade de cobalto e alumínio presentes. Maiores
resistências são obtidas pelas ligas 18Ni(350), a qual contém maiores teores de Co, Ti e Al,
mas um pouco menos de Mo.
O endurecimento que é obtido após o envelhecimento do aço maraging 18% Ni se
acredita se seja causado pela formação de zonas de precipitados de Ni3Mo e N3Ti. A máxima
dureza nas ligas 18Ni(250) ocorrem após 3 h a 482ºC (Figura 4-40). Os precipitados formados
na liga 18Ni(250) após envelhecimento por 8 h a 482ºC estão mostrados na Figura 4-43. Os
precipitados se formam ao longo das discordâncias e contornos de laths criados pela
transformação martensítica. O super-envelhecimento a maiores temperaturas de
envelhecimento levam à formação de precipitados Fe2Mo. O cobalto não é encontrado em
qualquer dos precipitados no endurecimento por envelhecimento. Se acredita que o cobalto
indiretamente contribui para o aumento da resistência durante o envelhecimento pela redução
da solubilidade do molibdênio na matriz martensítica.
FIGURA 4-40
Mudança na temperatura de transição dúctil-frágil como função da concentração de impurezas
nos contornos de grão; a liga 3340 (3,5% Ni e 1,7% Cr) foi dopada individualmente com
0,06% P, 0,06% Sb ou 0,06% Sn.
FIGURA 4-41
Fragilização ao revenido de dois-passos de um aço 3,5% Ni, 1,7% Cr, 0,008% C e 0,06% Sb,
mostrando como o aumento do tempo de envelhecimento aumenta a temperatura de transição
dúctil-frágil, e como a quantidade de Ni e Sb segregados nos contornos de grão é diminuída.
A liga foi austenitizada, temperada e então envelhecida a 520ºC.
TABELA 4-17
Composições químicas nominais dos aços maraging
Categoria Ni% Co% Mo% Al% Ti% C% (max)18Ni(200) 18 8 3,2 0,1 0,2 0,0318Ni(250) 18 8 5 0,1 0,4 0,0318Ni(300) 18 9 5 0,1 0,6 0,0318Ni(350) 18 12 4 0,1 1,8 0,01
FIGURA 4-42
Dureza como função do tempo de envelhecimento para um aço maraging comercial 18%
Ni(250), a quatro temperaturas de envelhecimento.
FIGURA 4-43
Micrografia de transmissão eletrônica dos precipitados em um aço-maraging 18% Ni(250)
envelhecido por 8 h a 485ºC.
