influÊncia da temperatura de solubilizaÇÃo na

PROGRAMA FRANCISCO EDUARDO MOURÃO SABOYA

DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA MECÂNICA

ESCOLA DE ENGENHARIA

UNIVERSIDADE FEDERAL FLUMINENSE

Dissertação de Mestrado

INFLUÊNCIA DA TEMPERATURA DE

SOLUBILIZAÇÃO NA MICROESTRUTURA,

TENACIDADE E MICRODUREZA DE UM

AÇO MARAGING CLASSE 300

VANESSA MILHOMEM SCHMITT

MAIO DE 2014

2

VANESSA MILHOMEM SCHMITT

INFLUÊNCIA DA TEMPERATURA DE SOLUBILIZAÇÃO NA

MICROESTRUTURA, TENACIDADE E MICRODUREZA DE

UM AÇO MARAGING CLASSE 300

Dissertação de Mestrado apresentada ao Programa Francisco Eduardo Mourão

Saboya de Pós-Graduação em Engenharia Mecânica da UFF como parte dos

requisitos para a obtenção do tí tulo de Mestre em Ciências em Engenharia

Mecânica

Orientadores: Prof. D. Sc. SÉRGIO SOUTO MAIOR TAVARES

Prof. D. Sc. JUAN MANUEL PARDAL

UNIVERSIDADE FEDERAL FLUMINENSE

NITERÓI, 21 DE MAIO DE 2014

3

INFLUÊNCIA DA TEMPERATURA DE SOLUBILIZAÇÃO NA

MICROESTRUTURA, TENACIDADE E MICRODUREZA DE

UM AÇO MARAGING CLASSE 300

Esta Dissertação é parte dos pré-requisitos para a obtenção do título de

MESTRE EM ENGENHARIA MECÂNICA

Área de concentração: Mecânica dos Sólidos

Aprovada em sua forma final pela Banca Examinadora formada pelos professores:

Prof. Sérgio Souto Maior Tavares (D.Sc.)

Universidade Federal Fluminense

(Orientador)

Prof. Juan Manuel Pardal (D.Sc.)


(Orientador)

Prof. Maria da Penha Cindra Fonseca (D.Sc.)


Prof. Hamilton Ferreira Gomes de Abreu (D.Sc.)

Universidade Federal do Ceará

4

À minha querida família

5

Agradecimentos

A Deus por permitir mais essa conquista na minha vida e ter sido o grande provedor.

À minha família por ser meu porto seguro, por me incentivar a batalhar por meus objetivos.

Ao professor Juan Manuel Pardal pela dedicação e por compartilhar seu conhecimento para

conclusão dessa dissertação.

Ao professor Sérgio Souto Maior Tavares por toda sua contribuição para execução da

dissertação.

À professora Maria Cindra pelo carinho e apoio.

Ao professor Hamilton Ferreira por todo o auxílio e conhecimento transmitido na utilização

da técnica de EBSD.

Ao Centro Tecnológico da Marinha pela doação do aço maraging.

À Universidade Federal do Ceará por sua receptividade e colaboração na realização das

análises por EBSD.

Ao Instituto Federal do Rio de Janeiro unidade Paracambi pelo corte por eletroerosão.

À empresa DMCJ pelo corte e retificação dos corpos de prova.

Ao Instituto de Física da UFF, em especial ao professor Renato Bastos Guimarães pelas

realizações das difrações de Raios-X.

Ao Instituto Nacional de Tecnologia, em especial à Olivia Pereira pelas realizações de

MEV e análises EDS.

Aos usuários do LABMETT por todo apoio e auxílio na execução dos ensaios.

Aos amigos que deram seu apoio e colaboraram para essa conquista.

A todos os professores, funcionários e servidores que colaboraram para essa vitória.

6

RESUMO

Os aços maraging fazem parte de uma classe especial de aços de ultra-alta resistência

mecânica contendo Ni-Co-Mo com extra baixo teor de carbono. No estado solubilizado

exibem uma grande ductilidade e tenacidade, produto da formação de uma estrutura

martensítica cúbica de corpo centrado (CCC). Nesta família de materiais o endurecimento é

atingido, posteriormente, por meio de um tratamento térmico de envelhecimento, em que

ocorre a precipitação de diversos compostos intermetálicos. Neste contexto, o presente

trabalho verificou a influência da temperatura de solubilização na microestrutura,

tenacidade e microdureza de um aço maraging classe 300. Portanto, caracterizou-se o

tamanho de grão da austenita prévia por difração de elétrons retroespalhados (EBSD) em

diversas condições de tratamento de solubilização. A condição de tratamento a 900°C

promoveu à formação de um grão austenítico de maior tamanho se comparada com as

outras três estudadas. Os resultados denotaram que esta condição de tratamento resultou

maiores valores de tenacidade e microdureza. Adicionalmente, foram levantadas curvas de

envelhecimento no intervalo de 480°C a 600°C para tempos de 15 a 240 minutos em

amostras previamente solubilizadas que forneceram o maior (900°C) e o menor (900-860-

820°C) tamanho de grão austenítico. Os resultados indicaram que as amostras previamente

solubilizadas de modo sequencial a 900ºC-860ºC-820ºC experimentaram uma cinética de

precipitação mais lenta sob condições de envelhecimento a 480 e 510°C.

Palavras-chaves: Aços Maraging; Caracterização microestrutural; Microdureza;

Tenacidade.

7

ABSTRACT

The maraging steel is part of a special class of steels for ultra - high strength Ni- containing

Co -Mo with a low content of extra carbon. The solution treatment state exhibits a great

ductility and toughness because of formation a body-centered cubic (BCC) martensite. In

this family of materials the hardening is achieved often an aging heat treatment

consequence of precipitation of various intermetallic compounds occurs. In this context,

this study checked the influence of solution treatment temperature on microstructure ,

hardness and toughness of a maraging steel grade 300 . The size of the prior austenite grain

was investigated by electron backscatter diffraction (EBSD) in various treatment

conditions. The treatment condition at 900 ° C promoted the formation of a large austenitic

grain size compared with the other three treatment conditions studied. Results suggested

that this treatment condition showed higher values of toughness and hardness. Additionally,

curves were raised aging in the range 480 °C to 600 °C for times 15-240 minutes prior

solution treatment samples that gave the highest (900 °C) and lower ( 900-860-820 °C) size

austenitic grain . The results indicated that the previously solution treatment samples

sequentially at 900 ° C -860 ° C- 820 ° C experience a slower precipitation kinetics under

the conditions of aging at 480 and 510 ° C.

Keywords: Maraging steels; Microstructural characterization; Microhardness; Toughness.

8

Lista de Ilustrações

Figura 1 - Diagrama de Transformação Fe-Ni (18)............................................................................21

Figura 2 - Curva TTT esquemática do aço maraging (22).................................................................23

Figura 3 - Efeito endurecedor combinado do Mo e Co (12)..............................................................24

Figura 4 - Crescimento da austenita reversa entre as lâminas da martensita (31)..............................28

Figura 5 - Curvas de envelhecimento por precipitação. Amostras tratadas a 440ºC, 480ºC, 510ºC e

560ºC, aço maraging 300 (12)............................................................................................................32

Figura 6 - Curvas de envelhecimento de precipitação. Amostras tratadas a 560ºC, 600ºC e 650ºC,

aço maraging 300 (12)........................................................................................................................32

Figura 7 - Dureza vs. Tempo de envelhecimento a 440ºC, 500ºC, 560ºC e 650ºC (38)....................33

Figura 8 - Tratamento térmico de solubilização e de refino de grão (40)..........................................37

Figura 9 - Microestrutura do aço maraging classe 350 revelada com uso do regente eletrolítico com

10% de ácido crômico. Grãos de austenita prévia após solubilização a 1200ºC durante 8h

(40)......................................................................................................................................................38

Figura 10 - Origem das linhas de Kikuchi em virtude da difração do feixe de elétrons incidente

(44)......................................................................................................................................................42

Figura 11 - Linhas de Kikuchi obtidas pela difração de elétrons retroespalhados (44).....................42

Figura 12 - Esquema do funcionamento do EBSD (45).....................................................................44

Figura 13 - Disco do aço maraging classe 300 como recebido..........................................................45

Figura 14 - Esquema do tratamento térmico de solubilização na condição 1....................................47




Figura 18 - Forno tubular usado para a solubilização a 900ºC das amostras.....................................49

Figura 19 - Figura 19 – Mapeamento da microestrutura de um aço martensítico 16MND5 com o uso

do programa Chanel 5 (48).................................................................................................................55

Figura 20 - Reconstrução dos grãos da austenita prévia de um aço martensítico 16MND5 (48)......55

Figura 21 - Difratograma da amostra solubilizada na condição 4 e envelhecida posteriormente a

560ºC por 240 minutos.......................................................................................................................57

Figura 22 - Croqui da região da superfície de fratura investigada.....................................................58

Figura 23 - Microestruturas das amostras solubilizadas nas condições: 1 (A), 2 (B); 3 (C) e 4 (D)

com ataque de ácido crômico ............................................................................................................60

Figura 24- Microestrutura das amostras solubilizadas nas condições 1 (A) e 4 (B) com uso do

ataque Marble´s..................................................................................................................................61

Figura 25 - Microestrutura revelada pelo ataque de cloreto de ferro modificado para a condição

1..........................................................................................................................................................63

Figura 26 - Microestrutura revelada pelo ataque de cloreto de ferro modificado para a condição 1

(as setas indicam o contorno de grão da austenita prévia).................................................................63

Figura 27 - Microestrutura das amostras com ataque de cloreto de ferro nas condições 1 (A), 2 (B),

3 (C) e 4 (D)........................................................................................................................................64

Figura 28 - Imagens adquiridas pelo programa Channel 5 das amostras solubilizadas nas condições

1(A), 2 (B), 3(C) e 4(D)......................................................................................................................65

Figura 29 - Análise feita pelo programa Arpege na delimitação dos grãos (A) e da quantificação do

tamanho do grão (B) na condição 1 de tratamento.............................................................................66





9



Figura 33 - Curvas de envelhecimento das amostras previamente solubilizadas na condição 1........70

Figura 34 - Curvas de envelhecimento das amostras previamente solubilizadas na condição 4........71

Figura 35 - Curvas comparativas de envelhecimento a 480ºC das amostras previamente

solubilizadas nas condições 1 e 4.......................................................................................................72







Figura 39 - Difratogramas das amostras solubilizadas nas condições 1 e 4 e envelhecidas a 560ºC

por 4 horas..........................................................................................................................................76


por 4 horas..........................................................................................................................................76


por 2 horas..........................................................................................................................................77

Figura 42 - Comparação dos resultados de tenacidade obtidos para os corpos de prova nas

condições 1 e 4 de solubilização e envelhecidos a 480°C..................................................................79







Figura 46 - Imagem obtida por microscopia eletrônica de varredura (MEV) da superfície de fratura

após ensaio Charpy. Amostra solubilizada na condição 1.Aumento de 35X.....................................83

Figura 47 - Imagem obtida por microscopia eletrônica de varredura (MEV) da superfície de fratura

após ensaio Charpy. Amostra solubilizada na condição 1. Aumento de 250X..................................83

Figura 48 – Espectro de EDS da inclusão da Figura 47.....................................................................84

Figura 49 - Espectro de EDS da inclusão 2 da Figura 47...................................................................85

Figura 50 - Imagem obtida por Microscopia eletrônica de varredura das superfícies de fratura após

ensaio Charpy. Amostra solubilizada na condição 4. Aumento de 35X............................................86

Figura 51 - Imagem obtida por microscopia eletrônica de varredura das superfícies de fratura após

ensaio Charpy. Amostra solubilizada na condição 4. Aumento de

250X...................................................................................................................................................87

Figura 52 - Imagem obtida por microscopia eletrônica de varredura das superfícies de fratura após

ensaio Charpy. Amostra solubilizada na condição 4. Aumento de

1000X.................................................................................................................................................87

10

Lista de Tabelas

Tabela 1 - Composição nominal dos aços maraging (% massa) (13). ...............................................17

Tabela 2 - Propriedades mecânicas dos aços maraging (13). ............................................................17

Tabela 3 - Composição química dos aços sem cobalto (% em peso) (14). .......................................20

Tabela 4 - Fases precipitadas no tratamento de envelhecimento dos aços maraging (14). ...............23

Tabela 5 - Composição química do aço maraging PH 13-8 Mo (37). ...............................................31

Tabela 6 - Tratamentos de envelhecimento realizados no aço maraging PH 13-8 Mo (37). ............31

Tabela 7 - Propriedades Mecânicas de um aço maraging classe 350 em diversas condições de

tratamento (25). .................................................................................................................................34

Tabela 8 - Resultados do ensaio da energia absorvida ao impacto (Charpy), em amostras de

tamanho reduzido, para diferentes condições de envelhecimento (12). ............................................35

Tabela 9 - Valores de tenacidade ao impacto de corpos de prova de aço maraging 350 solubilizados

e envelhecidos em diferentes condições (38). ...................................................................................35

Tabela 10 - Efeito do tratamento térmico na tenacidade (40). ..........................................................38

Tabela 11- Composição química do aço maraging classe 300 estudado. ..........................................46

Tabela 12 - Condições de solubilização e de envelhecimento. Caracterizações realizadas nas

amostras e corpos de prova em cada condição. .................................................................................51

Tabela 13 - Correlação da energia absorvida por impacto em corpos de prova convencionais e de

tamanho reduzido (47). ......................................................................................................................52

Tabela 14 - Ataques utilizados para revelar a microestrutura do aço maraging 300. ........................53

Tabela 15 - Ataque utilizado para revelar contorno de grão da austenita prévia do aço maraging 300.

............................................................................................................................................................53

Tabela 16 - Dados obtidos da difração de Raios-X nas amostras solubilizadas. ..............................61

Tabela 17 - Tamanho da profundidade do cristalito nas diversas condições de solubilização..........62

Tabela 18 - Tamanho médio do grão da austenita prévia nas diferentes condições de solubilização

obtidos pelo programa Arpege ..........................................................................................................68

Tabela 19 - Medições de microdureza nas condições solubilizadas. ................................................69

Tabela 20 - Valores de tenacidade levantados nas amostras solubilizadas. ......................................69

Tabela 21 - Resultados de energia absorvida Charpy nas amostras com condição 1 de solubilização.

............................................................................................................................................................78

Tabela 22 - Resultados de energia absorvida Charpy nas amostras com condição 4 de solubilização.

............................................................................................................................................................78

Tabela 23 - Porcentagem em peso dos elementos que compõem a inclusão 1. ................................84

Tabela 24 - Porcentagem em peso dos elementos que compõem a inclusão 2. ................................85

11

SUMÁRIO

CAPÍTULO 1 ..................................................................................................................13

1. INTRODUÇÃO ..............................................................................................................13

CAPÍTULO 2 ..................................................................................................................15

2. REVISÃO BIBLIOGRÁFICA ......................................................................................15 2.1 HISTÓRICO DOS AÇOS MARAGING .................................................................................15

2.2 CARACTERÍSTICAS DA TRANSFORMAÇÃO MARTENSÍTICA ........................................20

2.3 TRANSFORMAÇÕES DURANTE O ENVELHECIMENTO ..................................................22

2.4 REVERSÃO DA AUSTENITA .............................................................................................26

2.5 EFEITOS DOS ELEMENTOS DE LIGA ..............................................................................28

2.6 PROPRIEDADES MECÂNICAS DOS AÇOS .......................................................................30

2.7 TRATAMENTOS TÉRMICOS DE SOLUBILIZAÇÃO E REFINO DE GRÃO ........................36

2.8 TÉCNICAS DE ANÁLISE ...................................................................................................39

2.8.1 Difração de Raios-X ..........................................................................................................39

2.8.2 EBSD ..............................................................................................................................41

CAPÍTULO 3 ..................................................................................................................45

3. MATERIAIS E MÉTODOS ..........................................................................................45

3.1 MATERIAL .......................................................................................................................45

3.2 PREPARAÇÃO DAS AMOSTRAS ......................................................................................46

3.2.1 Corte ..............................................................................................................................46

3.2.2 Tratamentos Térmicos ......................................................................................................47

3.3 PROPRIEDADES MECÂNICAS .........................................................................................51

3.3.1 Medições de Microdureza ..................................................................................................51

3.3.2 Ensaio de Impacto ............................................................................................................52

3. 4 MICROSCOPIA ÓTICA ....................................................................................................53

3.5 EBSD.................................................................................................................................53

3.6 DIFRAÇÃO DE RAIOS-X ...................................................................................................56

3.7 MICROSCOPIA ELETRÔNICA DE VARREDURA (MEV) ...................................................57

CAPÍTULO 4 ..................................................................................................................59

4. RESULTADOS E DISCUSSÕES .................................................................................59 4.1 CARACTERIZAÇÃO MICROESTRUTURAL DO TAMANHO DE GRÃO DAS AMOSTRAS

SOLUBILIZADAS ...................................................................................................................59

4.1.1 Microscopia Ótica e Difração de Raios – X ..........................................................................59

4.1.1.1 Microscopia ótica ............................................................................................................59

4.1.1.2 Difração de Raios-X ......................................................................................................61

4.1.2 Microscopia ótica e EBSD .................................................................................................62

4.1.2.1 Microscopia ótica ............................................................................................................62

4.1.2.2. EBSD ...........................................................................................................................65

4.2 PROPRIEDADES MECÂNICAS .........................................................................................68

4.2.1 Amostras solubilizadas ......................................................................................................68

4.2.2 Amostras solubilizadas e envelhecidas .................................................................................69

4.2.2.1Microdureza ....................................................................................................................70

12

4.2.2.2 Tenacidade .....................................................................................................................77

4.2.2.2.1 Análise das superfícies de fratura ....................................................................................82

CAPÍTULO 5 ..................................................................................................................88

5. CONCLUSÕES ..............................................................................................................88

CAPÍTULO 6 ..................................................................................................................90

6. SUGESTÕES DE TRABALHOS FUTUROS .............................................................90

CAPÍTULO 7 ..................................................................................................................92

7. REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS .........................................................................92

13

CAPÍTULO 1

1 INTRODUÇÃO

Os aços maraging fazem parte de uma classe especial de aços de ultra-alta

resistência mecânica contendo Ni-Co-Mo com extra baixo teor de carbono. No estado

solubilizado exibem uma grande ductilidade e tenacidade produto da formação de uma

estrutura martensítica cúbica de corpo centrado (CCC). Nesta família de materiais o

endurecimento é atingido por meio de um tratamento térmico de envelhecimento, em que

ocorre a precipitação de diversos compostos intermetálicos. Diferentemente dos aços

convencionais de alta resistência mecânica, eles possuem certas características particulares,

tais como estabilidade dimensional durante o endurecimento pelo processo de

envelhecimento térmico, adequada soldabilidade e boa combinação de resistência mecânica

e tenacidade, o que os torna atraentes para muitas aplicações, desde a aeroespacial até em

equipamentos esportivos.

Neste sentido, o presente trabalho pretende avaliar a influência do tratamento

térmico de solubilização, na microestrutura, tenacidade e microdureza em um aço maraging

classe 300. Caracterizações por difração de elétrons retroespalhados (EBSD) e microscopia

ótica foram realizadas de modo a determinar o tamanho de grão da austenita em amostras

previamente solubilizadas em diversas condições de tratamento térmico. Neste trabalho

foram avaliados os seguintes tratamentos de solubilização: 900ºC, 900ºC – 860ºC, 900ºC –

820ºC, 900ºC – 860ºC – 820ºC. A condição de solubilização em tratamentos sequenciais a

900ºC – 860ºC – 820ºC, apresentou o menor tamanho da austenita prévia, assim como do

tamanho dos cristalitos de martensita. Em contrapartida, a condição de solubilização a

14

900ºC forneceu os maiores valores de tamanho de grão da austenita e dos cristalitos de

martensita. Paradoxalmente, esta última condição exibiu maiores valores de microdureza e

tenacidade. Adicionalmente, foram levantadas as curvas de envelhecimento no intervalo de

480ºC a 600ºC para tempos de 15 a 240 minutos em amostras previamente solubilizadas

que forneceram o maior (900ºC) e o menor (900 – 860 – 820ºC) tamanho de grão

austenítico. Esta análise complementar teve por intuito verificar a influência do tamanho de

grão da austenita prévia na cinética de precipitação dos compostos intermetálicos, assim

como a formação de austenita reversa durante o envelhecimento. Os resultados indicam que

as amostras previamente solubilizadas de modo sequencial a 900 – 860 – 820ºC

experimentam uma cinética de precipitação mais lenta sob condições de envelhecimento a

480 a 510ºC. No entanto, manifesta-se um superenvelhecimento mais prematuro na

condição de envelhecimento a 560ºC promovendo um aumento da tenacidade em relação às

amostras solubilizadas a 900ºC. Análises complementares por MEV das superfícies de

fratura dos corpos de prova Charpy permitiram correlacionar as características da fratura

com os valores de tenacidade levantados em ambas as condições de tratamento.

15

CAPÍTULO 2

2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA

2.1 HISTÓRICO DOS AÇOS MARAGING

Com o término da Segunda Guerra Mundial coexistiram duas formas de sociedades

completamente distintas na configuração e na natureza: a sociedade capitalista e a

sociedade socialista. Essas novas formações desencadearam a chamada Guerra Fria,

caracterizada pelo confronto político, militar, econômico e ideológico entre os Estados

Unidos da América e a antiga União das Repúblicas Socialistas Soviéticas. Com isso,

pesquisas para desenvolvimento de materiais mais eficazes em resistência e tenacidade

foram iniciadas e, tão logo, no final da década de 50, surgia uma família de aços de alta

resistência mecânica e tenacidade, denominada aços maraging. Este nome é devido ao

mecanismo de endurecimento que consiste em uma transformação martensítica (mar)

seguida de envelhecimento (aging) (1).

Inicialmente, estes aços foram desenvolvidos por Clarence George Bieber na

International Nickel Company (Inco Ltd.), resultando na criação das ligas contendo níquel

(Ni) como elemento base, com teores de 25%(Ni) e 20%(Ni) e, apresentando uma matriz

martensítica Fe-Ni. Além disso, estas ligas possuíam adições dos elementos titânio (Ti),

alumínio (Al) e nióbio (Nb). Deste modo, as ligas produzidas, eram endurecíveis por meio

de tratamento térmico de envelhecimento e, a temperatura de transformação da austenita

para martensita era controlada somente com o ajuste do conteúdo do níquel. Porém, elas

apresentaram fragilidade no envelhecimento e baixa razão entre a tenacidade à fratura e

16

limite de resistência, e sendo então, substituídas por novas composições dessa classe de

aços (2-7).

Em 1962, dando prosseguimento a essas análises, Decker et al. (5) observaram um

apreciável endurecimento na martensita Fe-Ni, quando foram adicionados simultaneamente

cobalto (Co) e molibdênio (Mo). O sistema de endurecimento Co-Mo acontece devido a um

efeito sinérgico, ou seja, o efeito simultâneo que os dois elementos apresentam ao se

combinarem, pois, a presença do cobalto ocasiona a diminuição da solubilidade do

molibdênio na matriz martensítica propiciando a formação de maior quantidade de

precipitados durante o envelhecimento. Eles notaram também que adições de titânio

produziram um efeito endurecedor suplementar (8, 9).

Em meados da década de 60 Floreen estudou o endurecimento por envelhecimento

de ligas ternárias Fe-Ni-X, em que o X representava os elementos: alumínio (Al), berílio

(Be), nióbio (Nb), manganês (Mn), molibdênio (Mo), silício (Si), tântalo (Ta), titânio (Ti)

ou tungstênio (W). Ao realizar uma análise comparativa da mesma porcentagem atômica de

todos os elementos citados, verificou-se que o Ti apresentou o maior efeito endurecedor,

dentre todos os estudados. Em continuidade a esses estudos, Floreen e Speich (11)

analisaram o endurecimento por envelhecimento de ligas quaternárias Fe-18Ni-8Co-X

(onde X foram os elementos Al, Be, Mn, Mo, Nb, Si e Ti). Nesse estudo verificou-se que as

ligas contendo adições dos elementos citados com exceção do molibdênio apresentavam

um endurecimento por solução sólida. Já as ligas contendo molibdênio tiveram um

endurecimento significativo e maior tenacidade ao impacto (10, 11).

Posteriormente, uma família de aços maraging comercial baseada no sistema

quaternário Fe-18Ni-Co-Mo foi desenvolvida. Esta classe obteve destaque por apresentar

simplicidade no tratamento térmico, resistência e tenacidade mais consistentes após o

endurecimento. Estes aços são apresentados nas classes 200, 250, 300 e 350, onde estes

números referem-se ao limite de resistência das ligas na unidade Ksi. Fazendo-se uma

correlação para unidade Pascal (Pa) tem-se: 200 Ksi (1379 MPa), 250 Ksi (1724 MPa),

300 Ksi (2068 MPa) e 350 Ksi (2413 MPa). A obtenção desses diferentes níveis de

resistência é função dos teores dos elementos de liga adicionados (12).

As Tabelas 1 e 2 apresentam, respectivamente, as composições químicas usuais de

aços maraging 18% Ni das classes 200, 250, 300, 350 e suas propriedades mecânicas.

17

Tabela1: Composição nominal dos aços maraging (% massa) (13).

Elemento 18 Ni 200 18 Ni 250 18 Ni 300 18 Ni 350

Ni 17,00-19,00 17,00-19,00 17,00-19,00 17,50-18,50

Co 8,00-9,00 7,50-8,50 8,50-9,50 12,00-12,50

Mo 3,00-3,50 4,60-5,20 4,60-5,20 3,80-4,60

Ti 0,15-0,25 0,30-0,50 0,50-0,80 1,40-1,70

Al 0,05-0,15 0,05-0,15 0,05-0,15 0,10-0,15

C max 0,03 0,03 0,03 0,03

Si max 0,10 0,10 0,10 0,10

Mn max 0,10 0,10 0,10 0,10

Si+Mn max 0,20 0,20 0,20 0,20

S max 0,01 0,01 0,01 0,005

P max 0,01 0,01 0,01 0,005

Tabela 2: Propriedades mecânicas dos aços maraging (13).

Propriedade Condição 18 Ni 200 18 Ni 250 18 Ni 300 18 Ni 350

Tensão de

Escoamento

(MPa)

Solubilizada 800 800 790 830

Solubilizada e

Envelhecida 1310-1550 1650-1830 1790-2070 2390

Limite de

Resistência

(MPa)

Solubilizada 1000 1010 1010 1150

Solubilizada e

Envelhecida 1340-1590 1690-1860 1830-2100 2460

Alongamento

(%)

Solubilizada 17,0 19,0 17,0 18,0

Solubilizada e

Envelhecida 6,0-12,0 6,0-10,0 5,0-10,0 8,0

Redução em

Área (%)

Solubilizada 79,0 72,0 76,0 70,0

Solubilizada e

Envelhecida 35,0-67,0 35,0-60,0 30,0-50,0 36,0

A redução gradual do teor de níquel com o aumento dos teores de Co e Mo, levou

ao desenvolvimento de aços maraging da classe 400 Ksi (2800 MPa). Algumas das

composições desenvolvidas foram: 15Ni-25Co-7Mo (5), 13Ni-15Co-10Mo-0,2Ti (1). É

interessante observar que nestes aços o teor de titânio é significativamente menor que nas

18

classes 300 e 350, o que parece que é efetuado com o intuito de preservar a tenacidade do

material (12).

A família Fe-18Ni-Co-Mo dos aços maraging apresenta como características

principais: ductilidade; tenacidade; alta resistência mecânica; uma razoável condição de

trabalho a frio devido ao baixo teor de carbono (<0,02%) e ao alto teor de níquel; boa

soldabilidade; e uma estrutura cúbica de corpo centrada (CCC) oriunda da transformação

por cisalhamento (2, 5, 9). Este conjunto de características permite que este aço tenha

diversas aplicações: nas partes estruturais de veículos espaciais como o foguete e o jipe

lunar; em moldes para injeção de plásticos e alumínio; em componentes de aeronaves com

utilização militar; em células de carga para medição de força; em dispositivos para

transmissão mecânica na indústria automobilística; na área nuclear através da construção de

rotores das ultracentrífugas que enriquecem o urânio; além de utilizações mais simples

como quadros de bicicletas e tacos de golfe (14).

Conforme comentado os aços maraging são praticamente isentos de carbono e são

martensíticos na condição solubilizada, podendo ser facilmente usinados nesta condição (a

estrutura martensítica Fe-Ni é de baixa dureza e não exige velocidades de resfriamento

elevadas para sua formação). O endurecimento ocorrerá pelo envelhecimento da estrutura

martensítica, a uma temperatura da ordem de 440oC a 650

oC, dependendo do aço e das

propriedades desejadas para o produto. No envelhecimento precipitam-se compostos

intermetálicos à base de Ni, Ti, Mo e Fe. A precipitação fina destes compostos constitui o

principal mecanismo de endurecimento dos aços maraging (2, 5, 9, 12).

A fabricação destes aços é realizada por um processo especial, com fusão em forno

de indução a vácuo (VIM), e posteriormente submetidos a um processo de refusão a arco

sob vácuo (VAR) ou por escória eletrocondutora (ESR), com o intuito de garantir as

propriedades mecânicas características dos maraging e minimizando segregações e

formação de inclusões (15).

O processo de fusão em forno de indução a vácuo (VIM) é, normalmente, utilizado

por proporcionar um maior controle dos elementos residuais, mantendo-os os mais baixos

possíveis e, com isso garantindo aos aços maraging uma boa tenacidade. Devido ao

aquecimento por indução, sem contato com o metal e, portanto, sem contaminação, obtém-

se um excelente controle da temperatura e uma elevada homogeneidade. Com o

19

processamento sob vácuo evita-se a contaminação e oxidação pela atmosfera, permitindo a

adição de elementos reativos (Al, Ti) (15, 16).

Os processos de refusão VAR e ESR permitem a realização de uma solidificação

progressiva, além do refino do metal. As diferenças entre os processos ESR e VAR estão na

fonte de calor para fusão do material e na atmosfera do processo. No processo VAR, ao

invés de se aquecer a escória por efeito Joule, forma-se um arco elétrico entre o eletrodo a

ser refundido e o lingote refinado. O processo VAR se realiza sob vácuo, havendo

inexistência de escória. Já o processo ESR consiste, basicamente, de um circuito em série,

constituído pelo eletrodo a ser refinado (normalmente um lingote elaborado pelo processo

VIM), um banho de escória e o lingote refinado, em formação, no interior de uma lingoteira

de cobre refrigerada a água. O calor gerado pela corrente atravessando a escória

eletrocondutora (efeito Joule) funde a ponta do eletrodo. As gotas de metal líquido

atravessam a escória altamente reativa, caindo na poça líquida que se solidifica

progressivamente para formar o lingote refinado. O contato com a escória de composição

especialmente selecionada, a alta temperatura, remove grande parte das inclusões, além do

enxofre, que normalmente é inferior a 0,003% após a fusão a ESR (15, 16).

Até o fim da década de 70 as pesquisas referentes a esta família de aços estavam

estagnadas, apenas após o aumento exacerbado do preço do cobalto novos estudos

passaram a ser feitos em busca de uma nova classe de aços. Então surgiu uma classe com

teor reduzido ou nulo de cobalto, teor reduzido de molibdênio e teores elevados de titânio,

com o intuito de obter uma estrutura totalmente martensítica e níveis de resistência

mecânica elevados. A Tabela 3 descreve a composição química desses aços (14).

20

Tabela 3: Composição química dos aços sem cobalto (% em peso) (14).

Elemento 18 Ni 200

sem Cobalto

18 Ni 250

sem Cobalto

18 Ni 300

sem Cobalto

Ni 18,50 18,50 18,50

Mo 3,00 3,00 4,00

Ti 0,70 1,40 1,85

Al 0,10 0,10 ---------

Si max 0,10 0,10 0,10

Mn max 0,10 0,10 0,10

C max 0,03 0,03 0,03

S max 0,01 0,01 0,01

P max 0,01 0,01 0,01

Outros estudos foram realizados com o objetivo de reduzir os custos dos elementos

de ligas utilizados, cabe destaque às pesquisas que substituem total ou parcialmente o teor

de níquel por manganês, devido à similaridade dos diagramas Fe-Ni e Fe-Mn. Uma liga de

aço maraging experimental com manganês custa em torno de 40 vezes menos que a liga

comercial com níquel, entretanto, na liga experimental ocorre a segregação do manganês no

contorno de grão da austenita, causando fragilização e, afetando negativamente os valores

de tenacidade, dureza e limite de resistência (14, 17).

2.2 CARACTERÍSTICAS DA TRANSFORMAÇÃO MARTENSÍTICA

As transformações de fase dos aços maraging são compreendidas com o auxílio do

diagrama Fe-Ni, representado pela Figura 1, evidenciando a transformação da austenita

para martensita no resfriamento. Essa transformação não ocorre até que seja atingida a

temperatura de início de formação da martensita (Mi), a qual deve ser alta para que se

obtenha uma estrutura totalmente martensítica na temperatura ambiente. Esta martensita (α)

apresenta uma estrutura cúbica de corpo centrado (CCC), destacando-se que esta

transformação é dada pelo mecanismo adifusional de cisalhamento (4, 9, 12, 14).

21

Figura 1 – Diagrama de Transformação Fe-Ni (18).

Microestruturas diversas podem ser obtidas no resfriamento da fase austenítica (g)

dependendo do teor de níquel da liga. Para teores entre 0 e 5% Ni, independente da taxa de

resfriamento, a estrutura resultante é composta por grãos equiaxiais de ferrita; na faixa entre

5 e 10% de Ni a ferrita se forma a taxas baixas de resfriamento e a martensita em ripas a

taxas altas; nos teores entre 10 e 25% de Ni obtem-se a estrutura martensítica em ripas

independente da taxa de resfriamento; por último, as ligas cujos conteúdos aproximados de

níquel são maiores que 25%, a transformação martensítica acontecerá abaixo da

temperatura ambiente, observando-se uma microestrutura martensítica maclada (12, 14,

15).

Geralmente a martensita na forma de ripas é preferível em aços maraging, pois após

o envelhecimento esta estrutura é a que apresenta maiores valores de dureza e tenacidade.

A martensita em ripas consiste de diversos pacotes dentro de cada grão da austenita

primária e numerosos blocos dentro de cada pacote. Elas são caracterizadas por uma alta

densidade de discordâncias emaranhadas (19, 20).

22

A alta densidade e distribuição uniforme de discordâncias dentro das ripas da

martensita promovem um aumento na resposta ao tratamento térmico de envelhecimento

devido ao grande número de sítios preferenciais para nucleação de compostos

intermetálicos. As discordâncias também aumentam a taxa de difusão de soluto por prover

caminhos preferenciais para a difusão (19, 20, 21).

A morfologia da martensita é dependente principalmente da temperatura Mi e da

energia de falha de empilhamento (EFE). A redução da temperatura Mi ou o crescimento da

EFE favorecem à formação da martensita maclada. A EFE pode ser modificada apenas pela

inclusão apropriada de elementos de liga (12).

Altas temperaturas de início da transformação (Mi) favorecem à formação da

martensita em ripas. Dessa forma, a adição de elementos de liga que diminuem a Mi como

Ni, Ti, Mo deve ser cuidadosa, pois favorece à formação da martensita maclada. Entretanto,

esses elementos são responsáveis pelos mecanismos de envelhecimento. A adição de

cobalto tem um papel relevante, pois, aumenta a Mi permitindo adição de maiores teores de

elementos de liga; assim sendo na ausência deste, os níveis de Ni, Mo e Ti devem ser

diminuídos. Além dos elementos citados o Cr também diminui a Mi, porém com menor

influência, já o alumínio em adições de até 0,2% aumenta ligeiramente a Mi, o que justifica

a sua presença em 0,1% nos aços maraging de graus comerciais (12, 20).

2.3 TRANSFORMAÇÕES DURANTE O ENVELHECIMENTO

O endurecimento dos aços maraging é realizado através do tratamento térmico de

envelhecimento geralmente à temperatura de 480ºC, com variações no tempo de acordo

com a série. Nas séries 200, 250 e 300 é na faixa de 3 a 8 horas, enquanto na série 350 na

faixa de 6 a 8 horas. O objetivo é obter uma distribuição muito fina de precipitados, os

quais propiciam um elevado limite de resistência (14, 15). As fases precipitadas são

detalhadas na Tabela 4 e no diagrama temperatura - tempo - transformação (TTT)

explicitado esquematicamente na Figura 2 (14).

23

Tabela 4- Fases precipitadas no tratamento de envelhecimento dos aços maraging (14).

Fases Estequiometria Estrutura

Cristalina

A7B6 Romboédrica

A2B Hexagonal

S A8B Hexagonal

X A3B Hexagonal

Fe2Mo A2B Hexagonal

Ni3(Ti,Mo) A3B Hexagonal

Ni3Mo A3B Ortorrômbica

Figura 2 – Curva TTT esquemática do aço maraging (22).

O endurecimento por envelhecimento inicialmente resulta da precipitação de

compostos intermetálicos. Essa precipitação ocorre, normalmente, nas discordâncias e

contornos das ripas de martensita, produzindo uma fina e uniforme distribuição de

partículas coerentes. O principal elemento endurecedor é o molibdênio que no

envelhecimento inicial forma o Ni3Mo com uma estrutura ortorrômbica. Esta fase

24

metaestável forma-se, inicialmente, devido ao seu melhor ajuste do reticulado com a matriz

martensita (CCC). O crescimento posterior do Ni3Mo atinge o seu limite máximo e,

posteriormente, o envelhecimento proporcionará o início da dissolução do Ni3Mo. O titânio

que, normalmente, está presente nos aços maraging promove um endurecimento adicional

através da precipitação do Ni3Ti que tem uma estrutura hexagonal (15).

Conforme comentado, uma grande descoberta no endurecimento do aço maraging

foi devido à combinação do Co com o Mo. As reações do Mo na presença do Co iniciam-se

com uma zona rica em Mo na condição do subenvelhecimento. Com o envelhecimento, o

precipitado Ni3Mo ortorrômbico é formado, sendo esta reação acelerada pelo Co, conforme

explicado previamente. Esta fase, contudo, é metaestável e após um período de

envelhecimento transforma-se na fase de Laves do tipo Fe2 (Mo, Ti) hexagonal. A Figura 3

exemplifica o efeito endurecedor combinado do Co com o Mo (15).

Figura 3 – Efeito endurecedor combinado do Mo e Co (12).

25

O endurecimento dos aços maraging é muito rápido, sendo o mesmo atribuído à

inexistência de um período de incubação acompanhado pela reação de precipitação. A

ausência de um estágio de incubação e a acelerada difusão proporcionada pela alta

densidade de discordâncias na matriz martensítica é, normalmente, citada como a razão da

rápida cinética de endurecimento. Este comportamento foi observado, quando o aço

maraging 250, previamente solubilizado, é envelhecido a uma temperatura de 460°C. Após

um curto tempo nesta temperatura (± 3 minutos), ocorre um aumento significativo na

dureza (de 283HV para 428 HV) e, a partir daí, há um aumento gradativo da dureza,

atingindo um valor máximo de 558 HV no tempo de 3 horas (23). Porém, quando é

submetido a períodos longos de envelhecimento, a sua resistência mecânica tenderá a

diminuir. Esta diminuição é devido ao superenvelhecimento que causa o coalescimento dos

precipitados e o início da reversão à austenita. A decomposição do Ni3Mo e formação de

Fe2Mo com a consequente liberação de níquel tem sido proposta como a causa da formação

da austenita. Cabe ressaltar que algumas vezes, a austenita é formada intencionalmente para

aumentar a fabricabilidade de componentes ou o seu desempenho em serviço, como por

exemplo, na fabricação de matrizes para peças de alumínio (15).

Além dos precipitados endurecedores dos aços maraging, outros tipos de inclusões

são encontradas normalmente nestes aços, como, por exemplo, as partículas de Ti(C, N),

entretanto estas partículas são iniciadoras de trincas e consequentemente redutoras de

tenacidade. Deste modo, para evitar a formação delas diminui-se os teores de C e N (15).

O tamanho extremamente fino dos precipitados formados nos aços maraging

representa um dos fatores importantes para aumentar as propriedades mecânicas deste aço.

O efeito dominante no aumento das propriedades mecânicas corresponde às diminuições do

tamanho dos precipitados e do espaçamento entre eles. O modelo de Orowan exemplifica o

aumento na tensão de escoamento devido à presença dos precipitados como analisado na

Equação 1 (11, 12).

26

= Limite de escoamento da liga envelhecida;

= Limite de escoamento da liga não envelhecida;

G = módulo de cisalhamento;

b = vetor de burgers.

= espaçamento entre os precipitados

Um outro fator importante para se obter alta resistência mecânica é o aumento da

porcentagem volumétrica dos precipitados. Os altos níveis de resistência mecânica nos aços

maraging 18Ni estão relacionados à altíssima porcentagem volumétrica obtida ao se usar a

combinação dos elementos Co e Mo (15).

2.4 REVERSÃO DA AUSTENITA

O estudo da reversão da austenita apresenta grande relevância devido às mudanças

que a transformação de fase (α→ γ) pode acarretar nas propriedades mecânicas dos aços

maraging após tempos prolongados de tratamentos térmicos de envelhecimento conhecidos

como superenvelhecimento. A reversão da austenita nos aços maraging é comumente

atribuída ao enriquecimento de níquel da matriz cúbica de corpo centrado. Esse

enriquecimento geralmente está associado à dissolução de precipitados do tipo Ni3X (X=

Mo, Ti) e à formação de compostos intermetálicos Fe-Mo (Fe7Mo ou Fe2Mo) (24-27).

A austenita pode ser introduzida na microestrutura dos aços maraging através de

dois métodos diferentes de tratamento térmico. No primeiro modo a liga é aquecida

isotermicamente à temperatura na qual acontece a dissolução dos precipitados

intermetálicos por tempos prolongados de envelhecimento, e então, pode ocorrer a

formação da austenita nas regiões onde o conteúdo de níquel é alto, comumente

denominada de “austenita reversa”. No segundo método, o maraging deve ser submetido a

um ciclo térmico entre a temperatura ambiente e a temperatura Af, na qual a transformação

austenítica é completada. A partir dessa temperatura deverá ser realizado um resfriamento

rápido antes mesmo que a austenita atinja o seu equilíbrio em Af, existindo assim

27

heterogeneidades em sua composição. Nas regiões em que a austenita é pobre em

elementos de liga ocorre a reação martensítica, e nas regiões ricas em Ni, Co, Mo e Ti a

austenita não se transforma, sendo chamada de “austenita retida” (12, 28).

A cinética de formação da austenita reversa é influenciada pelos teores de níquel,

molibdênio, cobalto e titânio. Maiores teores de Ni e Mo aceleram a reversão, enquanto

maiores teores de Co e Ti retardam a formação da mesma (15).

A austenita pode apresentar mudanças de morfologia com o aumento da temperatura

e o tempo de superenvelhecimento. A sua nucleação na forma de ripas ocorre nos contornos

de grão primário e nos contornos das ripas de martensita, enquanto a austenita na

morfologia de placas (Widmanstatten) foi observada dentro das ripas da martensita.

Pesquisas realizadas por Li e Yin (26) revelaram que a austenita na forma de ripas é

formada em temperaturas mais baixas do que a austenita de placas.

O aumento da temperatura de superenvelhecimento traz como consequência a

diminuição do teor de Ni necessário para formar os dois tipos de austenita, devido à

natureza difusional desta reação. Como sugerem Li e Yin (26), o níquel presente na

composição dos precipitados Ni3(Mo, Ti) dissolvidos dando a origem à formação de

austenita reversa e o molibdênio na formação de Fe2Mo. Porém, a reversão da martensita

também pode envolver um movimento de cisalhamento em altas temperaturas. Li e Yin

(26) observaram que a austenita na forma de ripas e placas possuíam maclas após

tratamentos térmicos a 640ºC, indicando que esta reação pode ser dominada por

cisalhamento, mas ocorre por um anterior ou simultâneo processo de difusão controlada.

Li e Yin (26) também verificaram a relação de orientação de Kurdjumov- Sachs (K-

S) nos dois tipos de austenita, ou seja, as relações do tipo

. Por outro lado, trabalhos publicados tanto por Farooque et al. (29) e por Atsmon &

Rosen (30). sugeriram que as relações de orientação entre a martensita e a austenita reversa

podem ser dos tipos Kurdjumov- Sachs (K-S) e Nishyana- Wassermann (N-W) (relações de

orientação ). Atsmon & Rosen (30) propuseram que

o crescimento da austenita na forma de placas formadas no interior das ripas de martensita

obedece a essas relações de orientação simultaneamente, conforme verificado na Figura 4.

28

Figura 4 – Crescimento da austenita reversa entre as lâminas ou ripas da martensita (31).

2.5 EFEITOS DOS ELEMENTOS DE LIGA

A composição química dos primeiros aços maraging incluía apenas os elementos

níquel, titânio e alumínio. Decker e seus colaboradores dando continuidade ao trabalho

iniciado por C.G. Bieber descobriram que, uma boa resposta ao envelhecimento, era obtida

numa matriz de ferro com 18%Ni e adições de cobalto e molibdênio (15).

Como comentado, os aços maraging têm um alto conteúdo dos elementos níquel,

cobalto e molibdênio e um teor baixíssimo de carbono. O carbono, de fato é considerado

como uma impureza nestes aços, com o intuito de se minimizar a formação de carboneto de

titânio (TiC), que pode ser prejudicial à resistência mecânica, ductilidade e tenacidade (9,

15).

Além do níquel, outros elementos de liga presentes nos aços maraging normalmente

abaixam a faixa de temperatura de transformação da martensita (Mi e Mf, temperaturas de

início e final da transformação da martensita), com exceção do cobalto que aumenta essa

faixa (9, 15).

O alto teor de Ni na presença do molibdênio estimula à formação da fase Ni3Mo no

envelhecimento, ao invés da formação da fase de Laves (Fe2Mo) que se forma a

temperaturas bem mais altas e períodos prolongados, no superenvelhecimento. A liga Fe-Ni

exibe altíssima resistência para composições contendo 18% Ni, porém essa resistência

29

diminui rapidamente acima de 24% Ni devido à retenção da austenita na estrutura

martensítica (15, 31).

Nos aços maraging tradicionais o molibdênio é o principal agente endurecedor. Na

faixa de 2 a 5%, ele causa o endurecimento por envelhecimento em torno de 14,3 kg/mm2

para cada 1% adicionado, pela precipitação da fase Ni3Mo. Porém, em teores superiores a

5% causam a fragilização. Este elemento tende a segregar durante a solidificação,

induzindo a anisotropia da plasticidade e ductilidade (12, 15, 32).

O cobalto não participa diretamente do endurecimento por envelhecimento, pois não

forma precipitados com o ferro, níquel, molibdênio ou titânio, nas ligas do aço maraging

18%Ni. Conforme comentado, a sua principal contribuição consiste em diminuir a

solubilidade do molibdênio na matriz martensítica e, assim, aumentar a quantidade do

precipitado Ni3Mo formado durante o endurecimento por envelhecimento. O cobalto na

faixa de 6 a 9% aumenta o limite de resistência à tração em torno de 6 kg/mm2 para cada

porcentagem de cobalto adicionado (9, 15, 31).

O titânio nos aços tradicionais age como um agente suplementar de endurecimento.

Contudo, o aumento no teor de titânio acarretará no aparecimento de "filmes" de Ti(C, N)

nos contornos dos grãos, fragilizando os aços. Recomenda-se o uso de aços com teor de

titânio não muito elevado, mas caso tenha que se utilizar um aço com teor mais elevado

deste elemento, deve-se diminuir o teor de carbono ao máximo, pois esses elementos

possuem afinidade para a formação de carbonetos. O Ti proporciona um aumento no limite

de resistência de 6 a 7 kg/mm2 para cada 0,1% do elemento adicionado. Durante a

solidificação do aço, este elemento tende a segregar ou precipitar nos contornos de grãos da

austenita na forma de carbonitretos Ti (C, N), causando anisotropia da plasticidade e

reduzindo a ductilidade (6, 15, 33).

O alumínio é adicionado aos aços maraging 18%Ni como um agente desoxidante.

Este elemento aumenta o limite de resistência em aproximadamente 6,0 kg/mm2 para cada

0,1% adicionado. Promove, ainda, um endurecimento limitado da martensita e, em

concentrações superiores a 0,20%, diminui a ductibilidade antes e após o envelhecimento

(3, 15, 32, 34-36).

30

O silício e o manganês são prejudiciais à tenacidade quando estes elementos

superam 0,12% individualmente, ou quando a soma de ambos ultrapassar a 0,20% (15, 33,

35).

Assim como nos aços convencionais, o enxofre é um elemento prejudicial às

propriedades mecânicas dos aços maraging, devido à formação de inclusões de sulfeto de

titânio (Ti2S) (15, 35). Além disso, o nitrogênio, oxigênio e carbono possuem ação

fragilizante e devem ser mantidos em teores muito baixos (15, 33).

2.6 PROPRIEDADES MECÂNICAS DOS AÇOS

As propriedades mecânicas dos aços maraging dependem da composição do aço, da

microestrutura e do tratamento térmico a que o material foi submetido, porém é sabido que

este aço de uma maneira geral apresenta boa tenacidade à fratura, boa usinabilidade,

soldabilidade e elevada resistência mecânica quando submetido a tratamento térmico de

envelhecimento.

Schnitzer et al. (37) analisaram o aço maraging (PH) 13-8 Mo de composição

química fornecida pela Tabela 5. O mesmo foi solubilizado a 900ºC por 90 min. realizando

posteriores tratamentos de envelhecimento, tal como indicados na Tabela 6. Eles

verificaram a influência do tempo de envelhecimento e da formação da austenita reversa na

dureza, denotando uma queda nesta propriedade mecânica com o aumento considerável da

porcentagem volumétrica da austenita reversa com o tempo de superenvelhecimento. Nesse

trabalho, a porcentagem volumétrica da austenita foi determinada por difração de Raios- X

utilizando radiação síncrotron de alta energia. Os resultados obtidos podem ser também

observados na Tabela 6 (37).

31

Tabela 5- Composição química do aço maraging PH 13-8 Mo (37).

Elementos

químicos

Porcentagem

em peso

C 0,03

Cr 12,70

Ni 8,20

Mo 2,20

Al 1,10

Fe Bal.

Tabela 6 – Tratamentos de envelhecimento realizados no aço maraging PH 13-8 Mo (37).

Envelhecimento

Fração Volumétrica

Austenita Reversa

(vol%)

Dureza

(HRC)

Nenhum 0 31

575ºC/3h 7 42

575ºC/5h 9 40

575ºC/10h 16 39

575ºC/100h 30 33

Ainda em relação à dureza, Pardal (12) avaliou a relação desta propriedade com o

tempo de envelhecimento no aço maraging classe 300, através de curvas de

envelhecimento. As Figuras 5 e 6 ilustram as curvas levantadas, em diferentes temperaturas

de envelhecimento, para o aço maraging classe 300 de características semelhantes ao

estudado neste trabalho.

32

Figura 5 - Curvas de envelhecimento por precipitação. Amostras tratadas a 440ºC, 480ºC,

510ºC e 560ºC, aço maraging 300 (12).

Figura 6- Curvas de envelhecimento de precipitação. Amostras tratadas a 560ºC, 600ºC e

650ºC, aço maraging 300 (12).

33

No seu trabalho, Pardal (12) verificou que o pico de dureza ocorreu para o tempo

de envelhecimento de 10h à temperatura de 480ºC, e que não houve superenvelhecimento

nas temperaturas de 440ºC e 480ºC até um período de 24 horas de tratamento. Nessas

condições de tempo de envelhecimento para temperaturas superiores a 560ºC foi observado

um superenvelhecimento acentuado e em consequência a queda da dureza (12).

Já Tavares et al. (38) realizaram e estudaram as curvas de envelhecimento (dureza

vs. tempo de envelhecimento) a 440ºC, 500ºC, 560ºC e 650ºC para o aço maraging 350.

Segundo a Figura 7 a dureza aumenta bruscamente na primeira hora de envelhecimento nas

temperaturas 440ºC, 500ºC e 560ºC. No envelhecimento a 440ºC a dureza aumenta lenta e

continuamente após 1 hora. Durante o envelhecimento a 500ºC a dureza atinge o valor

máximo (708HV) após 4 horas e permanece estável em períodos de até 24 horas. O valor

de pico da dureza (691HV) é obtido após 1 hora de envelhecimento a 560ºC.

Envelhecimentos mais prolongados nesta temperatura provocam uma suave diminuição da

dureza (superenvelhecimento). Os valores mais baixos de dureza são obtidos com

envelhecimentos a 650ºC. O valor de pico nesta temperatura (600 HV) é atingido com

apenas 15 minutos, e após este tempo o material amolece segundo um decaimento

exponencial de segunda ordem.

Figura 7 – Dureza vs. Tempo de envelhecimento a 440ºC, 500ºC, 560ºC e 650ºC (38).

34

O endurecimento em baixas temperaturas é atribuído principalmente à precipitação

das fases coerentes μ, S e/ou ω, mas em longos períodos de tempo a precipitação de

Fe2Mo contribui para o aumento da dureza. Na temperatura de máxima resistência, o

endurecimento é devido à precipitação de Ni3 (Mo, Ti) e Fe2Mo (12).

O decréscimo da dureza nas amostras superenvelhecidas é relacionado à

precipitação de austenita e também ao coalescimento dos precipitados (38). Durante o

envelhecimento a 650ºC o amolecimento pode ser em grande parte creditado à precipitação

de austenita (38). É relevante considerar que, aproximadamente, a 560ºC a formação de

austenita é precedida pela precipitação parcial e dissolução do intermetálico Ni3(Mo,Ti)

(12).

Em relação à tração, análises realizadas por Viswanathan et al.(24) denotam que o

material após um envelhecimento a 510ºC durante três horas apresenta um considerável

aumento na tensão de escoamento ( e de resistência ( em relação aos demais

tratamentos térmicos efetuados, além de experimentar uma notável diminuição no

alongamento total, o que pode ser observado na Tabela 7 (12, 25).

Tabela 7- Propriedades Mecânicas de um aço maraging classe 350 em diversas condições

de tratamento (25).

Tratamento

Térmico sr(MPa) s0,2(MPa)Alongamento (%)

Total Elástico

Solubilizada 1084 935 13,1 1,5

510ºC/3h 2227 2195 5,3 0,8

640ºC/1h 1715 1504 10,7 4,1

640ºC/2h 1615 1414 11,3 5,3

640ºC/4h 1534 1308 12,2 6,4

640ºC/6h 1474 1211 12,2 7,3

A tenacidade ao impacto Charpy foi observada para os aços maraging classes 300 e

350. Pardal (12) obteve os resultados apresentados pela Tabela 8 e verificou que o maior

valor da tenacidade, para as amostras envelhecidas, ocorreu para amostra tratada por 560ºC

durante 15 minutos de tratamento, cabe ressaltar que os corpos de prova utilizados foram de

tamanho reduzido, com espessura de 2,5 mm.

35

Tabela 8 - Resultados do ensaio da energia absorvida ao impacto (Charpy), em amostras de

tamanho reduzido, para diferentes condições de envelhecimento (12).

Energia Absorvida (J)

Tratamento 0 hora 15 min. 1 hora 2 horas 4 horas 10 horas 24 horas

Solubilizada (1ª amostra) 52,5 ______ ______ ______ ______ ______ ______

Solubilizada (2ª amostra) 57,0 ______ ______ ______ ______ ______ ______

440ºC ______ ______ 11,5 ______ ______ ______ 6,5

480ºC ______ 13,5 11,0 9,5 ______ 6,0 5,5

510ºC ______ 13,5 6,5 ______ 6,5 ______ 5,0

560ºC ______ 37,5 33,5 6,0 7 6,0 6,0

600ºC ______ 34,0 28,0 7,0 8,5 ______ 8,5

650ºC ______ 17,5 14,5 ______ 14,5 15,5 12,0

A tenacidade ao impacto Charpy no aço maraging 350 foi observada por Tavares et

al (38). O maior valor de tenacidade foi obtido na amostra envelhecida a 650ºC, a qual

possui maior quantidade de austenita, como observado na Tabela 9.

Tabela 9- Valores de tenacidade ao impacto de corpos de prova de aço maraging 350

solubilizados e envelhecidos em diferentes condições (38).

Amostra

Tenacidade ao Impacto (J)

(corpo de prova tamanho reduzido)

(2,5 mm de espessura)

Solubilizada 29

Envelhecida 440ºC/1h 6




A queda radical na tenacidade durante o envelhecimento (excetuando a condição de

650ºC) acontece pela evolução da microestrutura, em particular, por mudanças no tamanho

e a fração volumétrica dos precipitados afetando claramente a resistência à fratura. De

acordo com Gladkovskii et al. (39), o aumento na resistência à fratura de ligas endurecíveis

por precipitação tratáveis em determinadas condições de superenvelhecimento está

associada ao aumento do espaço médio entre partículas ( av) e ao diâmetro médio dos

precipitados (d), com os quais se obtém a fração volumétrica média (f ) das partículas.

36

Outro fator importante que determina a alta resistência à ruptura dos aços maraging à

fratura frágil é associada à elevação da temperatura de envelhecimento que é refletida pela

transição das partículas de Ni3Ti para partículas globulares de Fe2Mo (12, 39).

2.7 TRATAMENTOS TÉRMICOS DE SOLUBILIZAÇÃO E REFINO DE GRÃO

O princípio básico para se eliminar segregações de elementos de liga em um

material metálico bruto de fusão consta da realização de um tratamento térmico de

solubilização, no qual o material é mantido a uma temperatura suficientemente alta para

que se produza a difusão com a devida rapidez. Em algumas ligas comerciais (por exemplo,

zinco e cobre), se consegue uma homogeneização com relativa simplicidade. Desta forma,

dependendo do elemento químico, haverá uma variação do tempo e da temperatura para

que se obtenha uma melhor homogeneização do material (15). O material no estado bruto

de fusão, altamente ligado que não for submetido a este tratamento, antes do processo de

conformação a quente, poderá apresentar a formação de bandas.

As bandas de segregação ocorrem em materiais deformados a quente, por laminação

ou forjamento, devido a uma heterogeneidade química, com bandas claras ou escuras

extremamente espaçadas na microestrutura de alguns aços. Elas representam zonas de

segregação dos elementos de liga durante a solidificação do lingote. No momento da

conformação a quente, as zonas segregadas se alargam e se comprimem em bandas. Esta

segregação pode ser eliminada somente se os elementos de liga difundirem-se das zonas de

maior concentração para as de menor concentração (15).

O tratamento térmico de homogeneização ou solubilização realizado antes da

conformação a quente minimizará a microssegregação interdendrítica originada no

processo de solidificação. O material relativamente livre de microssegregação pode ser

forjado ou laminado, proporcionando uma redução do tamanho de grão. Portanto, os

tratamentos térmicos de envelhecimento posterior serão muito mais eficientes (15).

Para se obter o refino dos grãos após o material ter sido submetido ao tratamento

anteriormente mencionado, Ahmed et al. (40) fizeram vários ciclos de tratamentos térmicos

após a extrusão, obtendo um resultado satisfatório; porém o processo tornou-se muito mais

caro (12, 40).

37

Ahmed et al. (40) em sua pesquisa realizaram o tratamento de refino de grão de um

aço maraging classe 350 através de sucessivos aquecimentos e resfriamentos como exibe a

Figura 8.

Figura 8 – Tratamento térmico de solubilização e de refino de grão (40).

Com a utilização do ataque ácido crômico 10% ele observou o contorno de grão da

austenita prévia, como mostra a Figura 9.

38

Figura 9 – Microestrutura do aço maraging classe 350 revelada com uso do reagente

eletrolítico com 10% de ácido crômico. Grãos de austenita prévia após solubilização a

1200ºC durante 8h (40).

Estes tratamentos foram comparados mediante a análise das propriedades mecânicas

e das superfícies de fratura com as amostras solubilizadas convencionalmente, obtendo-se

os resultados apresentados na Tabela 10 (12, 40). Segundo Wagner (41), estes tratamentos

podem reduzir o tamanho do grão de (29-40) μm para (5-10) μm. O refino de grãos causa

um aumento nos limites de escoamento e ruptura nas condições criogênicas e à temperatura

ambiente, além de pequenos aumentos na resistência à fratura e na energia absorvida ao

impacto Charpy (12, 40).

Tabela 10 – Efeito do tratamento térmico na tenacidade (40).

Condições de Tratamento Tenacidade (J)

Como recebido 120

Como recebido + 510ºC/3 h 6

1200ºC/8h + refino de grão 170

1200ºC/6h + refino de grão + 510ºC/3h 14

1200ºC/8h + refino de grão + 510ºC/3h 20

39

2.8 TÉCNICAS DE ANÁLISE

2.8.1 Difração de Raios-X

Os Raios-X foram descobertos em 1895 pelo físico alemão Roentgen e eram assim

denominados por sua natureza desconhecida na época. Ao contrário da luz comum, estes

raios eram invisíveis, mas percorriam linhas retas e afetavam a película fotográfica da

mesma forma que a luz. Até 1912 eram utilizados sem muito entendimento por médicos e

engenheiros, quando neste mesmo ano, o fenômeno da difração por raios- X por cristais foi

descoberto e revelou simultaneamente a natureza da onda dos mesmos fornecendo um novo

método para investigar a fina estrutura da matéria (42).

A difração por Raios-X é uma técnica não destrutiva, utilizável para estudar a

estrutura interna de materiais cristalinos, pois possui uma radiação com comprimento de

onda da ordem do tamanho do espaçamento entre os átomos em uma estrutura cristalina

(12). Os Raios-X utilizados para difração são ondas eletromagnéticas com comprimentos de

onda entre 0,05 e 0,25 nm (0,5 e 2,5 Å). Para produzi-los, é necessário aplicar uma

diferença de potencial da ordem de 35 kV entre um catodo e um alvo metálico que funciona

como anodo, mantidos no vácuo. Quando o filamento de tungstênio do catodo é aquecido,

libertam-se elétrons, por efeito termoiônico, que são acelerados através do vácuo pela

diferença de potencial entre o catodo e o anodo, ganhando, assim, energia cinética. Quando

os elétrons se chocam com o alvo metálico, libertam-se Raios-X. Contudo, a maior parte da

energia cinética é convertida em calor, pelo que o alvo metálico tem de ser resfriado

exteriormente. A origem da radiação característica é explicada do seguinte modo: em

primeiro lugar, os elétrons K (elétrons na camada n=1) são retirados dos átomos pelos

elétrons de alta energia que se chocam com o alvo, deixando os átomos excitados. Em

seguida, alguns elétrons das camadas superiores (ou seja, n = 2 ou n = 3) saltam para níveis

de mais baixa energia para substituir os elétrons K perdidos, emitindo energia com um

comprimento de onda característico. A transição dos elétrons da camada L (n =2) para a

camada K (n = 1) liberta energia correspondente ao comprimento de onda da linha Ka,

onde Ka representa o pico de radiação característico de cada elemento químico (42).

40

A lei de Bragg, apresentada pela Equação 2, descreve o fenômeno da difração de

Raios-X, relacionando o comprimento da onda incidente (λ), a distância interplanar de

átomos (d) e o ângulo de desvio do feixe incidente (θ), levando em consideração a ordem

de reflexão (n) (12).

Nos materiais metálicos cristalinos costuma-se estudar as características dos

materiais por DRX, tal como o cristalito. O nome do cristalito é dado a cada um dos

pequenos blocos justapostos contendo um pequeno desalinhamento de um em relação ao

outro individualmente. Também pode ser definido como um conjunto de células

sistematicamente agrupadas para formar um domínio coerente de difração. Cada grão de

um material policristalino é constituído por inúmeros cristalitos, justapostos uns aos outros

com diferentes orientações (43).

O tamanho do cristalito nas ripas de martensita pode ser determinado usando as

técnicas de alargamento do pico de Raios-X. Em geral o tamanho do cristalito (D) é

determinado medindo a largura do pico de Bragg ( na metade da intensidade máxima e

usando a fórmula de Scherrer descrita pela Equação 3:

Onde:

= Diâmetro médio do cristalito.

= Constante aplicada para uma esfera.

= Comprimento de onda da radiação eletromagnética.

= Largura na metade da altura do pico de difração.

= Ângulo de difração.

41

2.8.2 EBSD

A difração de elétrons retroespalhados (EBSD) é uma técnica utilizada para analisar

a orientação cristalográfica de muitos materiais. Seu emprego permite estudar a textura ou

orientação preferencial de qualquer material cristalino ou policristalino, podendo ser

utilizado para: indexar e identificar os sistemas cristalinos; mapear a orientação do cristal;

realizar estudos de defeitos; identificação de fases; medir tamanho de grão e realizar

investigações de heterogeneidade microestrutural.

O procedimento experimental da técnica compreende a utilização de uma amostra

polida e totalmente plana colocada no MEV (microscópio eletrônico de varredura) e

inclinada cerca de 70o em relação à normal da incidência do feixe de elétrons acoplada a um

equipamento de aquisição de imagens. Este equipamento corresponde a uma câmera

equipada com uma tela de fósforo, a qual será sensibilizada pela passagem de elétrons

gerando uma imagem, integrada com uma placa de captura digital, uma interface de vácuo

para montagem da câmera e um sistema eletrônico para processamento de dados (44).

O funcionamento do EBSD baseia-se na Lei de Bragg, de acordo com a Equação 2.

Esta determina que, caso uma onda de comprimento comparável ao do espaçamento entre

os átomos incide em um reticulado cristalino, esta sofrerá reflexão em cada um dos planos

cristalinos expostos. O espaçamento interplanar depende da direção do plano a ser

analisado e da distância entre os átomos no reticulado em questão. Portanto, de posse do

valor do ângulo de difração, medido no equipamento e do espaçamento atômico, pode-se

determinar as direções do plano cristalino (44).

Os feixes de elétrons retroespalhados, quando excitam a tela de fósforo, formam as

chamadas linhas de Kikuchi. Seu mecanismo de formação é bastante complexo, no entanto,

pode-se dizer simplificadamente que devido ao fato de os ângulos de difração serem

pequenos, próximos de meio grau, o ângulo de vértice de um cone de difração é próximo de

180º, fazendo com que as seções de cone que interceptam a tela de fósforo aparentem ser

retas, como ilustrado nas Figuras 10 e 11. No entanto, as linhas de Kikuchi assumem a

forma de seções de cone caso seja utilizada uma voltagem muito baixa no microscópio.

Estas linhas são específicas para cada estrutura cristalina e orientação cristalográfica. Isso

http://en.wikipedia.org/wiki/Crystal_system

http://en.wikipedia.org/wiki/Phase_(matter)

42

faz com que um operador experiente seja capaz de determinar uma estrutura cristalográfica

apenas pela análise da geometria das linhas de Kikuchi, mesmo sob interferência (44).

Figura 10- Origem das linhas de Kikuchi em virtude da difração do feixe de elétrons

incidente (44).

Figura 11 - Linhas de Kikuchi obtidas pela difração de elétrons retroespalhados (44).

43

O método muito utilizado para analisar os dados é a transformada de Radon, o qual

utiliza escalas de cinza e realiza a transformação através da mudança de linhas de mesma

tonalidade, dadas em função das coordenadas X, Y e (este último ângulo é formado pela

linha com a normal do plano XY) em um único ponto no plano - (onde é a equação,

nas coordenadas X, Y, da linha em questão), tornando a análise mais simples (e rápida)

para o computador (44).

Outro método utilizado para análise dos dados é o uso da transformada de Hough, o

qual parte de uma imagem binária (isto é, apenas duas cores, preto e branco, ao invés de

uma escala de cinzas). Geralmente, a imagem obtida da tela de fósforo pela câmera passa

por um procedimento de coarsening, que consiste em transformá-la em binária, para depois

passá-la pela transformada de Hough. O resultado é similar ao da transformada de Radon:

uma linha é transformada em um ponto no plano -. Este método, embora muito mais

rápido do que a transformada de Radon, tem se mostrado de menor desempenho, uma vez

que a informação sobre a intensidade das linhas de Kikuchi é perdida. Em 1994, foi

desenvolvida a chamada “Transformada de Hough modificada” que consiste em

transformar os tons de cinza em imagens digitais ao invés de binárias (44).

A interpretação das bandas de Kikuchi consiste na medição dos ângulos entre as

elas (que correspondem aos ângulos interplanares) e suas larguras (que correspondem aos

espaçamentos interplanares) e na sua comparação com valores teóricos em uma tabela de

referência, já calculados anteriormente para a estrutura cristalina em questão. Geralmente,

cinco a dez das bandas mais intensas e um número igual das menos intensas é submetida à

interpretação (44).

A identificação de fases por EBSD é feita comparando as informações

cristalográficas obtidas por meio das linhas de Kikuchi geradas pela difração de elétrons na

amostra com aquelas presentes em um banco de dados. No entanto, é necessário que se

tenha informações sobre a composição química da amostra. Atualmente, é comum que

equipamentos de EBSD estejam equipados com espectrômetros de Raios-X para a obtenção

destas informações (44).

As linhas obtidas pela difração de elétrons retroespalhados são identificadas pelo

uso da transformada de Hough, permitindo uma identificação computacional mais rápida

das distâncias interplanares. A partir das distâncias interplanares, pode-se obter um

44

elemento de volume, cuja propriedade é ser uma fração inteira do volume de uma célula

unitária. Este procedimento deve ser repetido, de modo a obter vários elementos de volume,

para que seja possível calcular um múltiplo comum entre eles, que será o volume de uma

célula unitária (44).

O volume da célula unitária assim obtido e a composição química da amostra são

comparados com o PDF (powder diffraction file), para determinação da fase em questão.

Geralmente a busca retorna aproximadamente 20 elementos possíveis. Logo, deve-se

comparar os ângulos de difração obtidos na análise por EBSD com aqueles dos elementos

fornecidos pelo banco de dados, de modo a determinar exatamente do que se constitui a

fase estudada (44). A Figura 12 exemplifica o esquema de funcionamento do EBSD.

Figura 12- Esquema do funcionamento do EBSD (45).

45

CAPÍTULO 3

3 MATERIAIS E MÉTODOS

3.1 MATERIAL

No presente trabalho, foi estudado o aço maraging classe 300, fabricado pela

Villares Metals e fornecido pelo centro Tecnológico da Marinha. Os materiais como

recebidos foram fundidos pelos processos VIM + VAR e logo laminados e solubilizados a

825ºC durante 10 horas. Os dois exemplares cedidos, apresentavam formato de disco com

as seguintes dimensões: 170 mm de diâmetro e 10 mm de espessura, como exibido na

Figura 13. A composição química do aço fornecido está indicada na Tabela 11.

Figura 13 – Disco do aço maraging classe 300 como recebido.

46

Tabela 11- Composição química do aço maraging classe 300 estudado.

Elemento Porcentagem em peso (%)

Ni 18,330

Co 9,400

Mo 5,000

Al 0,106

Cr 0,110

Si 0,040

Ti 0,790

C 0,007

Cu 0,020

Mn 0,020

V 0,020

W <0,010

P <0,005

Mg <0,005

N <0,001

O <0,001

S <0,001

3.2 PREPARAÇÃO DAS AMOSTRAS

3.2.1 Corte

Amostras do material como recebido de dimensões 10 mm x 10 mm e 5 mm de

espessura, foram cortadas com a utilização de uma cortadeira metalográfica. As amostras

assim produzidas foram destinadas para análises de microdureza, difração de Raios –X,

EBSD e microscopia ótica.

Trinta e quatro corpos de prova foram cortados pelo processo de usinagem por

eletroerosão a fio nas dimensões de 56 mm x 12 mm e 10 mm, sendo estes posteriormente

solubilizados de acordo com o comentado na seção 3.2.2. Depois de solubilizados, estes

foram retificados e entalhados (mediante uso de brochadeira) de acordo com as dimensões

especificadas pela norma ASTM E 23 - 2012 (46) para corpo de prova padrão Charpy

47

(55mm x 10mm x 10mm). Finalmente, os corpos de prova assim produzidos foram

envelhecidos, nas condições especificadas na seção 3.2.2.

3.2.2 Tratamentos Térmicos

Para compor o presente estudo foram realizados dois tipos de tratamentos térmicos:

solubilização e envelhecimento por precipitação.

O tratamento de solubilização foi realizado no Laboratório de Metalografia e

Tratamentos Térmicos (LABMETT) da UFF em um forno de tratamento térmico tubular

em atmosfera controlada contendo gás argônio, nas condições indicadas nas Figuras 14, 15,

16 e 17. Cabe ressaltar que em todos os tratamentos as amostras e corpos de prova foram

colocados no forno, quando este se encontrava na temperatura de tratamento, sendo os

mesmos posteriormente resfriados em água à temperatura ambiente. O forno empregado

para o tratamento de solubilização pode ser observado na Figura 18.

Figura 14- Esquema do tratamento térmico de solubilização na condição 1.

48

Figura 15 – Esquema do tratamento térmico de solubilização na condição 2.


49


Figura 18 – Forno tubular usado para a solubilização a 900ºC das amostras.

50

O tratamento térmico de envelhecimento foi feito em um forno a resistência

convencional no LABMETT da UFF, submetendo as amostras e corpos de prova a diversas

temperaturas em diferentes tempos de tratamento. As temperaturas de envelhecimento

variaram de 480ºC a 600ºC e os tempos de 15 a 240 minutos, de acordo com a Tabela 12.

Cabe ressaltar que, assim como na solubilização, as amostras e corpos de prova foram

colocados no forno, quando este se encontrava na temperatura de tratamento.

Imediatamente, após o tratamento, as amostras e corpos de prova foram resfriados em água.

Neste trabalho, somente as amostras solubilizadas nas condições 1 e 4 foram envelhecidas,

pois foram estas as condições em que se obteve o maior e o menor tamanho de grão

austenítico, respectivamente.

A Tabela 12 indica todas as condições de tratamento de solubilização, temperaturas

e tempos de envelhecimento realizados nas amostras e corpos de prova, assim como todas

as análises feitas em cada um deles para caracterização do material estudado, tal como será

abordado nas seguintes seções.

51

Tabela 12 – Condições de solubilização e de envelhecimento. Caracterizações realizadas

nas amostras e corpos de prova em cada condição.

Cond. Temp.

Solubilização

(ºC)

Temp. Env.

(ºC)

Tempo Envelhecimento (min.)

0 15 30 45 60 120 240

1 900

480

* ** ***

†

* * * * * ** † * ** †

510 * * * * * ** † * ** †

560 * * * † * * ** * ** †

600 * * * * * ** * ** †

2 900-860

480

* ** ***

†

510

560

600

3 900-820

480

* ** ***

†

510

560

600

4 900-860-

820

480

* ** ***

†

* * * * * ** † * ** †

510 * * * * * ** † * ** †

560 * * * † * * ** * ** †

600 * * * * * ** * ** †

Amostras 10mm x 10mm x 5mm: * Medições microdureza, ** DRX, *** MO e EBSD. † Ensaio de Impacto.

3.3 PROPRIEDADES MECÂNICAS

3.3.1 Medições de Microdureza

Para as medições da microdureza pelo método Vickers foi utilizado um

microdurômetro Digital Microhardness Tester da Digimess pertencente ao LABMETT da

UFF com carga de 9,8N e tempo de aplicação de 15 segundos. Foram realizadas, em média,

10 medidas de dureza por amostra nas condições especificadas na Tabela 12. Cabe ressaltar

que, prévio às medições, foi realizada a preparação da superfície de cada amostra mediante

o lixamento e posterior polimento até alumina de 0,1μm.

52

3.3.2 Ensaio de Impacto

Após a obtenção dos corpos de prova, conforme indicado na seção 3.2.1, estes

foram solubilizados e envelhecidos em duplicata nas condições 1 e 4, de acordo com o

exposto pela Tabela 12. Entretanto, nas condições de solubilização 2 e 3 apenas um corpo

de prova em cada condição foi ensaiado.

Todos os ensaios foram realizados no Laboratório de Ensaios Mecânicos (LEM) da

UFF em um pêndulo universal Charpy com capacidade máxima de 300J e precisão de ±0,5J

à temperatura ambiente.

De modo a estabelecer uma análise comparativa com os valores de tenacidade

obtidos por Pardal (12) e Tavares et al. (38) nos aços maraging classe 300 e 350 em corpos

de prova de tamanho reduzido foi efetuada uma relação entre a energia absorvida para

corpos de provas convencionais (55 mm x 10 mm x 10 mm) e de tamanho reduzido de

acordo com a norma ASTM A370, (47), tal como apresentado na Tabela 13.

Tabela 13 - Correlação da energia absorvida por impacto em corpos de prova

convencionais e de tamanho reduzido (47).

Tenacidade (J)

tamanho total,

10 x 10mm

3/4 do tamanho,

10 x 7,5mm

2/3 do tamanho,

10 x 6,7mm

1/2 do tamanho,

10 x 5mm

1/3 do tamanho,

10 x 3,3mm

1/4 do tamanho,

10 x 2,5mm

54 41 37 27 18 14

48 35 31 24 16 12

41 30 27 20 14 11

34 26 23 16 11 8

27 20 18 14 10 7

22 16 15 11 7 5

20 15 14 11 7 5

18 14 12 8 5 4

16 12 11 8 5 4

14 11 10 7 4 3

10 7 7 5 3 3

53

3.4 MICROSCOPIA ÓTICA

As amostras nas condições solubilizadas foram analisadas em microscópio ótico.

Para estas análises as amostras passaram por processo de lixamento convencional com

papel de carbeto de silício com granulometrias de 100 até 1200, limpeza posterior em

ultrassom, polimento em aluminas normal e fina. Finalmente foram utilizados os reagentes

apresentados nas Tabelas 14 e 15 com o intuito de revelar a microestrutura.

Tabela 14- Ataques utilizados para revelar a microestrutura do aço maraging 300.

Tabela 15- Ataque utilizado para revelar contorno de grão da austenita prévia do aço

maraging 300.

3.5 EBSD

A técnica de caracterização por difração de elétrons retroespalhados foi utilizada

com o intuito de avaliar o tamanho de grão da austenita prévia nas quatro amostras

solubilizadas com as condições de tratamento descritas na Tabela 12.

Para realização desta caracterização utilizou-se um microscópio eletrônico de

varredura (FEI XL-30 SEM) equipado com EBSD (da marca Oxford Instruments HKL), e o

Ataque Composição

Acido

crômico

10 % de ácido crômico

(H2CrO4) + ataque eletrolítico:

6volts (DC), durante 10 seg

(40).

Marble´s 10 g de CuSO4 + 50 ml HCl +

50 ml de água destilada (12).

Ataque Composição

Cloreto de Ferro

Modificado

2,5g FeCl36H2O + 20 ml HNO3 +

40 ml HCL+ 40ml água destilada

por 10 a 15s.

54

software CHANNEL 5 da Oxford Instruments HKL para obtenção das imagens e para

posterior análise por EBSD. Os equipamentos utilizados pertencem à Universidade Federal

do Ceará.

A preparação das amostras para os experimentos por EBSD ocorreu na seguinte

sequência: embutimento a quente das amostras (170ºC) em baquelite; lixamento da

superfície do material com papel de carbeto de silício com granulometrias variando de 100

a 1200; polimento mecânico em aluminas normal e fina; e por último polimento em sílica

coloidal por um período de 3 a 4 horas. Este procedimento foi o necessário para se obter

uma boa qualidade de difração dos padrões de Kikuchi.

O programa Channel 5 com o auxílio da ferramenta Tango gerou um mapeamento

da microestrutura do material, como exemplificado na Figura 19. O passo do feixe de

elétrons utilizado para o mapeamento foi de 0,3 µm, permitindo que as mesmas amostras

fossem analisadas pelo programa Arpege, o qual delimitou os contornos de grão da

austenita prévia e utiliza como parâmetros microestruturais importantes, a morfologia e a

textura dos grãos primários. A Figura 20 exibe a reconstrução dos grãos prévios de

austenita para uma imagem obtida por EBSD.

O programa Arpege baseia suas estimativas nas estruturas de grupos formados por

suas variantes e operadores, consistindo essencialmente na comparação de números.

Para realizar a reconstrução dos grãos prévios, o programa procede com a análise de

um pequeno conjunto de grãos, ou seja, um tripleto de grãos adjacentes, nos dados

experimentais do EBSD verificando as condições de coerência e uma tolerância angular

muito pequena. Encontrado o tripleto, os seu grãos são indexados como variantes e suas

transformações como operadores, os quais geram uma solução que forma o núcleo do grão

prévio.

55

Figura 19 – Mapeamento da microestrutura de um aço martensítico 16MND5 com o uso do

programa Chanel 5 (48).

Figura 20 – Reconstrução dos grãos da austenita prévia de um aço martensítico 16MND5

(48).

56

3.6 DIFRAÇÃO DE RAIOS-X

As difrações de Raios-X foram realizadas no Laboratório de Difração de Raios-X

(LDRX) do Instituto de Física da UFF utilizando um difratômetro Bruker AXS modelo D8

Advance com uma fonte de cobre (λ = 1,5406 Å). O intervalo angular em 2θ utilizado para

ensaio de todas as amostras foi de 20º - 90º. As medições foram realizadas à temperatura

ambiente (25ºC) em modo contínuo de varredura, com passo angular de 0,01943º. Todas as

amostras foram submetidas à rotação (spinner) de 15 rpm durante o ensaio com o objetivo

de amenizar o efeito da orientação preferencial no difratograma de Raios-X assim obtido.

As amostras foram preparadas inicialmente por processo de lixamento com papel de

carbeto de silício de granulometrias 100 até 1200 e polimento mecânico posterior em

aluminas normal e fina.

Esta técnica de análise inicialmente foi utilizada para as quatro amostras

solubilizadas em cada condição de tratamento de acordo com a Tabela 12, com o intuito de

analisar e verificar o tamanho do cristalito da martensita. Posteriormente algumas amostras

solubilizadas e envelhecidas foram escolhidas para análise com o objetivo de verificar o

surgimento da austenita reversa na microestrutura do material, como também indicado na

Tabela 12. A Figura 21 ilustra um difratograma apresentando martensita e austenita reversa

na microestrutura de uma amostra solubilizada na condição 4 e envelhecida posteriormente

a 560 ºC por 240 minutos. Nesta imagem são identificados os picos das fases presentes.

57

Figura 21 – Difratograma da amostra solubilizada na condição 4 e envelhecida

posteriormente a 560ºC por 240 minutos.

A partir do uso da equação 3, mostrada na seção 2.8.1, foi determinada a

profundidade do cristalito da martensita (D), onde o valor da largura do pico da martensita

(110) na metade de sua intensidade (b) foi estimado, para cada condição, com auxílio do

programa Origin 7 ®. O valor da constante K utilizado foi de 0,9 assumindo-se um formato

esférico de cristalito, e o comprimento de onda (λ) igual a 1,5406 Å.

3.7 MICROSCOPIA ELETRÔNICA DE VARREDURA (MEV)

As análises por microscopia eletrônica de varredura (MEV) foram realizadas em um

microscópio FEI modelo Inspect S50 pertencente ao Instituto Nacional de Tecnologia

(INT). As superfícies de fratura dos corpos de prova Charpy ensaiados, em algumas

condições de tratamento, foram observadas no MEV no modo de elétrons secundários com

20 30 40 50 60 70 80 90

M(2

11

)

M(2

00

)

M(1

10

)

Inte

nsi

dad

e (

U.A

.)

Ângulo de difração 2°)

Cond 4 Env. 560°C 4h

58

30kV e aumentos de 35X, 250X e 1000X de modo a estabelecer uma análise comparativa

nas características e modos de fratura nas condições avaliadas na região mostrada na Figura

22. Adicionalmente, foi realizada uma análise micro elementar por espectroscopia por

dispersão de energia (EDS) em regiões de interesse.

Figura 22 – Croqui da região da superfície de fratura investigada.

59

CAPÍTULO 4

4 RESULTADOS E DISCUSSÕES

No presente capítulo os resultados estão apresentados a partir da caracterização

microestrutural das amostras solubilizadas, seguidos das análises de microdureza e

tenacidade das amostras e corpos de prova solubilizados, e posteriormente envelhecidos.

4.1 CARACTERIZAÇÃO MICROESTRUTURAL DO TAMANHO DE GRÃO DAS

AMOSTRAS SOLUBILIZADAS

A obtenção do refino de grão de acordo com Ahmed et al. (40) advêm de n ciclos de

tratamentos térmicos de solubilização. No intuito de verificar o refino de grão foram

realizados tratamentos de solubilização em quatro condições distintas com posteriores

caracterizações por microscopia ótica, difração de Raios-X e EBSD.

4.1.1 Microscopia Ótica e Difração de Raios-X

4.1.1.1 Microscopia ótica

As amostras solubilizadas inicialmente foram atacadas com ácido crômico e tiveram

suas microestruturas reveladas conforme observado na Figura 23. As imagens permitem

efetuar uma análise qualitativa do tamanho das ripas de martensita, no qual foi verificado

que, a condição 1 de solubilização apresentou o maior tamanho de ripa (~ 8μm) e a amostra

60

tratada na condição 4 apresentou o menor tamanho de ripa de martensita (~5μm).

Diferentemente de Ahmed et. al. (40) não foi possível revelar com este ataque, o contorno

de grão da austenita prévia.

Figura 23 – Microestruturas das amostras solubilizadas nas condições: 1 (A), 2 (B); 3 (C) e

4 (D) com ataque de ácido crômico .

Posteriormente a utilização do ataque Marble´s mostrado na Figura 24 das

condições 1 e 4, permitiram verificar a redução do tamanho das ripas de martensita. Os

resultados apresentados nesta figura, em relação às características reveladas pelo ataque,

foram semelhantes aos obtidos por Pardal (12).

61

Figura 24 – Microestrutura das amostras solubilizadas nas condições 1 (A) e 4 (B) com uso

do ataque Marble´s.

4.1.1.2 Difração de Raios-X

Conforme comentado na seção 3.6 a difração de Raios-X foi utilizada para

dimensionar quantitativamente o tamanho do cristalito da martensita. Para tal, nas quatro

amostras, foram realizadas medições levantadas nos difratogramas e, obtidos os dados da

Tabela 16.

Tabela 16 – Dados obtidos da difração de Raios-X nas amostras solubilizadas.

Difração de Raios –X

Condições de

Tratamento

Ângulo de

difração (°)

Largura de

Pico (°)

Largura de

Pico (rad.)

1 22,23 0,292 0,005096

2 22,29 0,299 0,0052185

3 22,24 0,312 0,005445

4 22,30 0,314 0,005480

62

Mediante o uso da equação de Scherrer apresentada na seção 2.8.1 e, dos valores

colhidos na Tabela 16, foram obtidos os seguintes tamanhos de profundidade do cristalito

do plano (110) para as diversas condições de tratamento de acordo com a Tabela 17.

Tabela 17 – Tamanho da profundidade do cristalito nas diversas condições de

solubilização.

Condições das

Amostras

Solubilizadas

Tamanho do cristalito

(μm)

1 0,0294

2 0,0287

3 0,0275

4 0,0273

Cabe ressaltar que o cristalito pode representar cada um dos pequenos blocos

justapostos contendo um pequeno desalinhamento de um em relação ao outro

individualmente, ou também um conjunto de células sistematicamente agrupadas para

formar um domínio coerente de difração. Conforme dito na seção 2.8.1. Essas diferentes

formas de representar o cristalito podem justificar a divergência na ordem de grandeza

encontrada nos valores obtidos por difração e nas observações por microscopia ótica

mostradas na seção 4.1.1.1.

4.1.2 Microscopia ótica e EBSD

As análises iniciais deste capítulo se referem ao estudo da variação do tamanho dos

cristalitos de martensita. Porém, com intuito de tornar o presente trabalho mais preciso,

foram feitas análises por EBSD para determinar o tamanho de grão da austenita prévia e,

verificar a sua influência mediante os ciclos de solubilização impostos.

4.1.2.1 Microscopia ótica

Como comentado na seção 3.4 o ataque de cloreto de ferro modificado foi utilizado

para revelação do grão da austenita prévia. As Figuras 25 e 26 exibem as características

63

microestruturais reveladas por este ataque em diferentes aumentos para condição 1.

Conforme observado na Figura 25, não foi possível verificar os contornos de grão da

austenita prévia. Já na Figura 26 começou-se a notar ligeiros contornos de grão, pois a

mesma apresentava um aumento superior.

Figura 25- Microestrutura revelada pelo ataque de cloreto de ferro modificado para a

condição 1.

Figura 26 - Microestrutura revelada pelo ataque de cloreto de ferro modificado para a

condição 1 (as setas indicam o contorno de grão da austenita prévia).

64

O uso de maiores aumentos do microscópio permitiu a visualização, em todas as

condições de solubilização, dos contornos de grão da austenita prévia, conforme observado

e indicado pelas setas na Figura 27. Entretanto, a análise quantitativa pelo método dos

interceptos especificado pela norma ASTM E-112 (49) não conseguiu ser realizada devido

à dificuldade encontrada em obter um ataque homogêneo em toda a amostra. Apenas uma

verificação qualitativa foi feita, na qual a amostra tratada na condição 4 de solubilização

apresentou o menor tamanho de grão da austenita prévia com ~50μm.

Figura 27 – Microestrutura das amostras com ataque de cloreto de ferro nas

condições 1 (A), 2 (B), 3 (C) e 4 (D).

65

4.1.2.2. EBSD

A técnica de EBSD foi utilizada para a quantificação do tamanho de grão da

austenita prévia. A Figura 28 mostra as imagens adquiridas e posteriormente analisadas

pelo programa, nas quatro condições de solubilização.

Figura 28 – Imagens adquiridas pelo programa Channel 5 das amostras

solubilizadas nas condições 1(A), 2 (B), 3(C) e 4(D).

66

A captação dessas imagens foi efetuada com o passo de feixe de elétrons 0,3 µm.

Deste modo, permitiu que as mesmas fossem analisadas pelo programa Arpege. Para a

amostra na condição 1 o programa obteve êxito na reconstrução de 74% dos grãos, na

condição 2 obteve êxito em 64%, na 3 em 65% e na 4 em apenas 42%. A Figura 29 exibe as

análises feitas pelo programa na condição 1; a Figura 30 na condição 2; a Figura 31 na

condição 3; e a Figura 32 na condição 4. Finalmente, na Tabela 18 são exibidos os valores

de tamanho médio de grão da austenita prévia obtidos em cada caso pelo programa Arpege.

Figura 29 – Análise feita pelo programa Arpege na delimitação dos grãos (A) e da

quantificação do tamanho do grão (B) na condição 1 de tratamento.



67





A determinação do tamanho médio do grão da austenita prévia pelo programa

Arpege permitiu analisar quantitativamente que a amostra solubilizada na condição 1

apresentou o maior tamanho de grão e a amostra tratada na condição 4 apresentou o menor

tamanho de grão, notando-se uma coerência entre o tamanho do grão da austenita prévia e o

tamanho das ripas de martensita, apresentados nas seções 4.1.1.1 e 4.1.2.1. Tal como

68

comentado na seção 2.7, Wagner (41) verificou um refino de grão da austenita prévia,

porém, com valores levemente diferentes aos apresentados na Tabela 18.

Tabela 18 – Tamanho médio do grão da austenita prévia nas diferentes condições de

solubilização obtidos pelo programa Arpege.

Condições de Tratamento de

Solubilização

Tamanho médio do grão da

austenita prévia (μm)

1 900°C 14,96

2 900°C - 860°C 2,56

3 900°C - 820ºC 2,55

4 900°C- 860°C - 820°C 2,37

4.2 PROPRIEDADES MECÂNICAS

4.2.1 Amostras solubilizadas

As diversas ferramentas utilizadas nas caracterizações microestruturais permitiram a

verificação efetiva da ocorrência da redução do tamanho de grão, por meio de ciclos de

tratamento térmico de solubilização. Mediante o exposto, ensaios de microdureza Vickers e

impacto Charpy foram realizados na verificação da influência deste refino de grão nas

propriedades mecânicas, bom como reportado por Ahmed (40) e Wagner (41).

A Tabela 19 exibe os resultados das medições de microdureza, nas condições

solubilizadas. Pode-se observar que a amostra com a granulação de maior tamanho,

apresentou um valor de microdureza levemente superior, em relação às que tiveram ciclos

combinados de solubilização, as quais apresentaram resultados próximos entre si. Este

resultado parece contraditório, pois o refino de grão é conhecido por ser um mecanismo de

endurecimento dos materiais metálicos. Assim como houve o refino de grão da austenita

prévia, pode-se verificar que houve um refino das ripas de martensita.

69

Tabela 19 – Medições de microdureza nas condições solubilizadas.

Valores de Microdureza

Condições de Tratamento

de Solubilização Microdureza (HV)

1 (900°) 303,52 ± 6,87

2 (900°C-860°C) 271,24 ± 3,33

3 (900°C-820°C) 275,02 ± 5,24

4 (900°C-860°C-820°) 286,32 ± 6,24

Os valores da tenacidade ao impacto Charpy são apresentados na Tabela 20, onde o

menor valor de tenacidade obtido foi na amostra tratada na condição 4.

Tabela 20 – Valores de tenacidade levantados nas amostras solubilizadas.

Condição de Tratamento das

Amostras

Medida da Tenacidade

(J)

1 (900°) 129,5

2 (900°C-860°C) 131,0

3 (900°C-820°C) 115,0

4 (900°C - 860°C-820°) 94,5

Os resultados apresentados sugerem que a redução no tamanho de grão da austenita

prévia não provocou aumento de tenacidade nas amostras solubilizadas. Antagonicamente,

a austenita de grão mais fino apresentou menor valor de tenacidade ao impacto,

contrariando o exposto por Ahmed (40) e Wagner (41).

4.2.2 Amostras solubilizadas e envelhecidas

Após o estudo inicial nas amostras solubilizadas, o prosseguimento do trabalho se

concentrou em comparar a cinética de envelhecimento nas duas condições extremas, ou

seja, as condições 1 e 4, onde se obteve o maior e o menor tamanho de grão austenítico,

respectivamente.

70

4.2.2.1 Microdureza

As Figuras 33 e 34 mostram as curvas de envelhecimento levantadas para as

amostras solubilizadas previamente nas condições 1 e 4, respectivamente. Analisando estas

figuras pôde-se verificar que a maior microdureza encontrada ocorreu para a amostra

solubilizada na condição 1 e envelhecida a 510ºC por 4 horas (634HV), e para as amostras

solubilizadas na condição 4 o maior valor de microdureza foi detectado no envelhecimento

a 480ºC por 4 horas (587HV).

Figura 33 – Curvas de envelhecimento das amostras previamente solubilizadas na condição

1.

0 1 2 3 4

250

300

350

400

450

500

550

600

650

Mic

rod

ure

za (

HV

)

Tempo de Envelhecimento (h)

480°C

510°C

560°C

600°C

Amostras previamente solubilizadas a 900°C

71

Figura 34 - Curvas de envelhecimento das amostras previamente solubilizadas na condição

4.

No intuito de avaliar a cinética de precipitação, dentre as condições de tratamento

apresentadas, foram representadas comparativamente as curvas de microdureza. A Figura

35 apresenta a curva comparativa para o envelhecimento a 480ºC e a Figura 36 apresenta a

curva comparativa para o envelhecimento a 510ºC, essas figuras sugerem que em geral,

existe um atraso na cinética de precipitação de fases intermetálicas das amostras

previamente solubilizadas na condição 4.

0 1 2 3 4

250

300

350

400

450

500

550

600

650

Mic

rod

ure

za (

HV

)

Tempo envelhecimento (h)

480°C

510°C

560°C

600°C

Amostras previamente solubilizadas a 900°C, 860°C, 820°C

72

Figura 35 – Curvas comparativas de envelhecimento a 480ºC das amostras previamente

solubilizadas nas condições 1 e 4.

0 1 2 3 4

250

300

350

400

450

500

550

600

650

Mic

rod

ure

za (

HV

)

Tempo de Envelhecimento a 480°C

Solubilizado à 900°C

Solubilizado à 900°C-860°C-820°C

73

Figura 36 – Curvas comparativas de envelhecimento a 510ºC das amostras previamente


A Figura 37 denota uma comparação no tempo de envelhecimento a 560ºC, ficando

evidente que as amostras previamente solubilizadas na condição 4, apresentaram uma

cinética de superenvelhecimento em relação às amostras na condição 1 de solubilização, a

partir da verificação da queda do valor da dureza para tempos superiores a 120 minutos

(amostras na condição 4). Já na condição 1, não houve superenvelhecimento.

0 1 2 3 4

250

300

350

400

450

500

550

600

650

Mic

rod

ure

za (

HV

)


Solubilizado a 900°C

Solubilizado a 900°C-860°C-820°C

74



A Figura 38 faz uma comparação para o tempo de envelhecimento a 600ºC, nesta

condição percebeu-se uma cinética parecida a partir de 60 minutos de envelhecimento.

0 1 2 3 4

250

300

350

400

450

500

550

600

650

Mic

rod

ure

za (

HV

)




75



Uma análise complementar por difração de Raios-X foi feita com o intuito de

verificar a formação da austenita reversa. Foram realizadas análises por DRX nas condições

indicadas na Tabela 12. De acordo com os difratogramas, ocorreu o surgimento de austenita

reversa para as amostras envelhecidas nas temperaturas de 560ºC e 600ºC, como exibem as

Figuras 39 e 40. Ao realizar uma análise comparativa entre estas duas figuras percebe-se

uma maior quantidade de austenita reversa nas amostras envelhecidas a maior temperatura

(12,38). Já as amostras envelhecidas a 510ºC só apresentaram martensita de estrutura CCC,

como pode ser observada na Figura 41. Com estas análises e com as curvas de

envelhecimento levantadas observa-se que a presença de austenita reversa é um fator

importante na redução da dureza, assim como verificado por Pardal (12), Schnitzer (37) e

Tavares et. al (38).

0 1 2 3 4

250

300

350

400

450

500

550

600

650

Mic

rod

ure

za (

HV

)




76

Figura 39 – Difratogramas das amostras solubilizadas nas condições 1 e 4 e envelhecidas a

560ºC por 4 horas.


600ºC por 4 horas.

20 30 40 50 60 70 80 90

M(2

11

)

M(2

00

)

M(1

10

)

Cond. 1 560° C - 4h

Cond. 4 560° C - 4h

Inte

nsi

dad

e (

U.

A.)

Ângulo de difração 2 ° )

20 30 40 50 60 70 80 90

M(2

00

)

M(2

11

)

M(1

10

)

Inte

nsi

dad

e (

U.

A.)

Ângulo de difração 2° )

Cond. 1 Env. 600° C - 4h

Cond. 4 Env. 600° C - 4h

77


510ºC por 2 horas.

4.2.2.2 Tenacidade

As Tabelas 21 e 22 apresentam os resultados obtidos da energia ao impacto Charpy.

De modo a traçar um comparativo entre os valores de tenacidade obtidos no presente

trabalho com os obtidos por Pardal (12), uma correlação foi feita entre os tamanhos de

corpo de prova Charpy normais e reduzidos de acordo com a Tabela 13 apresentada na

seção 3.3.2 (47). Após a realização desta análise pôde-se verificar que os resultados obtidos

por Pardal (12) foram superiores, em todas as condições comparadas.

20 30 40 50 60 70 80 90

M(2

11

)

M(2

00

)

Cond. 1 Env. 510°C -2h

Cond. 4 Env. 510°C -2h

Ângulo de difração 2° )

M(1

10

)

Inte

nsi

dad

e (

U.A

.)

78

Tabela 21 – Resultados de energia absorvida Charpy nas amostras com condição 1 de

solubilização.

Condição Tenacidade (J)

Tenacidade Pardal

(12). Valor corrigido

(47) (J)

Apenas solubilizada 129,5 ± 10,2 54,8 (---)

Envelhecida a 480ºC 2horas 25,5 ± 3,5 9,5 (37,5)

Envelhecida a 480ºC 4 horas 18,0 ± 0,0 __________

Envelhecida a 510ºC 2 horas 12,8 ± 0,4 __________

Envelhecida a 510ºC 4 horas 17,3 ± 1,1 6,5 (23,3)

Envelhecida a 560ºC 45 min 19,5 ± 3,5 __________

Envelhecida a 560ºC 4 horas 13,5 ± 0,7 7 (27,0)

Envelhecida a 600ºC 4 horas 13,5 ± 0,7 8,5 (35,2)

Tabela 22 - Resultados de energia absorvida Charpy nas amostras com condição 4 de

solubilização.

Condição Tenacidade (J)

Apenas solubilizada 94,5 ± 9,7

Envelhecida a 480ºC 2horas 12,8 ± 3,5

Envelhecida a 480ºC 4 horas 11,5 ± 4,9



Envelhecida a 560ºC 45 min 25 ± 0,0



De acordo com as Tabelas 21 e 22 a maior tenacidade foi obtida no corpo de prova

solubilizado na condição 4 e envelhecido a 600°C por 4 horas e, os menores valores de

tenacidade foram obtidos nos corpos de prova solubilizados na mesma condição e

envelhecidos nas temperaturas de 480ºC e 510ºC por 4 horas. Também pode ser observado

na Tabela 22 que os corpos de prova envelhecidos a 560ºC por 4 horas foram os únicos a

apresentar uma dispersão considerável.

79

As Figuras 42, 43, 44 e 45 representam os gráficos da tenacidade versus o tempo de

envelhecimento para as duas condições de solubilização.

Figura 42 – Comparação dos resultados de tenacidade obtidos para os corpos de prova nas

condições 1 e 4 de solubilização e envelhecidos a 480°C.

Ao analisar a Figura 42, notou-se que na temperatura de envelhecimento a 480°C, as

duas condições de solubilização apresentaram curvas com comportamentos semelhantes,

porém observa-se que a condição 1 apresentou maiores valores de tenacidade para todas as

condições de envelhecimento.

A Figura 43 apresenta o comportamento comparativo para o envelhecimento a

510ºC. Nesta figura percebe-se que a partir de duas horas de envelhecimento as condições 1

e 4 de solubilização apresentam comportamentos distintos pois, enquanto na condição 1

ocorre o aumento da tenacidade com o passar do tempo, na condição 4 há a diminuição

desta propriedade mecânica.

0 1 2 3 4

0

20

40

60

80

100

120

140T

en

acid

ad

e a

o i

mp

acto

Ch

arp

y (

J)

Tempo de envelhecimento a 480o

C (h)

Solubilizado a 900oC

Solubilizado a 900oC - 860

oC - 820

oC

80



De acordo com as Figuras 44 e 45 pôde-se verificar que os corpos de prova

envelhecidos nas temperaturas de 560ºC e 600ºC, apresentaram na condição 4 valores de

tenacidade maiores que na condição 1 de solubilização.

0 1 2 3 4

0

20

40

60

80

100

120

140

Ten

acid

ad

e a

o i

mp

acto

Ch

arp

y (

J)

Tempo de envelhecimento a 510oC (h)



oC - 820

oC

81





0 1 2 3 4

0

20

40

60

80

100

120

140



oC - 820

oC

Ten

acid

ad

e a

o i

mp

acto

Ch

arp

y (

J)


0 1 2 3 4

0

20

40

60

80

100

120

140


Solubilizado a 900 oC - 860

oC - 820

oC

Ten

acid

ad

e a

o i

mp

acto

Ch

arp

y (

J)


82

Os resultados demonstram que a melhor condição de envelhecimento para se obter

um bom compromisso entre dureza e tenacidade corresponde a um envelhecimento a 480°C

por 4 horas, com uma solubilização prévia a 900°C.

4.2.2.2.1 Análise das superfícies de fratura

Com intuito de verificar as superfícies da fratura oriundas do ensaio de impacto

foram analisadas por microscopia eletrônica de varredura (MEV) os corpos de prova

fraturados nas condições solubilizadas 1 e 4.

As Figuras 46 e 47 exibem a superfície de fratura da condição 1 com diversos

aumentos, respectivamente. Na Figura 47 se observa a presença de dimples indicando que a

fratura foi dúctil com a presença de dimples esféricos resultantes da nucleação, crescimento

e coalescimento de microcavidades. Entretanto, observou-se por EDS a presença de

partículas grosseiras ricas em cálcio e enxofre (ponto 1), assim como ricas em alumínio

(ponto 2). Os respectivos espectros e suas composições químicas em peso são exibidos nas

Figuras 48 e 49 e nas Tabelas 23 e 24.

83

Figura 46 – Imagem obtida por microscopia eletrônica de varredura (MEV) da superfície de

fratura após ensaio Charpy. Amostra solubilizada na condição 1. Aumento de 35X.

Figura 47 – Imagem obtida por microscopia eletrônica de varredura (MEV) da superfície de


84

Figura 48 – Espectro de EDS da inclusão 1 da Figura 47.

Tabela 23 – Porcentagem em peso dos elementos que compõem a inclusão 1.

Análise por EDS

Elemento (%) em peso

S 33,31

Ca 47,68

Fe 13,64

Co 2,38

Ni 2,99

85

Figura 49 – Espectro de EDS da inclusão 2 da Figura 47.

Tabela 24 – Porcentagem em peso dos elementos que compõem a inclusão 2.

Análise por EDS

Elemento (%) em peso

Al 91,3

Ti 2,59

Fe 5,19

Co 0,92

Como observado deverá ser realizada uma análise de composição química mais

precisa na determinação do teor de enxofre da liga, sugere-se então, para trabalho futuro

fazer uma análise deste elemento pelo método de combustão via instrumental. Este fato é

de suma importância, pois aparentemente o enxofre é bastante nocivo para aços maraging

empregados em centrífugas quando estas atingem altas velocidades de rotação de serviço.

Finalmente, entende-se que especiais cuidados devem ser levados em consideração, nos

processos de refino VIM +VAR aplicados nesta classe de materiais.

86

As Figuras 50, 51 e 52 apresentam as análises na superfície de fratura do corpo de

prova Charpy da condição 4 de solubilização, destacando que o tipo de fratura também foi

dúctil.

Figura 50 – Imagem obtida por Microscopia eletrônica de varredura das superfícies de


87

A Figura 51 – Imagem obtida por microscopia eletrônica de varredura das superfícies de


A Figura 52 – Imagem obtida por microscopia eletrônica de varredura das superfícies de


88

CAPÍTULO 5

5 CONCLUSÕES

O presente trabalho que teve como objetivo verificar a influência da temperatura de

solubilização na microestrutura, tenacidade e microdureza do aço maraging classe 300,

permite as seguintes conclusões:

1. As diferentes condições de solubilização (900ºC; 900ºC - 860ºC; 900ºC - 820ºC;

900ºC – 860ºC – 820ºC) apresentaram um refino microestrutural tanto em relação

ao tamanho de grão da austenita prévia, quanto aos cristalitos de martensita.

2. Não houve influência significativa da redução do tamanho de grão da austenita

prévia nas propriedades mecânicas das amostras apenas solubilizadas.

3. As amostras com a menor granulação apresentaram uma cinética de precipitação

mais lenta para as temperaturas de envelhecimento de 480ºC e 510ºC. Porém, essas

amostras apresentaram um precoce superenvelhecimento verificado na temperatura

de 560ºC.

4. O maior valor de dureza encontrado ocorreu na amostra solubilizada a 900ºC para

temperatura de envelhecimento a 510°C e tempo de 4 horas. Enquanto que o maior

valor de tenacidade foi obtido na amostra previamente solubilizada a 900ºC – 860ºC

– 820ºC e, envelhecida posteriormente a 600ºC por 4 horas.

5. O refino de grão efetuado durante a solubilização passa a ter uma influência mais

significativa nas amostras superenvelhecidas, na qual a tenacidade e a dureza

apresentam valores superiores.

89

6. A presença de compostos intermetálicos gerou a queda na tenacidade das amostras

estudadas, enquanto o surgimento da austenita reversa propiciou o aumento da

tenacidade e a queda da dureza.

7. Denotou-se a presença de partículas ricas em enxofre na condição 1 de solubilização

que podem acarretar em problemas operacionais do material quando utilizado em

serviços que requeiram altas velocidades de rotação.

90

CAPÍTULO 6

6 SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS

1. Realizar um estudo semelhante ao abordado para maraging fundidos.

2. Fazer um estudo comparativo da influência do refino de grão dos aços maraging

classe 300 e 350.

3. Avaliar a influência do refino de grão na suscetibilidade à corrosão do aço maraging.

4. Levantar curvas de microdureza vs. tempo de envelhecimento para as amostras

solubilizadas nos ciclos 900ºC - 860ºC e 900ºC – 820ºC.

5. Realizar ciclos diferentes de tratamentos térmicos de solubilização e fazer uma

comparação com os resultados obtidos no presente trabalho.

6. Realizar ensaios de tração para verificar a influência do refino de grão na tensão de

escoamento.

7. Realizar estudos por fragilização por hidrogênio nas amostras solubilizadas e

envelhecidas.

8. Efetuar uma quantificação de austenita reversa pelo método de difração de Raios-X

por comparação direta.

9. Realizar tratamentos de solubilização a temperaturas maiores às estudadas de modo a

avaliar a influência do crescimento excessivo do tamanho de grão da γ prévia nas

propriedades mecânicas de amostras solubilizadas e envelhecidas.

10. Efetuar um estudo de deformação a frio de amostras solubilizadas a fim de verificar

variações da cinética de precipitação durante o envelhecimento.

91

11. Efetuar análises de composição química do teor de enxofre por combustão via

instrumental na amostra como recebido.

92

CAPÍTULO 7

7 REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS

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