UNIVERSIDADE FEDERAL DO CEARÁ CENTRO DE TECNOLOGIA DEPARTAMENTO DE ENGENHARIA METALÚRGICA E DE MATERIAIS CURSO DE ENGENHARIA METALÚRGICA

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1 UNIVERSIDADE FEDERAL DO CEARÁ CENTRO DE TECNOLOGIA DEPARTAMENTO DE ENGENHARIA METALÚRGICA E DE MATERIAIS CURSO DE ENGENHARIA METALÚRGICA ANTÔNIO HENRIQUE DAS VIRGENS NETO ESTUDO DA ESTABILIDADE DA AUSTENITA REVERTIDA NUM AÇO MARAGING 18%NI GRAU 300 Fortaleza 2014

2 ANTÔNIO HENRIQUE DAS VIRGENS NETO ESTUDO DA ESTABILIDADE DA AUSTENITA REVERTIDA NUM AÇO MARAGING 18%NI GRAU 300 Monografia apresentada ao Departamento de Engenharia Metalúrgica e de Materiais como parte dos requisitos para a obtenção do Título de Bacharel em Engenheiro Metalurgista. Orientador: Prof. Dr. Hamilton Ferreira Gomes de Abreu. Co-orientador: Me. Luis Paulo Mourão dos Santos. Fortaleza 2014

3 ANTÔNIO HENRIQUE DAS VIRGENS NETO ESTUDO DA ESTABILIDADE DA AUSTENITA REVERTIDA NUM AÇO MARAGING 18%NI GRAU 300 Monografia apresentada ao Departamento de Engenharia Metalúrgica e de Materiais da Universidade Federal do Ceará como parte dos requisitos para obtenção do título de Bacharel em Engenheiro Metalurgista. Orientador: Prof. Dr. Hamilton Ferreira Gomes de Abreu Co-orientador: Me. Luis Paulo Mourão dos Santos. Aprovada em / / BANCA EXAMINADORA Prof. Dr. Hamilton Ferreira Gomes de Abreu Universidade Federal do Ceará Me. Luis Paulo Mourão dos Santos Universidade Federal do Ceará Engº. Dr. Luis Flávio Gaspar Herculano Universidade Federal do Ceará

4 Se eu vi mais longe, foi por estar de pé sobre ombros de gigantes.

5 AGRADECIMENTOS (Isaac Newton) À Deus, por tudo. A minha mãe Geny, pelo apoio em todos os momentos da minha vida, por estar sempre zelando e me protegendo. Ao meu irmão Heytor, que tanto me inspirou a trilhar o caminho da engenharia e me mostrou que o estudo é capaz de modificar a visão de mundo. A toda minha família que esteve sempre comigo, me apoiando e me dando forças, em especial as minhas avós Marilda e Jesus, e a minha tia Santinha, que sempre procurou conversar sobre minha caminhada acadêmica. Ao Prof. Dr. Hamilton Ferreira Gomes de Abreu, por ser um grande orientador, pelas oportunidades a mim acreditadas, pelos valorosos ensinamentos, contribuições e por sempre estar disposto a ajudar quando necessário. Ao Prof. Dr. Marcelo José Gomes da Silva, que sempre me escutou e me atendeu nos momentos em que precisei e sempre foi um professor amigo durante os anos de trabalho no Laboratório de Caracterização de Materiais - LACAM. Ao meu amigo Luis Paulo, pois sem ele esse trabalho não existiria, com suas valorosas contribuições e esclarecimentos. A doutoranda Cristiana Santos Nunes, que foi uma das primeiras pessoas a me dá uma oportunidade dentro da universidade e que eu possuo profundo apreço pelos seus ensinamentos me dados ao longo de quase dois anos. Se hoje eu tenho grande paixão por algumas áreas na metalurgia, isso é reflexo dos gostos dela que acabaram virando os meus. Ao Prof. Dr. Miloslav Béreš, que sempre mais que professor foi um amigo e pela disposição em ajudar.

6 Ao Dr. Flávio Herculano, pela amizade, e por sempre estar disposto a me ajudar em todas as atividades realizadas no LACAM. Aos bolsistas e colegas do LACAM, em especial os que conviveram vários anos comigo, Giovanni Gonçalves, Daniel Lucena e Diego Dias. nesse trabalho. A mestra Isabel, pelo altruísmo em compartilhar informações importantes Aos amigos de curso que levarei comigo para sempre, Wesley Nascimento, Rafael Silva Lima, Carlos Magno Brito, Nívea Rodrigues Leite e Isaac Mesquita. Ao Laboratório Nacional de Luz Síncrotron LNLS, localizado em Campinas, São Paulo pela valorosa contribuição na pesquisa. E finalmente aos professores do Departamento de Engenharia Metalúrgica e de Materiais da UFC, por cada ensinamento me dado ao longo desses cinco anos.

7 RESUMO Os aços maraging apresentam baixo teor de carbono e possuem uma estrutura cristalina martensítica cúbica de corpo centrado (CCC). Estes aços oferecem uma combinação única de alta resistência mecânica e boa tenacidade à fratura. Nesse trabalho, foi realizado um estudo in situ de radiação síncrotron na busca de avaliar a estabilidade da austenita revertida no aço maraging 18%Ni grau 300. Um corpo de prova do aço em estudo com dimensões padronizadas foi solubilizado a 840 C por 1 h e resfriada ao ar. Em seguida foi aquecida a uma taxa de 10 C por segundo até 630 C, mantendo-se então nesta temperatura pelo tempo de 12 minutos. Posteriormente a este tratamento, a amostra foi resfriada até a temperatura ambiente a taxa de 15 C por segundo. Em cada estágio de ciclo térmico foi realizada medidas de radiação síncrotron com comprimento de onda (λ = Å). As frações volumétricas das fases austenita e martensita presentes em cada etapa do ciclo térmico foram calculadas utilizando o método de comparação direta e através da área integrada relativa aos picos das fases. A estabilidade mecânica da austenita revertida sob carga externa foi estudada usando radiação in situ síncrotron. termomecânico. Palavras-chave: Aços Maraging, Austenita revertida, Tratamento

8 ABSTRACT Maraging steels have low carbon and have a body-centered cubic martensitic (BCC) crystalline structure. These steels offer a unique combination of high mechanical strength and good fracture toughness. In this work, a study in situ synchrotron radiation in seeking to assess the stability of reversed austenite in maraging steel grade 18%Ni 300. A flat bar sample with standard dimensions was solution treated at 840 C for 1 h and cooled in air. Then heated at a rate of 10 C per second to 630 C, keeping this temperature for 12 minutes. Subsequent to this treatment the sample was cooled to room temperature at a rate of 15 C per second. Measurements of synchrotron radiation with a wavelength (λ = Å) were performed at each stage of the heating cycle. The volume fraction of martensite and austenite phases present in each stage of the thermal cycle were calculated using the method of direct comparison and through the integrated area of the peak for the phases. The mechanical stability of the reverted austenite under external load was studied using synchrotron radiation-situ. treatment. Key-words: Maraging steels, Reverted austenite, Thermomechanical

9 i ÍNDICE RESUMO... ABSTRACT... ÍNDICE... i LISTA DE FIGURAS... iii LISTA DE TABELAS... iv Capítulo 1 Introdução Problemática e Motivação Objetivos... 2 Capítulo 2 Revisão Bibliográfica Aços Maraging Metalurgia Física dos Aços Maraging Reversão da Martensita para a Austenita...10 Capítulo 3 - Materiais e métodos Material Tratamento térmico Corpo de prova Ensaio termomecânico Difração de Luz Síncroton Quantificação volumétrica de austenita revertida Deformação Planar Metalografia Medição de dureza...21 Capítulo 4 - Resultados e Discussão Termoanálises Temperaturas de transformação Estudo da austenita reversa in situ Temperatura ambiente Início do patamar Final do patamar Resfriamento Ensaio de tração a 3% de deformação Ensaio de tração a 6% de deformação Deformação Planar Caracterização Microestrutural Avaliação da dureza...32

10 ii Capítulo 6 - Conclusões Referências bibliográficas... 35

11 iii LISTA DE FIGURAS Figura 1- Efeito do molibdênio e do cobalto na dureza da liga Fe-Ni martensítica. Solubilizada a 870 C por 60 min, resfriada ao ar e envelhecida a 482 C por 600 min...04 Figura 2 - Diagramas de fase do sistema Fe-Ni. (a) Diagrama Metaestável e (b) Diagrama de Equilibrio Figura 3 - Microestruturas do aço (a) envelhecido a 510 C por 3h, (b) envelhecido a 640 C por 2h e (c) envelhecido a 640 C por 8h Figura 4 Estabilidade mecânica da austenita revertida num aço 18% Ni maraging...13 Figura 5 Dimensões do corpo de prova Figura 6 - Simulador termomecânico Gleeble 3S Figura 7 Vista panorâmica do Laboratório Nacional de Luz Síncrotron LNLS Figura 8 Desenho esquemático mostrando o ensaio termomecânico em (a) o ciclo térmico e em (b) o ciclo mecânico utilizado neste trabalho Figura 9 Picos de fases no corpo de prova solubilizado Figura 10 Picos de fases no corpo de prova no início da temperatura de patamar...23 Figura 11 Picos de fases no corpo de prova no final da temperatura de patamar Figura 12 Picos de fases no corpo de prova após resfriamento, na temperatura ambiente Figura 13 Picos de fases no corpo de prova com 3% de deformação Figura 14 Picos de fases no corpo de prova com 6% de deformação Figura 15 Deformação planar para a martensita num aço maraging 18 %Ni grau Figura 16 Deformação planar para a austenita num aço maraging 18 %Ni grau Figura 17 Amostra solubilizada de aço maraging 18 %Ni grau 300 por microscopia óptica Figura 18 Amostra envelhecida por 12 minutos a 630 ºC de aço maraging 18 %Ni grau 300 por microscopia óptica Figura 19 Amostra solubilizada de aço maraging 18 %Ni grau 300 por microscopia eletrônica Figura 20 Amostra envelhecida por 12 minutos a 630 ºC de aço maraging 18 %Ni grau 300 por microscopia eletrônica Figura 21 Gráfico das microdurezas obtidas para a amostra solubilizada e outra envelhecida a 630 ºC por 12 min... 33

12 iv LISTA DE TABELAS Tabela 1 - Composição química dos primeiros aços maraging Tabela 2: Composição química dos aços maraging 18% Ni 200, 250, Tabela 3 - Influência da temperatura de envelhecimento nas propriedades mecânicas num aço maraging 18% Ni Tabela 4 - Composição química da austenita reversa em diferentes temperaturas de envelhecimento em um aço maraging Tabela 5 Composição química do aço 18% Ni maraging grau

13 1 Capítulo 1 Introdução Neste capítulo será apresentada a importância dos aços maraging e sua aplicação na engenharia, bem como, problemática que motivou a elaboração do presente trabalho. Ao final deste capítulo, são apresentados os objetivos traçados para esse trabalho Problemática e Motivação Os aços maraging apresentam baixo teor de carbono e possuem uma estrutura cristalina martensítica cúbica de corpo centrado (CCC). Estes aços oferecem uma combinação única de alta resistência mecânica e boa tenacidade à fratura. Aplicações típicas incluem motores de foguetes, componentes do trem de pouso e de extrusão de ferramentas (MAGNÉE et al., 1974). As excelentes propriedades mecânicas dos aços maraging são obtidas a partir da precipitação de compostos intermetálicos na matriz durante o tratamento térmico de envelhecimento (MAGNÉE et al., 1974). Em geral, estes aços são solubilizados a temperaturas acima de 800 C por 1 h seguido de um envelhecimento em temperaturas entre 450 e 550 C por um período entre 3 a 6 h. Em geral, após a o tratamento térmico de solubilização e o envelhecimento o material é resfriado à temperatura ambiente. Durante o tratamento térmico de envelhecimento há a formação dos seguintes compostos intermetálicos Ni 3 Ti, Fe 2 Mo, Ni 3 Mo (Tewari et al., 2000). O envelhecimento realizado acima de 500 C induz a reversão da austenita a partir da martensita, conhecida como austenita revertida. A precipitação da austenita ocorre preferencialmente nos contornos das ripas de martensita passando nuclear dentro das ripas conforme o tempo de envelhecimento aumenta (LI, X.; YIN, Z.; 1995). A presença de austenita revertida na microestrutura dos aços maraging altera significativamente as propriedades magnéticas (Tavares et al., 2003, Pardal et al.; 2007), elétricas (Habiby et al., 1992) e mecânicas desses aços (Viswanathan et al., 1996, 2005). Estudos anteriores têm mostrado que a estabilidade da austenita

14 2 revertida depende da concentração de Ni e Mo e do grau de trabalho a frio (Farooque et al., 1998). Desta forma, neste trabalho foi estudada a estabilidade da austenita revertida em função da temperatura e da deformação utilizando radiação síncrotron in situ Objetivos Objetivo Geral O presente trabalho teve como principal objetivo investigar a estabilidade mecânica da austenita revertida num aço 18%Ni maraging grau 300 a partir de um ensaio de termomecânico utilizando radiação síncrotron in situ Os objetivos específicos Fazer a quantificação da fração volumétrica de austenita revertida nas várias etapas de aplicação do ciclo térmico e mecânico usando radiação síncrotron in situ. Fazer a quantificação da fração volumétrica de austenita revertida em função da deformação durante o ensaio termomecânico usando radiação síncrotron in situ. Avaliar a estabilidade da austenita revertida formada sob deformação a frio, a partir um ensaio de termomecânico. Observar a microestrutura da austenita revertida formada. revertida. Avaliar da dureza no estado envelhecido com formação de austenita

15 3 Capítulo 2 Revisão Bibliográfica Neste capítulo será apresentada uma revisão bibliográfica sobre os aços maraging, onde se terá uma introdução sobre a sua história, abordagem a respeito de sua metalurgia física e revisão sobre a estabilidade da austenita revertida. 2.1 Aços Maraging Durante o período da guerra fria, os EUA (Estados Unidos da América) procuraram desenvolver uma tecnologia de novos materiais de alta resistência, uma dessas tecnologias era o desenvolvimento de um aço que pudesse reduzir peso, ao mesmo tempo em que este aço deveria possuir uma elevada relação resistência/peso. Isto foi obtido pela adição de pequenas quantidades de alumínio e titânio em aços contendo Ni. (LOPES, 2007). O desenvolvimento desses aços foi feito por Clarence George Bieber na Intemational Nickel Company (Inco Ltd). O trabalho resultou no desenvolvimento dos dois primeiros aços maraging, o aço 25%Ni e o 20%Ni (FLOREEN, 1968). A temperatura de transformação da austenita para martensita dessas ligas era controlada somente com o ajuste do conteúdo do níquel (FLOREEN, 1968). A composição química desses aços é mostrada na Tabela 1. Tabela 1- Composição química dos primeiros aços maraging Ni-Ti Fe Ni Ti Al Nb 25 Bal. 25 1,6 0,2 0,4 20 Bal. 20 1,7 0,2 0,4 Fonte: Floreen, Decker et al., 1979, e colaboradores deram seguimento aos trabalhos de Bieber, e descobriram um apreciável endurecimento na martensita Fe-Ni, ocorria quando eram feitas adições combinadas de cobalto e molibdênio, como mostrado na Figura 1. O sistema de endurecimento Co-Mo ocorre devido ao efeito sinérgico que ambos possuem de aumentar a dureza da martensita durante o envelhecimento. O

16 Dureza Rockwell (HRc) 4 endurecimento provocado pelo cobalto e molibdênio é bem maior do que a soma do endurecimento provocado por cada um deles, separadamente (Decker et al, 1979). Figura 1- Efeito do molibdênio e do cobalto na dureza da liga Fe-Ni martensítica. Solubilizada a 870 C por 60 min, resfriada ao ar e envelhecida a 482 C por 600 min. Martensita Envelhecida Martensita Solubilizada Fonte: Decker et al, Mo (%) Figura 1 Os aços maraging da série 18%Ni (200), 18%Ni (250) e 18%Ni (300) foram desenvolvidos a partir do sistema endurecedor Co-Mo. A composição química desses aços é mostrada Tabela 2. Os números entre parênteses referem-se ao limite de escoamento dessas ligas em unidades "ksi", após o tratamento térmico de envelhecimento. O titânio é adicionado nestas ligas como um endurecedor suplementar (MAGNÉE et al., 1974).

17 5 Tabela 2: Composição química dos aços maraging 18% Ni 200, 250, 300. Tipo Fe Ni Co Ti Al Mo 200 Bal. 17,0-19,0 8,0 9,0 0,15 0,25 0,05 0,15 3,0 3,6 250 Bal. 17,0-19,0 7,0 8,5 0,3 0,5 0,05 0,15 4,6 5,2 300 Bal. 17,0-19,0 8,5 9,5 0,5 0,8 0,05 0,15 4,6 5,2 Fonte: Magnée et al., Os elementos de liga utilizados nos aços maraging estão diretamente relacionados ao seu mecanismo de endurecimento. Estes elementos podem ser classificados de acordo com sua influência neste endurecimento como forte; Ti, moderados, a exemplo o Al, Mn e Mo e fracos; Co. A adição de níquel ao ferro garante a estrutura martensítica típica dos aços maraging, o que aumenta a resistência da matriz. Porém, este mesmo níquel promove a redução da resistência da rede cristalina ao movimento das discordâncias e reduz a energia de interação das discordâncias com os átomos intersticiais, o que produz alívio de tensão e, consequentemente, reduz a susceptibilidade do aço à ruptura por fragilização (SILVA, 2005). Os aços maraging possuem uma martensita com uma estrutura cúbica de corpo centrado (c.c.c.), ao invés da martensita tetragonal do sistema ferro-carbono. Nos aços carbono e aços ligados convencionais, a melhoria da tenacidade se obtém pelo revenimento da martensita a uma temperatura adequada. Estes aços exigem a presença de um teor de carbono da ordem de 0,45%, para se obter o nível necessário de resistência mecânica. As grandes variações volumétricas que ocorrem na formação da martensita com carbono são responsáveis pela presença de distorções no produto. Já 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 480 C (PARDAL, 2012).

18 Metalurgia Física dos Aços Maraging As transformações de fase dos aços maraging podem ser entendidas com o auxilio de dois diagramas de fase mostrados na Figura 2(a-b) que descrevem o sistema binário Fe-Ni, correspondentes a extremidade rica em ferro dos dois diagramas. A figura 2a é o diagrama metaestável mostrando a transformação da austenita para martensita no resfriamento e a reversão da martensita para a austenita no aquecimento. A figura 2b é o diagrama de equilíbrio onde pode ser observado que, com alto teor de níquel, as fases de equilíbrio a baixas temperaturas são, austenita e ferrita, para porcentagens de níquel acima de 30%. O diagrama metaestável (figura 2a) indica o comportamento típico desses aços durante o resfriamento a partir do campo austenítico ou da temperatura de solubilização. Não ocorre transformação de fase até à temperatura Mi, temperatura na qual se inicia a formação da martensita a partir da austenita. Figura 2 - Diagramas de fase do sistema Fe-Ni. (a) Diagrama Metaestável e (b) Diagrama de Equilibrio.

19 7 Fonte: Schmidt e Rohrbach, Mesmo com um resfriamento muito lento, em peças de grandes secções, o aço transforma-se em uma estrutura totalmente martensítica. Na faixa de O a 10%Ni, a ferrita forma-se a taxas de resfriamento muito baixas, e a martensita a taxas de resfriamento altas. Aumentando-se o teor de níquel, abaixa-se a taxa de resfriamento necessária para formar a martensita e, com 10%Ni, uma estrutura martensítica transforma-se completamente até com um resfriamento muito lento (PADIAL, 2002). Quanto maior o conteúdo de níquel, mais afastada estará à curva em C do diagrama (TTT) transformação tempo temperatura e, com isso, dificultará a transformação da austenita em ferrita, formando-se apenas martensita. Isso até um limite de 10%Ni pode ocorrer dois tipos de transformações a partir do campo austenítico: com resfriamento lento formará a ferrita e com o resfriamento rápido proporcionará a formação da martensita e, acima de 30% de níquel a transformação martensita ocorrerá abaixo da tempera ambiente (PADIAL, 2002). Com níveis entre 10 e 25% Ni, a estrutura formada será totalmente martensítica na temperatura ambiente, pois as temperaturas M i (temperatura de início da transformação martensítica) e M f (temperatura final da transformação martensítica) estarão bem acima da temperatura ambiente. Acima deste teor

20 8 ocorrerá uma diminuição da temperatura M i fazendo com que a temperatura M f esteja abaixo da temperatura ambiente (PADIAL, 2002). Os elementos de liga alteram a temperatura M, mas não alteram as características da transformação, pois independem da taxa de resfriamento. Além do que, o níquel e outros elementos de liga presentes nos aços maraging, normalmente, abaixam a faixa de temperatura de transformação da martensita, com exceção do cobalto, que a aumenta. Um dos papéis do cobalto nos aços maraging é aumentar a temperatura M, de modo que, grandes quantidades de outros elementos (por ex: titânio e molibdênio que abaixam a temperatura Mi) possam ser adicionados permitindo que a transformação para martensita ocorra totalmente antes que o aço atinja a temperatura ambiente (PADIAL, 2002). A grande maioria dos aços maraging tem a temperatura Mi em tomo de 200 a 300 C e são totalmente martensíticos à temperatura ambiente. Portanto, esta liga normalmente não apresenta austenita revertida, e como resultado, um tratamento de resfriamento brusco não é necessário antes do tratamento de envelhecimento. A martensita formada na liga de baixo carbono é cúbica de corpo centrado em forma de ripas com uma alta densidade de discordâncias. A tabela 3 nos mostra a Influência da temperatura de envelhecimento nas propriedades mecânicas num aço maraging 18 %Ni (PADIAL, 2002). Tabela 3 - Influência da temperatura de envelhecimento nas propriedades mecânicas num aço maraging 18% Ni. Condição ɣ(%) LR(MPa) 0.2% Deformação máxima (%) (MPa) 510 C/3h C/1h C/2h C/4h C/6h Fonte: Viswanathan et al., 1998.

21 9 O endurecimento por envelhecimento dos aços maraging é produzido pelo tratamento térmico entre 3 e 6 horas a temperaturas de 450 a 510 C. Um recozimento prolongado durante o envelhecimento pode provocar a decomposição da matriz martensítica para as fases de equilíbrio austenita e ferrita, por meio de uma reação controlada por difusão. Felizmente as reações de precipitação que causam o endurecimento são muito mais rápidas que as reações de reversão que produzem a austenita e a ferrita e, portanto, aumentos consideráveis na resistência mecânica são atingidos antes que a reversão ocorra. Contudo, com tempos de envelhecimento longos ou a temperaturas altas, a dureza atingirá um máximo e começará então a cair. A perda de dureza nestes aços, normalmente, ocorre pelo superenvelhecimento que proporciona o crescimento dos precipitados e pela reversão da martensita para austenita. Os dois processos acima estão interligados. A dissolução das partículas de precipitados ricos em níquel em favor dos precipitados ricos em ferro enriquece, localmente, a matriz em níquel o que favorecerá a formação da austenita. Uma quantidade substancial de austenita pode, finalmente, ser formada pelo superenvelhecimento (PADIAL, 2002). Normalmente, os aços maraging comerciais contêm pouca ou nenhuma austenita após o tratamento térmico de solubilização. Porém a austenita está sempre presente nas zonas afetadas pelo calor e, algumas vezes, 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 (PADIAL, 2002). O endurecimento por envelhecimento dos aços maraging resulta inicialmente de uma precipitação de compostos intermetálicos. A precipitação ocorre, preferencialmente sobre as discordâncias e dentro das ripas de martensita produzindo uma precipitação fina e uniforme de partículas coerentes. O maior endurecedor é o molibdênio que no envelhecimento inicial forma Ni 3 Mo com uma estrutura ortorrômbica. A fase Ni 3 Mo, metaestável, forma-se inicialmente devido a este melhor ajuste com a matriz martensítica cúbica de corpo centrado. O envelhecimento do Ni 3 Mo é restringido pelas deformações coerentes e, como tal, o envelhecimento prolongado resulta na transformação do Ni 3 Mo para Fe 2 Mo que é uma fase de equilíbrio, com uma estrutura do tipo hexagonal. O titânio que normalmente está presente nos aços maraging promove um endurecimento

22 10 posterior, através da precipitação do Ni 3 Ti que tem uma estrutura hexagonal (PADIAL, 2002) Reversão da Martensita para a Austenita O interesse da pesquisa pela reversão da austenita está associado às mudanças que esta transformação de fase pode acarretar nas propriedades mecânicas dos aços maraging após tempos prolongados de tratamento térmico de envelhecimento, também conhecida como superenvelhecimento. A reversão da austenita nos aços é comumente atribuída ao enriquecimento de níquel da matriz cúbica de corpo centrado. Esse enriquecimento geralmente está associado à dissolução de precipitados do tipo Ni 3 X (X = Mo, Ti) e a formação de compostos intermetálicos Fe-Mo (Fe 7 Mo 6 ou Fe 2 Mo) (VISWANATHAN et al., 2005). A taxa em que esta reação de reversão ocorre é fortemente dependente da composição da liga do aço maraging. Estudos sugerem que a cinética de formação da austenita revertida é influenciada pelos teores de níquel, cobalto, molibdênio e titânio. Maiores teores de níquel e molibdênio aceleram a reversão, enquanto maiores teores de cobalto e do titânio retardam a formação de austenita (VISWANATHAN et al., 2005). A austenita revertida pode apresentar mudanças de morfologia com o aumento da temperatura e tempo de superenvelhecimento. A nucleação da austenita na forma de ripas ocorre nos contornos de grão primário e nos contornos de ripas da martensita, enquanto, a austenita na forma de placas (austenita do tipo Widmanstatten) foi observada dentro das ripas de martensita (FAROOQUE et al., 1998). Li e Yin (1995) observaram que a austenita na forma de ripas é formada em temperaturas mais baixas do que a austenita de placas. Outra consequência do aumento da temperatura de superenvelhecimento é a diminuição do teor de níquel necessário para formar os dois tipos de austenita, devido à natureza difusional desta reação (VISWANATHAN et al., 2005). A formação da austenita e dos precipitados Fe 2 Mo ocorre aproximadamente ao mesmo tempo, sugerindo que o níquel de alguns precipitados Ni 3 (Mo,Ti) dissolvidos é usado para formar a austenita revertida e o molibdênio é usado para formar Fe 2 Mo (FAROOQUE et al., 1998). Porém, a reversão da martensita também pode envolver um movimento de cisalhamento em altas temperaturas. Li e Yin (1995) observaram

23 11 que a austenita na forma de ripas e placas possuíam maclas após tratamento térmico a 640 C, indicando que esta reação pode ser dominada por cisalhamento, mas ocorre por um anterior ou simultâneo processo de difusão controlada. Nas Figuras 3(a), 3(b) e 3(c) estão mostradas imagens de uma amostra de aço maraging 350 estudado por Vishwanathan et. al., que foram envelhecidas a 510 C por um período de 3 horas, 640 C por 2 horas e 640 C por 8 horas e depois resfriadas ao ar. Figura 3 - Microestruturas do aço (a) envelhecido a 510 C por 3h, (b) envelhecido a 640 C por 2h e (c) envelhecido a 640 C por 8h. (a) (b) (c) Fonte: Viswanathan et al., No estudo realizado, não se observou a presença de austenita reversa na amostra envelhecida a 510 C. Porém, nas amostras envelhecidas a 640 C pode-se observar a presença da fase austenítica na microestrutura do material nos dois tempos de tratamento adotados. O trabalho de Vishwanathan et. al., concluiu que a

24 12 austenita reversa aumenta em quantidade diretamente proporcional ao tempo de envelhecimento, o que se pode constatar nas micrografias apresentadas. Estudos feitos por Sinha et. al. em aços maraging sob condições de superenvelhecimento, mostraram que a reversão da austenita está associada a dissolução de precipitados de Ni 3 Mo nestes aços após um processo de superenvelhecimento. A dissolução de Ni 3 Mo e subseqüente formação de Fe 2 Mo como precipitado resultam em um local rico em Ni na matriz martensítica. Em conseqüência deste processo, ou seja, com a microsegregação de Ni para a matriz martensítica, há uma redução das temperaturas A i e M i e, consequentemente, não há a reversão da martensita em regiões austeníticas onde o conteúdo de Ni estiver próximo de 20%, pois esta austenita é estabilizada não sendo, portanto, possível a transformação para martensita. Conforme estudos realizados por diversos autores, para os aços maraging com 18% de níquel, o envelhecimento na faixa de 500 C a 700 C, dependendo do intervalo de tempo, pode provocar a formação de austenita reversa. Tendo em consideração que o estado da matriz martensítica é metaestável, exposições em temperaturas abaixo da A i em tempos prolongados resultará em uma decomposição da martensita em austenita além de martensita empobrecida em elementos de liga e os precipitados. Li et. al. 1995, determinaram, mediante microanálise por espectroscopia por dispersão de energia (EDS), a composição química da austenita reversa em três temperaturas 500, 570 e 640 C. Os resultados apresentados na tabela 4 mostram que a austenita reversa apresenta teores de níquel superiores ao da composição química do aço e da matriz martensítica, e que a austenita de baixas temperaturas, ou seja, 500 C é ainda mais rica em níquel que a formada a 640 C.

25 13 Tabela 4 - Composição química da austenita reversa em diferentes temperaturas de envelhecimento em um aço maraging 350. Temperatura de Fe (%) Co(%) Ni(%) Mo(%) Ti (%) envelhecimento ( C) ,18 3,32 39,24 3,66 2, ,74 5,12 32,16 3,02 1, ,70 9,23 24,21 2,42 1,44 Fonte: Li et al., O teor de níquel na austenita formada a 500 C é maior que o teor na liga, isto indica que a formação da austenita durante o envelhecimento a 500 C é devido à segregação de átomos de níquel nos contornos de grão e nos contornos da martensita. A transformação martensítica no resfriamento não acontece, pois a austenita enriquecida em níquel é estável mesmo na temperatura ambiente (Menezes, 2008). Pardal et al mostrou que a austenita revertida é bastante instável, sobre um tratamento térmico a uma temperatura de 560 C durante uma hora. Realizando um ensaio de difração para medir os picos das fases, observou-se que a peça que foi lixada não apresentou picos tão visíveis de austenita como a amostra não lixada, o que mostra que a deformação devido ao lixamento foi suficiente para reverter a austenita a um estado de martensita, conforme mostrada na figura 4.

26 14 Figura 4 Estabilidade mecânica da austenita revertida num aço 18% Ni maraging. Amostra lixada Amostra não lixada Fonte: Pardal et al., 2006.

27 15 Capítulo 3 - Materiais e métodos Nesse capítulo trata dos procedimentos experimentais adotados durante a elaboração do presente trabalho. Serão descritos a seguir todas as etapas e ferramentas utilizadas para a avaliação da estabilidade da austenita revertida do aço maraging 18%Ni grau Material O material utilizado nesse trabalho foi um disco com dimensões 170 mm de diâmetro e 10 mm de espessura de aço maraging 18%Ni grau 300. Esse disco foi tirado a partir de um tarugo de mm 2 doado pelo Centro Tecnológico da Marinhado Brasil. A composição química deste aço é apresentada na Tabela 5. Tabela 5 Composição química em peso do aço 18% Ni maraging grau 300. Elemento Ni Mo Co Ti Al C Mn Si %peso 18 4,9 9 0,65 0,1 <0,03 <0,01 <0,01 Fonte: Autor. 3.2 Tratamento térmico Esse disco foi solubilizado a 840 C por 1h com o objetivo de dissolver possíveis precipitados e assim obter uma microestrutura o mais homogênea possível. Este tratamento térmico produz uma microestrutura martensítica de baixa dureza (MAGNEÉ et al., 1974), desta forma, reduzindo custos de usinagem. A solubilização foi feita num forno tipo Mufla no Laboratório de Caracterização de Materiais (LACAM) da Universidade Federal do Ceará (UFC). 3.3 Corpo de prova A partir do material solubilizado foi produzido um corpo de prova circular com 10 mm de diâmetro. A seção útil exposta ao ciclo térmico e iluminada com luz síncrotron de dimensões mm 3 foi utilizada. Um desenho do corpo de prova usado neste trabalho pode ser visto na Figura 5. Tais dimensões são padrões

28 16 de trabalho do simulador termomecânico Gleeble 3S50, equipamento necessário ao ciclo térmico, como será descrito a seguir. Figura 5 Dimensões do corpo de prova. Fonte: Autor. 3.4 Ensaio termomecânico O ensaio foi conduzido em um simulador termomecânico Gleeble 3S50 usando um dilatômetro de contato. O simulador termomecânico Gleeble 3S50 é mostrado na figura 6. O ciclo térmico foi controlado mediante o método de aquecimento por resistividade, regulado por termopares. Este método gera um gradiente de temperatura em torno da área estudada, contudo, o presente estudo foi feito dentro da região central de 3 mm onde o gradiente térmico foi considerado desprezível. Para estudar a cinética de transformação de fases durante o aquecimento, patamar, resfriamento, e da deformação a frio do corpo de prova, foi acoplado ao simulador termomecânico Gleeble uma fonte de Luz Síncrotron. Neste caso, foi usada a instalação XTMS (goniômetro construído em torno de um simulador termomecânico) pertencente ao Laboratório Nacional de Luz Síncrotron (LNLS), ver Figura 7, localizado em Campinas, São Paulo. O ensaio foi acompanhado por técnicos do LNLS, onde foi dado todo suporte necessário para a realização e operação do experimento.

29 17 Figura 6 - Simulador termomecânico Gleeble 3S50 Fonte: LNLS - Repositório Digital Figura 7 Vista panorâmica do Laboratório Nacional de Luz Síncrotron (LNLS). Fonte: LNLS - Repositório Digital

30 Deformação Temperatura 18 O corpo de prova foi submetido ao seguinte ciclo térmico: Ele foi aquecido a partir temperatura ambiente até a temperatura de 630 C a uma taxa de 10 C.s -1, em seguida o corpo de prova foi mantido nessa temperatura pelo período de 12 min. Então o material foi resfriado a uma taxa de 15 C.s-1 até a temperatura ambiente, como mostrado na Figura 8(a). Após o resfriamento a temperatura ambiente o material foi deformado por 3 e 6%, após esses estágios o corpo de prova foi fraturado, como pode ser visto na Figura 8(b). Durante o esforço mecânico o corpo de prova foi submetido a uma taxa constante de 1, ³ s -1. Figura 8 Desenho esquemático mostrando o ensaio termomecânico em (a) o ciclo térmico e em (b) o ciclo mecânico utilizado neste trabalho. (a) 12 min Ciclo térmico 15 C/s 10 C/s Início (b) Ausência de carga Aplicação de carga 6% Fratura Ciclo mecânico 3% 10-3 s 0 0% Fonte: Autor. Tempo

31 Difração de Luz Síncroton Os padrões de difração a partir da Luz Sincrotron foram coletados entre 20 e 80 em seis pontos durante o ciclo térmico e o ciclo mecânico. O primeiro padrão foi coletado a temperatura ambiente no início do ciclo térmico, o segundo ao atingir a temperatura de patamar de 630 C, o terceiro após 12 minutos na temperatura de patamar, o quarto ao final de um resfriamento calmo até a temperatura ambiente, o quinto após o início do ensaio de tração com 3% de deformação e o sexto com 6% de deformação. Um detector linear com resolução angular de 0,05 foi usado para coletar a difração proveniente da região do espectro entre 20 e 80. Para reduzir a oxidação das amostras durante os testes in situ, foi usada uma pressão de 10-3 torr na câmera de vazio. A energia do feixe incidente usado foi 8 kev, com comprimento de onda utilizado de λ = Å. O tamanho do feixe foi controlado por fendas verticais e horizontais até um tamanho de 0,8 mm de altura e 3,0 mm de comprimento, com uso de um duplo cristal Si(111) e um detector Linear (1D) DectrisMythen, e para o processamento dos dados foi usado um software Matlab. 3.6 Quantificação volumétrica de austenita revertida A quantificação das fases foi feita utilizando método direto proposto por Van Dijk et al., 2005 e Cullity (1978). A fração volumétrica da fase austenita pode ser dada pela equação (1) abaixo: (1) Onde ƒ ɣ é a fração de volumétrica da fase austenita, ɣ,i é intensidade integrada dos picos da austenita e α,i é intensidade integrada dos picos de martensita, N e M são os números da reflexão da austenita e da martensita, respectivamente. O índice i refere-se a {hkl} que é a reflexão de estuda. γ,i é o fator

32 20 de normalização para os picos de intensidade da austenita e da martensita fator de normalização para ambas as fases é dado pela equação (2), dada abaixo:. O (2) Onde é o fluxo de fóton incidente, é o volume iluminado da amostra, e a transmissão da amostra. A intensidade difratada prevista pela equação (3): (3) Onde r = 2, m é o comprimento do espalhamento de Thomson, m hkl é o fator de multiplicidade, λ = Å é o comprimento de onda do fóton (E = 8 kev), F hkl é o fator de estrutura, em que o volume da célula unitária, L p = 1/4sin(θ) é o fator de Lorentz para o completo anel em pó, P = [1 + cos 2 (2θ)]/2 é o fator de polarização, e exp(-2m) é o fator de Debye-Waller (Van DIJK et al., 2005), Cullity (1978). O banco de dados ICSD foi utilizado para confirmar os padrões de difração das estruturas cristalinas presentes em cada condição. 3.7 Deformação Planar A deformação planar é um grau de deformação do plano na rede cristalina, onde através do qual podemos distinguir os planos com maior tendência a falhas. Através do ensaio de tração no qual é submetido o corpo de prova, podemos medir como a deformação se comporta nos planos cristalinos, através da radiação de luz síncrotron. A medida é realizada através da Lei de Bragg (4), em cima do ângulo de difração θ, com n=1 e λ = Å, para obter a distância interplanar. Os pontos relacionados são os 0%, 3% e 6% de deformação: (4)

33 21 Após a descoberta da distância interplanar, calculamos a deformação de cada plano (5), para as fases martensita e austenita, relacionando a deformação em 3% com o corpo de prova sem deformação logo após o tratamento térmico, e posteriormente também para cada fase relacionando a deformação em 6%: (5) 3.8 Metalografia A preparação metalográfica foi realizada utilizando lixas de carbeto de silício com granulometrias 100, 220, 320, 400, 600 e 1200 mesh seguido de um polimento com pasta de diamante com granulometria de 6, 3 e 1 µm. Após o polimento as amostras foram lavadas com água destilada e secas com ar quente. A solução de marble (10g de CuSO ml HCl + 50ml de água destilada) foi utilizada para revelar as microestruturas das amostras. A observação da microestrutura foi realizada usando um microscópio eletrônico de varredura (MEV) da marca Philips modelo XL-30 e um microscópio óptico da marca Zeiss modelo AX Medição de dureza A medição de dureza foi realizada num microdurômetro da marca Shimadzu HMV, utilizando dureza Vickers, a fim de se comparar as durezas de duas amostras, uma solubilizada e outra solubilizada e envelhecida por 12 minutos. Foi aplicada uma carga de 1,961 N para cada penetração. A medição de dureza é importante para avaliar como ocorre a variação da mesma com relação ao aparecimento da austenita revertida e de precipitados.

34 22 Capítulo 4 - Resultados e Discussão Neste capítulo serão apresentados os resultados obtidos a partir do ensaio termomecânico, radiação, metalografia e medição da dureza a fim de absorver informações suficientes para a realização da conclusão do presente trabalho de estudo da estabilidade da austenita de um aço maraging 18 %Ni grau Termoanálises Para entender detalhadamente o fenômeno de reversão de austenita foi proposto o uso de simulação térmica e difração síncrotron in situ. Desta maneira foi possível ter maior controle e certeza na temperatura real da reversão da austenita, e seguir a cinética de transformação das fases resolvida no tempo, em função da temperatura Temperaturas de transformação Os resultados da quantificação das fases austenita e martensita para cada uma das condições propostas nesse trabalho são discutidos agora Estudo da austenita reversa in situ O estudo da formação da austenita revertida in situ pode ser dividido em cinco etapas em função da temperatura: a primeira como a etapa de temperatura ambiente; a segunda ao se atingir a temperatura de 630 C, a terceira ao finalizar o tempo de patamar; a quarta como a etapa de resfriamento até temperatura ambiente; a quinta quando o ensaio de tração no corpo de prova atinge 3% de deformação; e a sexta quando o ensaio de tração no corpo de prova atinge 6% de deformação.

35 Temperatura ambiente Nessa etapa, nossa análise é sobre a amostra solubilizada visto que ainda o aquecimento não foi iniciado, podemos observar pela Figura 9 que a fração volumétrica de austenita é irrelevante no material, onde só observamos picos de martensita. Figura 9 Picos de fases no corpo de prova solubilizado. Fonte: Autor.

36 Início do patamar Nesta etapa a medição foi realizada com a chegada da temperatura em 630 ºC numa taxa de aquecimento de 10 ºC/s. Nessa análise podemos observar na Figura 10 a presença de picos de austenita e realizando a quantificação das fases podemos obter fγ = vol.% e fα = vol.%. Figura 10 Picos de fases no corpo de prova no início da temperatura de patamar. Fonte: Autor Final do patamar Como mostrado na Figura 11, é possível observar o efeito do tempo e da temperatura na transformação isotérmica em função do tempo. Temperaturas relativamente altas para o envelhecimento, como 630 C mostram cinéticas de transformação mais rápidas. Pode-se observar que para a transformação anterior,

37 25 na chegada a 630 C temos uma etapa de crescimento inicial rápida e quando comparada com a cinética de transformação isotérmica do final do patamar percebemos a desaceleração da cinética de transformação. Observando-se os picos podemos quantificar as fases em fγ = vol.% e fα = vol.%. Figura 11 Picos de fases no corpo de prova no final da temperatura de patamar. 630 C/12 min Fonte: Autor Resfriamento Para o resfriamento desde 630 C não se encontrou uma queda abrupta da fração de austenita revertida. Ocorre um leve aumento dos teores de austenita revertida durante o resfriamento, podendo ser explicado pelas relativas altas temperaturas que o corpo de prova é submetido ainda durante o resfriamento

38 26 dentro da Gleeble 3S50. Podemos perceber esses valores pela quantificação volumétrica dos picos da Figura 12, onde obtemos fγ = vol.% e fα = vol.%. Figura 12 Picos de fases no corpo de prova após resfriamento, na temperatura ambiente. Fonte: Autor Ensaio de tração a 3% de deformação Na Figura 13 pode ser observado o efeito do ensaio de tração sobre a austenita revertida do corpo de prova a 3% de deformação. Nota-se que é mínima a dissolução da austenita revertida para martensita quando se deforma o material. Com a quantificação da fração volumétrica obtemos fγ =45.36 vol.% e fα = vol.%.

39 27 Figura 13 Picos de fases no corpo de prova com 3% de deformação. 3% 6% Fonte: Autor Ensaio de tração a 6% de deformação Na Figura 14 pode ser observado à continuidade do efeito do ensaio de tração sobre a austenita revertida do corpo de prova. Nota-se que, assim como a 3% de deformação, temos que a dissolução da austenita revertida para martensita é mínima. Podemos observar pela quantificação da fração volumétrica as quantidades de fγ = vol.% e fα = vol.%.

40 28 Figura 14 Picos de fases no corpo de prova com 6% de deformação. Fratura 6% 3% Fonte: Autor. 4.2 Deformação Planar A deformação planar obtida para a martensita pode ser verificada através da Figura 15, que mostra que o plano (200) sofre maiores deformações compressivas quando submetido a esforços mecânicos do que os planos (110) e (211). A deformação planar obtida para a austenita pode ser verificada através da Figura 16, que mostra que o plano (200) sofre maiores deformações compressivas quando submetido a esforços mecânicos do que os planos (110) e (211). Essa deformação preferencial no plano (200) pode ser interpretada como um plano a ser evitado para o aço maraging 18%Ni grau 300 quando requisitado,

41 29 visto que ele pode apresentar maiores chances de falhar quando submetido a esforços mecânicos. Figura 15 Deformação planar para a martensita num aço maraging 18 %Ni grau 300. Fonte: Autor Figura 16 Deformação planar para a austenita num aço maraging 18 %Ni grau 300. Fonte: Autor

42 Caracterização Microestrutural Como pode ser evidenciado na quantificação de fases nas termoanálises, o aumento da temperatura com o tempo produz aumento da quantidade de austenita revertida. Para a amostra solubilizada, e para a amostra envelhecida a 630 C durante 12 min temos as imagens de suas respectivas microestruturas por microscopia óptica nas figuras 15 e 16, e por microscopia eletrônica respectivamente por 17 e 18. Na amostra solubilizada podemos perceber a presença de martensita na forma de placas e para a amostra envelhecida podemos observar pequenas placas de martensita com um grande número de austenita revertida formada entre os contornos na forma de ripas e no interior do grão na forma de placas (FAROOQUE et al., 1998). Figura 17 Amostra solubilizada de aço maraging 18 %Ni grau 300 por microscopia óptica. Fonte: Autor.

43 31 Figura 18 Amostra envelhecida por 12 minutos a 630 ºC de aço maraging 18 %Ni grau 300 por microscopia óptica. Fonte: Autor. Figura 19 Amostra solubilizada de aço maraging 18 %Ni grau 300 por microscopia eletrônica. Fonte: Autor.

44 32 Figura 20 Amostra envelhecida por 12 minutos a 630 ºC de aço maraging 18 %Ni grau 300 por microscopia eletrônica. Fonte: Autor. 4.4 Avaliação da dureza Foi comparada a dureza de duas amostras, assim como na avaliação microestrutural, uma solubilizada e outra envelhecida a 630 ºC por 12 minutos. Apesar de a amostra solubilizada conter uma matriz praticamente martensítica, ela obteve resultados de microdureza inferiores a amostra envelhecida com alto teor de fase austenítica, isso se deve a formação de precipitados durante o envelhecimento. Temos através da Figura 21, um gráfico que mostra a dureza para as duas amostras.

45 Microdureza HV 33 Figura 21 Gráfico das microdurezas obtidas para a amostra solubilizada e outra envelhecida a 630 ºC por 12 min Solubilizado Envelhecido Fonte: Autor.

46 34 Capítulo 6 - Conclusões A radiação síncrotron é uma técnica viável para avaliar a estabilidade da austenita revertida em um aço maraging 18% Ni grau 300. A austenita revertida é estável quando submetida tensões mecânicas, como a carga de tração utilizada. A fração de austenita revertida formada varia com a temperatura e com o tempo de envelhecimento. mecânicos. O plano (200) sofre maior deformação quando submetido a esforços Apesar do elevado teor de austenita, a amostra envelhecida tem maior dureza devido à formação de precipitados do que a solubilizada com matriz martensítica.

47 35 Referências bibliográficas ASM Handbook Vol 3 Binary Alloy Phase Diagrams, ASM International, ATEHORTUA, Julian D. E. Transformações de fase associadas ao processamento termomecânico do aço inoxidável supermartensítico12cr/6ni/2mo/0,1ti. Dissertação (Mestre) - Universidade Estadual de Campinas, Campinas, Disponível em: <file:///c:/users/netoja/downloads/atehortuajuliandavidescobar_m.pdf> Acesso em: 29 Out CARVALHO, Leandro G. C. Estudo dilatométrico das transformações de fase em aços maragingm300 e M350. Dissertação (Mestre) Escola Politécnica da Universidade de São Paulo, São Paulo, Disponível em: < Acesso em: 29 Out FAROOQUE, M.; AYUB, H.; UL HAQ, A.; KHAN, A. Q. The formation of reverted austenite in 18% Ni 350 grade maragingsteel, v. 33, p , FAROOQUE, M.; UL HAQ, A.; HASHMI, F. H.KHAN, A.Q. Microscopic determination of austenite in 18%Ni maragingsteel. Metallography, v.20, p , FLOREEN, S. The physical metallurgy of maraging steels. Metallurgical Reviews. v. 13. p GLADKOKSKI, S. V.; YU, V.; KALETINA, A.M.; FILIPPOV, A.Y.; KALETIN, A. Y.; SCHASTLIVTSEV, V.M.; ISHINA, E.A.; VESELOV, I.V.; Role of metastable austenite in the enhancement of structural strength of maraging steels. Phys. Metal. Metall. 87 (3) (1999) HABIBY, F.; Khan, A. Q.; "Influence of austenite on the coercive force, electrical resistivity and hardness of 18% Ni maraging steels." Materials & Design 13.5 (1992): LI, X.; YIN, Z. Reverted austenite during in 18Ni(350) maragingsteel. MaterialsLetters, v. 24, p , LOPES, Júlio C. O. Os Aços Maraging. Ciência e Tecnologia dos Materiais, Guarulhos, São Paulo, Vol.19, nº 1/2, p.01-04, 2007.

48 36 MAGNÉE, A.; DRAPIER, J.M.; DUMONT, J.; COUTSOURADIS, D.; HABRAKEN, L. Cobalt-Containing High-Strength Steels. Centre d'informationducobalt, Brussels, MENEZES, H. T. F. Influência do resfriamento sub-zero após o envelhecimento na formação de austenita revertida em um aço maraging350. Dissertação (Mestre) - Universidade Federal do Ceará, Fortaleza, Disponível em: < Acesso em: 30 Out PADIAL, Armando Guilherme Fernandes. Caracterização microestrutural do aço maragingde grau 400 de resistência mecânica ultra-elevada f. Tese (Doutor) - Instituto de Pesquisas Energéticas e Nucleares, Autarquia Associada à Universidade de São Paulo, São Paulo, Disponível em: < es%20padial_d.pdf>. Acessoem: 29 Out PARDAL, J. M. Aço maraging classe 300: propriedades mecânicas e magnéticas em diversas condições de tratamento térmico. Blucher Acadêmica. São Paulo, SP, p. PARDAL, J. M.; TAVARES, S. S. M.; CINDRA FONSECA, M. P.; SILVA, M. R.; NETO, J. M.; ABREU, H. F. G. Influence of temperature and aging time on hardness and magnetic properties of the maraging steel grade 300, Springer Science+Business Media, LLC, PARDAL, J. M.; TAVARES, S. S. M.; CINDRA FONSECA, M. P.; SILVA, J. J. M.;ABREU, H. F. G. Study of the austenite quantification by X-raydiffraction in the 18Ni-Co-Mo-Ti maraging300 steel, 2006 Springer Science + Business Media, Inc. PEREIRA, Silvio A. L. Estudo da influência na deformação plástica na cinética de nitretação em aços inoxidáveis AISI 304 e 316. Dissertação (Mestre) - Instituto de Pesquisas Energéticas e Nucleares, Autarquia Associada à Universidade de São Paulo, São Paulo, Disponível em: < Acesso em: 29 Out REIS, A. G.; REIS, D. A. P.; ABDALLA, A. J.; OTUBO, J. Avaliação das propriedades de fluência a 600ºC do aço maraging300 solubilizado, Tecnol. Metal. Mater. Miner., São Paulo, v. 11, n. 1, p , SHA, W.; CEREZO, A.; SMITH, G.D.W. Phase Chemistry and PrecipitationReactions in MaragingSteels" Part I. Introduction and Study of Co-Containing C-300 Steel, Metallurgical Transactions, 1222 v. 24A, 1993.