REDEMAT UFOP CETEC UEMG. Dissertação de Mestrado EFEITO DO NB NA CINÉTICA DE REVENIMENTO DE AÇOS DE BAIXO CARBONO

Transcrição

1 REDEMAT REDE TEMÁTICA EM ENGENHARIA DE MATERIAIS UFOP CETEC UEMG Dissertação de Mestrado EFEITO DO NB NA CINÉTICA DE REVENIMENTO DE AÇOS DE BAIXO CARBONO Autora: Tahiana Francisca da Conceição Hermenegildo Orientador: Prof. Dr. André Barros Cota Ouro Preto, março de 2006

2 DISSERTAÇÃO DE MESTRADO Efeito do Nb na Cinética de Revenimento de Aços de Baixo Carbono Aluna: Tahiana Francisca da Conceição Hermenegildo Orientador: Prof. Dr André Barros Cota Dissertação de Mestrado apresentada ao Programa de Pós-Graduação em Engenharia de Materiais da REDEMAT, como parte integrante dos requisitos para a obtenção do título de Mestre em Engenharia de Materiais. Março de 2006

3 SUMÁRIO Lista de Figuras Lista de Tabelas Resumo Abstract iii vi vii viii Capítulo 1. INTRODUÇÃO 1 Capítulo 2. OBJETIVOS 4 CAPÍTULO 3. RELEVÂNCIA / JUSTIFICATIVA 5 CAPÍTULO 4. REVISÃO BIBLIOGRÁFICA Formação da Austenita Crescimento de Grão Austenítico Efeito dos elementos de liga na formação da austenita e na sua transformação Tratamentos térmicos de aços Tratamento térmico de têmpera Efeito dos elementos de liga na faixa de temperaturas de formação da martensita Mudanças estruturais no revenimento Efeito dos elementos de liga no revenimento Propriedades físicas e solubilidade dos precipitados de NbC na ferrita Nucleação dos precipitados de NbC na ferrita Solubilidade de NbC na ferrita Cinética de revenimento 27 CAPÍTULO 5. PROCEDIMENTO EXPERIMENTAL Materiais Tratamentos Térmicos Análise Metalográfica Propriedades Mecânicas 36 i

4 5.5. Avaliação da solubilidade dos precipitados Nb (C, N) 36 CAPÍTULO 6. RESULTADOS E DISCUSSÃO Tamanho de grão austenítico Amostras revenidas Dureza Vickers Microdureza Cinética de Revenimento 61 CAPÍTULO 7. CONCLUSÕES 69 CAPÍTULO 8. SUGESTÔES PARA TRABALHOS FUTUROS 71 REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS 72 ii

5 LISTA DE FIGURAS Figura Desenho esquemático de um diagrama TTT reverso para um aço eutetóide... 8 Figura Sítios preferenciais de formação da austenita... 8 Figura Diagrama de transformação no aquecimento contínuo (TAC) do aço em estudo, a partir de uma microestrutura inicial constituída de ferrita proeutetóide + perlita, onde é a ferrita proeutetóide, P é a perlita e é a austenita (Oliveira, 2005) Figura Tamanho de grão austenítico como uma função da temperatura de austenitização, para aços com grãos austeníticos finos e grosseiros (Krauss, 1990) Figura Diagramas TTT (tempo-temperatura-transformação) de um aço Figura 4.6. Estrutura cristalina do NbC (DeArdo et al., 1984) Figura Diagrama de fases binário Fe-Fe 3 C (Perrard, 2004) Figura Diagrama de fases binário Nb-C (Perrard, 2004) Figura Diagrama de fases binário Fe-Nb (Perrard, 2004) Figura Corte isotérmico a 800 o C do diagrama ternário Fe-Nb-C, na região rica em Fe (Perrard,2004) Figura Limite de solubilidade para as temperaturas 500 e 600 o C, calculados de %C=f(%Nb), usando a equação (4.4) Figura Evolução da dureza durante o revenimento para temperaturas diferentes variando entre 100ºC a 700ºC. HV 0, 2 dureza Vickers com carga de 0,2kg(Zhang,2004).. 29 Figura Influência da temperatura de revenimento sobre os valores da dureza (Zhang, 2004) Figura Evolução da razão de revenimento com o tempo e a temperatura de revenimento (Zhang, 2004) Figura Evolução da razão de revenimento com o tempo para várias temperaturas entre 300ºC a 600ºC: resultados experimentais e obtidos a partir da lei da cinética (Zhang,2004) Figura Fotomicrografias da amostra do aço I-Nb na condição como recebido da indústria, a) fotomicrografia ótica; b) fotomicrografia eletrônica de varredura. Ataque: nital2% Figura Esquema da montagem experimental no forno tubular com retorta de quartzo. 34 iii

6 Figura Fotomicrografias do aço I-Nb temperado a partir da temperatura de austenitização de 1100 o C. a) e b) MEV; ataque nital 2%. b) MO; ataque nital 2%. d) MO, contornos de grão austenítico; ataque com solução saturada de ácido pícrico Figura Fotomicrografias revelando os contornos de grão austenítico, para as temperaturas de austenitização do aço I: a) 950, b) 1000, c) 1050 d) 1075 o C. Ataque com solução saturada de ácido pícrico Figura Tamanho de grão austenítico em função da temperatura de austenitização Figura Fotomicrografias em a) e b) MEV e c) MO do aço I temperado a partir da temperatura de austenitização de 1075ºC. Ataque nital 2% Figura Fotomicrografia em MEV, aço I-Nb, das amostras revenidas à temperatura de 500ºC pelo intervalo de tempo de permanência de a) 300, b) 900, c) 1800, d) 3600s, e 600ºC pelo intervalo de tempo de permanência de e) 300, f) 900, g) 1800, h) 3600s Figura Fotomicrografia em MEV, aço I, das amostras revenidas à temperatura de 500ºC pelo intervalo de tempo de permanência de a) 300, b) 900, c) 1800, d) 3600s, e 600ºC pelo intervalo de tempo de permanência de e) 300, f) 900, g) 1800, h) 3600s Figura Dureza Vickers (HV) (carga de 20kgf) das amostras revenidas em função do tempo de revenimento, nas temperaturas de revenimento, para o aço I (semnb) Figura Dureza Vickers (HV) (carga de 20kgf) das amostras revenidas em função do tempo de revenimento, nas temperaturas de revenimento, para o aço I-Nb Figura Dureza Vickers das amostras revenidas do aço I (sem Nb) como uma função do parâmetro de revenimento Figura Dureza Vickers das amostras revenidas do aço I-Nb (com Nb) como uma função do parâmetro de revenimento Figura Influência da temperatura de revenimento na evolução da dureza vickers (HV) do aço I Figura Influência da temperatura de revenimento na evolução da dureza vickers (HV) do aço I-Nb Figura Microdureza Vickers (HV) (carga de 25gf) das amostras revenidas em função do tempo de revenimento, nas temperaturas de revenimento, para o aço I Figura Microdureza Vickers (HV) (carga de 25gf) das amostras revenidas em função do tempo de revenimento, nas temperaturas de revenimento, para o aço I-Nb Figura Distribuição da microdureza para temperatura de 500ºC e intervalos de tempo de 300, 900, 1800 e 3600s, para o aço I-Nb e I iv

7 Figura Distribuição da microdureza para temperatura de 600ºC e intervalos de tempo de 300, 900, 1800 e 3600s, para o aço I-Nb e I Figura Razão de revenimento em função do tempo de revenimento para os aços I Figura Razão de revenimento em função do tempo de revenimento para os aços I-Nb Figura Razão de revenimento para o aço I, valores experimentais e calculados com a lei de cinética de revenimento, com uma função do tempo de revenimento Figura Razão de revenimento para o aço I-Nb, valores experimentais e calculados com a lei de cinética de revenimento, com uma função do tempo de revenimento Figura Diagrama de fases temperatura como uma função da % em peso de C para duas isopléticas de Nb: 0,02% (linha contínua) e 0,1% (linha tracejada).(huang, 1990) v

8 LISTAS DE TABELAS Tabela 4.1. Valores de coeficiente de partição para alguns elementos de liga Tabela 5.1. Composição química do aço (% em peso) Tabela 6.1. Quantidade de Nb em solução na austenita em função da temperatura de austenitização (Honeycombe, 1995) Tabela 6.2. Valores da microdureza (MicroHV) e dureza Vickers (HV) das amostras temperadas e recozidas Tabela 6.3. Valores da dureza (HV) e microdureza Vickers (MicroHV) das amostras Revenidas Tabela 6.4. Parâmetros da cinética de revenimento obtidos para os aços I-Nb e I Tabela 6.5. Coeficientes de difusão Fe, Nb e C na ferrita vi

9 RESUMO Os efeitos da temperatura e do tempo sobre a cinética de revenimento foram estudados, utilizando chapas de um aço baixo carbono e microligado, contendo Nb (0,031%), e de outro com composição química similar, porém, sem Nb. A lei de cinética de revenimento foi estudada pela equação de Johnson, Mehl e Avrami, a partir da variação da dureza Vickers das amostras revenidas com a temperatura e com o tempo de revenimento para os dois aços. Estas chapas foram submetidas a uma rotina de processamento de austenitização e têmpera, seguido de revenimento a diferentes temperaturas (300, 400, 500 e 600 o C) e diferentes intervalos de tempo (300, 900, 1800 e 3600s). As características microestruturais das amostras temperadas e revenidas foram avaliadas através de microscopia ótica e eletrônica de varredura. A microestrutura das amostras temperadas dos aços com e sem Nb é constituída essencialmente de martensita e bainita com morfologia acicular (ferrita bainítica), com durezas Vickers (carga de 20kgf) de 445 e 469, respectivamente. Para o aço sem Nb verificou-se que a dureza praticamente não variou com o tempo de revenimento para a temperatura de revenimento de 600 o C e que a dureza tende a saturar para altos tempos de revenimento, para as diferentes temperaturas de revenimento utilizadas. Para o aço com Nb, observou-se uma maior resistência ao revenimento para as temperaturas de revenimento de 500 e 600 o C, associada à precipitação de partículas de carbonetos de Nb muito finos e disperso na ferrita. A energia de ativação para o aço sem Nb é de 130kJ/mol e pode-se inferir que o mecanismo que limita a cinética de revenimento do aço sem Nb é a difusão intersticial do carbono na ferrita. Para o aço com Nb a energia de ativação é de 180kJ/mol e pode-se inferir que o mecanismo que limita a cinética de revenimento é a difusão do Nb na ferrita. vii

10 Abstract The effect of temperature and time on the tempering kinetics was studied by using a low carbon steel microalloyed with Nb (0,031) and another with a similar chemical composition, however without Nb. The kinetics law of tempering was studied by the Jonhson-Mehl-Avrami equation, following the Vickers hardness variation with temperature and time, for both steels. The samples were submitted the austenitization and quench process, followed by tempering at different temperatures (300, 400, 500, 600ºC) and different times (300, 900, 1800, 3600s). The microstructural characteristics of the quenched and tempered samples were evaluated through light microscopy and electron scanning microscopy. The microstructure of the quenched steel samples with and without Nb is composed essentially at martensite and bainite with acicular morphology (bainitic ferrite), with Vickers hardness (load 20kgf) of 445 and 469, respectively. The hardness of the steel without Nb did not change with the tempering time at 600ºC and tends to saturate at high tempering times, for the different tempering temperatures used. For the tempering temperatures of 500 and 600ºC, the steel with Nb has a greater tempering resistance and this effect is associated to the precipitation very fine NbC particles dispersed in ferrite matrix. The activation energy of the steel without Nb is 130kJ/mol and the mechanism that controls the tempering kinetics of this steel is the interstitial diffusion of carbon in the ferrite. In the steel with Nb the activation energy is 180kJ/mol and the mechanism that controls the tempering kinetics is the Nb diffusion in the ferrite. viii

11 CAPÍTULO 1. INTRODUÇÃO Na última década, o aumento na demanda de aços com alta resistência mecânica, elevada tenacidade à baixa temperatura e boas características de soldabilidade, levaram a um maior desenvolvimento dos aços microligados (aços de alta resistência e baixa liga: aços ARBL). Estes aços são utilizados na indústria automobilística na fabricação de chapas para a construção naval, vasos de pressão e de tubos de grande diâmetro para o transporte de gás e óleo em regiões de temperatura sub-zero. A microestrutura e as propriedades mecânicas destes aços resultam de uma combinação adequada de composição química, de tratamento termomecânico e, em alguns casos, de um posterior tratamento térmico. As chapas de aços temperados e revenidos apresentam uma alta resistência e uma boa tenacidade e são largamente usadas para a fabricação de peças estruturais de máquinas (Weiss, 1993; Mintz, 1997). Os aços de médio carbono e baixa liga são tradicionalmente usados em estruturas que demandam alta resistência e tenacidade. Embora o carbono seja o principal elemento usado para aumentar a resistência destes aços, sabe-se que o mesmo reduz a soldabilidade e a tenacidade quando acima de uma certa quantidade. Uma alternativa é utilizar aços com menores conteúdos de carbono e microligados. O Nb, usado como microligante, se solubilizado na austenitização, irá precipitar durante o revenimento, melhorando as propriedades mecânicas sem afetar a soldabilidade (Rees, 1995). Tanto no processo de têmpera direta quanto no processo de reaustenitização e têmpera, a composição química e a temperatura de austenitização são os fatores mais importantes que influenciam a microestrutura das chapas de aço como temperada e as propriedades mecânicas subseqüentes obtidas após o revenimento. Estes fatores estão inter-relacionados com o tamanho de grão austenítico e com o estado dos elementos de liga na reaustenitização (dissolvidos ou na forma de precipitados). Portanto, as propriedades mecânicas das chapas temperadas e revenidas são uma função do tamanho de grão austenítico e da cinética de revenimento (Mintz, 1997). Quando chapas de aços processados termomecanicamente são resfriadas ao ar (microestrutura típica contendo ferrita, perlita e/ou bainita) e se deseja produzir microestruturas martensíticas, 1

12 faz-se necessário submetê-las ao tratamento térmico de têmpera. Após quase todos os tratamentos térmicos de têmpera realiza-se o tratamento térmico de revenimento e, dependendo da temperatura e do tempo de revenimento, a dureza de um aço temperado e revenimento pode variar desde o valor máximo da martensita até o valor mínimo associado com a estrutura de carbonetos coalescidos (Krauss, 1990). A martensita do aço, resultante da transformação atérmica ou adifusional da austenita, é uma solução supersaturada de carbono em ferro alfa e tem exatamente a mesma composição química da matriz austenítica. A dureza da martensita varia pouco com a presença de elementos de liga no aço, que são adicionados apenas com a finalidade de retardar o início da transformação difusional da austenita (austenita ferrita + perlita), deslocando as curvas de transformação para tempos mais longos. A principal causa da alta resistência mecânica (dureza) da martensita é a distorção do retículo do Fe, causada pelos átomos de carbono aprisionados nos sítios intersticiais octaédricos no retículo tetragonal de corpo centrado (endurecimento por solução sólida), que faz com que o movimento das discordâncias seja muito difícil. Também contribui para a alta resistência da martensita a sua subestrutura, relacionada com a alta densidade de discordâncias. Assim, a estrutura martensítica é dura, mas também frágil e sua estrutura é altamente instável. Um tratamento térmico de revenimento se faz necessário para reduzir a fragilidade da martensita, ou seja, aumentar a tenacidade de aços com microestrutura martensítica. As mudanças microestruturais responsáveis pelas mudanças nas propriedades no revenimento são ativadas termicamente e, portanto, dependem tanto da temperatura quanto do tempo (Krauss, 1990). Estudos recentes têm comparado, através da influência dos elementos de liga V, B e Ti e de parâmetros de processo, as propriedades mecânicas e as estruturas de chapas de aços revenidos, obtidas por laminação a quente e têmpera direta e reaustenitização e têmpera. Outros trabalhos têm descrito o efeito da precipitação do Cu e de partículas de Nb (C, N) na matriz dos aços HSLA classe 100 durante o processo de revenimento sobre as propriedades mecânicas como função da temperatura (Dhua, 2001). Com relação ao elemento de liga Nb, existem poucos relatos de sua influência nas propriedades mecânicas de chapas de aços revenidos (Cota, 2003). Portanto, faz-se necessário um estudo da influência do Nb sobre as propriedades mecânicas e as estruturas de chapas de 2

13 aços revenidos. Este estudo justifica-se tanto pelo aspecto tecnológico de sua aplicação, quanto pelo aspecto acadêmico, que vem completar as pesquisas em desenvolvimento sobre a influencia dos elementos de liga e dos parâmetros de processo sobre as propriedades e estruturas de aços temperados e revenidos. 3

14 CAPÍTULO 2. OBJETIVOS Este trabalho tem como objetivos: Analisar os efeitos da temperatura e do tempo sobre a microestrutura e propriedades mecânicas de chapas revenidas de um aço microligado, contendo Nb (0,031%), e de outro com composição similar sem Nb. Estudar cinética de revenimento através da variação da dureza Vickers das amostras revenidas com a temperatura e com o tempo de revenimento para os dois aços Procurar correlacionar a cinética com a quantidade de Nb em solução antes da têmpera e com as energias de ativação em um comportamento do tipo Arrhenius. 4

15 CAPÍTULO 3. RELEVÂNCIA / JUSTIFICATIVA Recentes estudos têm comparado, através da influência dos elementos de liga V, B e Ti e de parâmetros de processo, as propriedades mecânicas e as estruturas de chapas de aços revenidos, obtidas por laminação a quente e têmpera direta e reaustenitização e têmpera. Com relação ao elemento de liga Nb, existem poucos relatos na literatura da sua influência, o que justifica o estudo da influência do Nb sobre a cinética de revenimento. Este estudo justifica-se tanto pelo aspecto tecnológico de sua aplicação, quanto pelo aspecto acadêmico, que vem completar as pesquisas em desenvolvimento sobre a influência dos elementos de liga e dos parâmetros de processo sobre as propriedades e estruturas de aços temperados e revenidos. Tecnologicamente, é de grande interesse a caracterização microestrutural de aços temperados e revenidos microligados com Nb, pois as chapas destes aços apresentam uma alta resistência e uma boa tenacidade e são largamente usadas para a fabricação de peças estruturais de máquinas. Além disso, o Brasil é o maior produtor mundial de Nb e tem uma das maiores reservas de minério de Nb do mundo. 5

16 CAPÍTULO 4. REVISÃO BIBLIOGRÁFICA 4.1. Formação da Austenita A formação da austenita ocorre na maioria dos tratamentos térmicos dos aços. O fenômeno de austenitização tem sido estudado por alguns pesquisadores, que procuram desenvolver modelos para explicar a cinética de austenitização no aquecimento isotérmico e não isotérmico. A maneira pela qual a austenita se forma em um dado aço depende fortemente da microestrutura (s) (perlítica, martensítica, ferrítica, ferrita + perlita), presente antes do tratamento térmico de reaustenitização (Krauss, 1990). A transformação denominada de reaustenitização é de grande importância nos processamentos termomecânicos dos aços, pois estes normalmente são aquecidos à temperatura correspondente ao campo austenítico, ou seja, durante os processos de têmpera, recozimento, normalização, laminação controlada, laminação a quente ou soldagem, o campo austenítico normalmente pode ser atingido. A condição inicial da austenita influencia o desenvolvimento da microestrutura final e, conseqüentemente, as propriedades mecânicas finais do aço. Assim, o comportamento e as propriedades mecânicas dos aços dependem não somente da natureza da decomposição da austenita no resfriamento contínuo (a fase final do aço), mas também da cinética de reaustenitização, ou seja, se a fase austenítica é homogênea ou heterogênea, de seu tamanho de grão, da taxa de aquecimento, presença de inclusões não metálicas, distribuição das fases, etc. (Brooks, 1992; Caballero, 2001). O processo de formação da austenita nos aços pode ser acompanhado por transformação isotérmica de uma dada microestrutura inicial em austenita em função do tempo, para uma série de temperaturas na região intercrítica (ferrita + austenita) em dado aço. A partir deste procedimento são construídos os diagramas tempo-temperatura-transformação (TTT) para a formação da austenita (Brooks, 1992). Nas transformações de fase no estado sólido a maioria das reações não ocorre de forma instantânea devido a obstáculos que tornam a reação dependente do tempo, ex. (estrutura cristalina diferente e ou formação de uma nova fase) e são processos que normalmente ocorrem por nucleação e crescimento da nova fase (Krauss, 1990; Karmazin, 1994). 6

17 A primeira etapa na transformação de fase é a nucleação da nova fase, onde são formados os núcleos, preferencialmente em imperfeições, como contornos de grãos e heterogeneidades intragranulares. O primeiro núcleo formado requer um tempo maior de incubação. O estágio seguinte é o crescimento destes núcleos (Krauss, 1990). As curvas de início e fim de formação da austenita não apresentam a forma em C, como ocorre, por exemplo, para a formação da perlita a partir da austenita. Esta forma em C é devido à dependência das taxas de nucleação e crescimento da perlita com a temperatura. À medida que a temperatura decresce, as taxas de nucleação e crescimento aumentam, pois aumenta a diferença de energia livre entre a perlita e a austenita, aumentando assim a força motriz termodinâmica para a transformação. Entretanto, a temperaturas suficientemente baixas, este acréscimo na força motriz termodinâmica é compensado pelo decréscimo da mobilidade atômica. Sendo assim, as taxas de nucleação e crescimento passam por um valor máximo a uma temperatura intermediária (Brooks, 1992). Na formação da austenita, à medida que a temperatura aumenta, aumenta a força motriz termodinâmica para a transformação, aumentando a taxa de formação da austenita. Mas o aumento da temperatura também provoca o aumento da mobilidade atômica e, conseqüentemente, as taxas de nucleação e crescimento aumentam continuamente com a temperatura (Brooks, 1992). O diagrama TTT para a reaustenitização tem a forma de um meio C. Então, o intervalo de tempo necessário para a formação da austenita decresce monotonicamente com o aumento da temperatura (Akbay, 1994). A figura 4.1 mostra esquematicamente um diagrama TTT reverso para a formação da austenita a partir de um aço com composição próxima a eutetóide, ou seja, a partir de uma estrutura inicial perlítica. A transformação de fase é principalmente controlada pelo tempo e temperatura, sendo a temperatura mais importante no controle da cinética de reações no estado sólido já que influencia a velocidade de difusão (Krauss, 1990; Kaldor, 1995). Na figura 4.2 são mostrados, de forma esquemática, os sítios preferenciais de nucleação da austenita, para 3 (três) microestruturas diferentes. Na microestrutura constituída de ferrita, a nucleação da austenita ocorre preferencialmente no contorno de grão da ferrita. Na microestrutura esferoidizada a austenita inicia sua formação na 7

18 interseção entre os contornos de grãos de ferrita e as partículas de cementita. A nucleação da austenita na microestrutura perlítica tem início nas interfaces das lamelas da ferrita e da cementita. A perlita forma uma austenita contendo 0,8%C a partir da ferrita (0,02%) e da cementita (6,67%) (Krauss, 1990). T (ºC) Início de formação da austenita Final de formação da austenita 727ºC t (s) Figura Desenho esquemático de um diagrama TTT reverso para um aço eutetóide (Akbay. 1994). Austenita Carboneto Ferrita Esferoidita Perlita Figura Sítios preferenciais de formação da austenita. 8

19 A formação da austenita a partir de uma estrutura martensítica de um aço carbono se dá segundo a formação de duas morfologias: uma estrutura equiaxial que tende a se formar nos contornos de grãos austeníticos prévios e outra acicular (ripas e agulhas), cuja nucleação se dá entre as ripas de martensita (Krauss, 1990; Kudryakov, 1998). A formação da austenita no aquecimento contínuo pode ser acompanhada através dos chamados diagramas TAC (Transformação no Aquecimento Contínuo). Esses diagramas são gráficos semilogarítmicos tempo-temperatura-transformação, que mostram a variação das temperaturas críticas de transformação em função da taxa de aquecimento do aço (García de Andrés, 2002; Oliveira, 2005). A figura 4.3 mostra um diagrama TAC para um aço baixo carbono, microligado com Nb (Oliveira, 2005), com a composição (% em peso): 0,15C; 1,42Mn; 0,37Si; 0,052Al; 0,023P; 0,009S; 0,031Nb; 0,0042.N Crescimento de Grão Austenítico A austenita se forma por um processo de nucleação e crescimento. Os grãos austeníticos nucleiam em diversos sítios preferenciais e crescem. A partir de um determinado momento, quando todos os grãos austeníticos se encontram, a microestrutura inicial é completamente transformada em austenita. Neste momento, a austenita possui um tamanho de grão austenítico inicial (Brooks, 1992). No processo de reaustenitização, a formação da austenita e o seu tamanho de grão são aspectos vitais de muitos tratamentos térmicos, como a têmpera e revenimento. Os fatores que afetam o tamanho de grão austenítico são o tempo de austenitização, a temperatura de austenitização e presença de elementos de liga como Al, Nb, V, Ti, que são fortes formadores de carbonetos e nitretos. 9

20 tx a (ºC/s): , Ac 3 γ 800 α + γ T (ºC) 700 Af i Ac1 α + P α + P + γ t (s) Figura Diagrama de transformação no aquecimento contínuo (TAC) do aço em estudo, a partir de uma microestrutura inicial constituída de ferrita proeutetóide + perlita, onde é a ferrita proeutetóide, P é a perlita e é a austenita (Oliveira, 2005). 10

21 À medida que o material é mantido, por um certo intervalo de tempo, a temperaturas suficientemente altas, os grãos começam a crescer, sendo que os grãos maiores crescem às custas dos menores, através do movimento dos contornos de grãos. A força motriz para esse crescimento de grão é a redução da área de contorno de grão por unidade de volume no material. Quando um contorno de grão em movimento encontra uma partícula de segunda fase, seu movimento é bloqueado. O local na região de contato com a partícula tem o contorno entre dois grãos substituído por uma interface entre a partícula e a matriz austenítica. Então, a energia do sistema é alterada, tornando-se maior com o movimento do contorno de grão. Conseqüentemente, na região de contato com a partícula, o contorno de grão resiste ao movimento (Brooks, 1992) Efeito dos elementos de liga na formação da austenita e na sua transformação À medida que elementos de liga são adicionados, o domínio da austenita pode se expandir ou contrair, facilitando ou dificultando a formação da austenita, modificando a posição relativa dos contornos nos diagramas de fases de equilíbrio, alterando as linhas A cm e A c3, podendo ser necessário maior ou menor quantidade de calor para formação da austenita (Honeycombe, 1995). Os aços podem apresentar grãos austeníticos grosseiros ou finos. Aços que possuem uma microestrutura austenítica refinada são geralmente ligados com elementos que têm uma forte tendência a formar finos carbonetos e nitretos, tais como Ti, V e Nb. Esses elementos combinam com o carbono e o nitrogênio presentes nos aços e formam precipitados finamente dispersos, que não se dissolvem às temperaturas normais de reaquecimento, inibindo o crescimento dos grãos austeníticos durante o reaquecimento e favorecendo a obtenção de grãos austeníticos bem finos. Aços desoxidados com alumínio também apresentam finos precipitados de nitretos de alumínio, que inibem o crescimento de grão austenítico (Krauss, 1990). Os efeitos das adições de nióbio e Ti sobre as propriedades mecânicas são similares, aumentando a resistência mecânica e a tenacidade à baixa temperatura (Manohar et al 1996; Abe et al 1985; Rees et al 1994). 11

22 A figura 4.4 mostra o tamanho de grão austenítico como uma função da temperatura de austenitização para vários tipos de aços. Em temperaturas acima da temperatura de crescimento anormal de grão, as partículas de segunda fase coalescem e aumentam de tamanho, perdendo a capacidade de inibir o crescimento de grão austenítico. Em temperaturas mais elevadas, os precipitados são dissolvidos, o que provoca um rápido crescimento de grão, produzindo tamanho de grão anormal (Krauss, 1990). Tamanho de grão austenítico (n ASTM) Grãos finos Grãos grosseiros Temperatura de crescimento anormal de grão Temperatura de austenitização (ºF) Figura Tamanho de grão austenítico como uma função da temperatura de austenitização, para aços com grãos austeníticos finos e grosseiros (Krauss, 1990). Nos aços-carbono planos, o tamanho de grão austenítico final depende da taxa de aquecimento através da região bifásica (entre Ac 1 e Ac 3 ) e da temperatura de austenitização, por meio de uma competição entre a taxa de nucleação e a taxa de crescimento de grão, 12

23 durante o aquecimento e posterior tempo de encharque. Nos aços microligados contendo Ti, V e Nb, a temperatura abaixo da qual o crescimento anormal de grão é inibido pela presença de finos precipitados, é chamada de temperatura de crescimento anormal de grão, e depende da taxa de aquecimento, sendo menor para taxas de aquecimento maiores. A taxa de aquecimento sob a qual o crescimento anormal de grão é observado, é chamada de taxa de aquecimento crítica, e seu valor diminui com o aumento da temperatura de austenitização (Danon, 2003). É importante determinar se a austenitização foi completa ou não, se a austenita é homogênea ou heterogênea, pois na transformação da austenita heterogênea em outras fases no resfriamento contínuo, os carbonetos residuais não dissolvidos ou áreas ricas em carbono na austenita, afetam a temperabilidade do aço, resultando em uma microestrutura multifásica Tratamentos térmicos dos aços A resistência dos aços resulta de vários fenômenos que, em regra, contribuem coletivamente para as propriedades mecânicas observáveis. Os tratamentos térmicos dos aços têm por objetivo de gerar microestruturas diferentes, de modo a conseguir o balanço pretendido de propriedades mecânicas. Felizmente, a transformação da austenita em ferrita permite obter grandes variações de microestrutura, pelo que, mesmo nos aços carbonos, se pode cobrir uma larga gama de propriedades mecânicas. O recurso a elementos de liga metálicos, os quais além de tudo o mais influencia a transformação, torna possível um controle ainda maior da microestrutura, com os conseqüentes benefícios nas propriedades mecânicas (Honeycombe, 1995). Quando chapas de aços processados termomecanicamente são resfriadas ao ar (microestrutura típica contendo ferrita, perlita e/ou bainita) e se deseja produzir microestruturas martensíticas, faz-se necessário submetê-las ao tratamento térmico de reaustenitização e têmpera. Após quase todos os tratamentos térmicos de têmpera realiza-se o tratamento térmico de revenimento e, dependendo da temperatura e tempo de revenimento, a dureza de um aço temperado e revenido pode variar desde o valor máximo da martensita até o valor mínimo associado com a estrutura de carbonetos coalescidos (Krauss, 1990). 13

24 Tratamento térmico de têmpera A reação martensítica nos aços ocorre, por regra, atermicamente, quer dizer, num intervalo de temperatura durante o resfriamento, podendo definir-se com precisão esse intervalo para um dado aço. A reação começa à temperatura de início da martensita, M i, esta temperatura pode variar entre valores afastados, desde de 500ºC até temperaturas inferiores a ambiente, conforme a concentração, no aço, de elementos de liga estabilizadores da austenita. Uma vez atingida a temperatura M i, a transformação prossegue durante o resfriamento, até que cessa a uma temperatura designada por M f. A esta temperatura toda a austenita deveria estar transformada em martensita, mas freqüentemente observa-se que uma pequena porcentagem de austenita não se transforma, denominada de austenita retida ou residual. Em alguns aços fortemente ligados, em que a temperatura M f é bastante inferior à ambiente, a fração em volume de austenita retida pode ser muito grande. Para que ocorra a reação martensítica é, em geral, necessário resfriar rapidamente o aço de modo que a austenita metaestável se transforme em martensita, em um processo adifusional. A velocidade de resfriamento tem de ser suficientemente alta para suprimir a decomposição da austenita em ferrita e perlita por processos difusionais a alta temperatura, bem como a reação bainítica. A velocidade de resfriamento requerida depende muito dos elementos de liga presentes no aço, sendo, em geral, tanto mais baixa quanto maior for a concentração total desses elementos (Honeycombe, 1995). Como na têmpera o constituinte final desejado é a martensita, o objetivo desta operação, sob o ponto de vista de propriedades mecânicas, é o aumento do limite de resistência do aço e, conseqüentemente, de sua dureza, avaliada como uma função da profundidade da chapa ou peça. A martensita do aço, resultante da transformação atérmica ou adifusional da austenita, é uma solução supersaturada de carbono em ferro alfa e tem exatamente a mesma composição química da matriz austenítica (Krauss, 1990). Um tratamento térmico de revenimento se faz necessário, para reduzir a fragilidade da martensita, ou seja, aumentar a tenacidade de aços com microestrutura martensítica. As mudanças microestruturais responsáveis pelas variações das propriedades mecânicas no 14

25 revenimento são ativadas termicamente e, portanto, dependem tanto da temperatura quanto do tempo de revenimento (Krauss, 1990; Mintz, 1997; Honeycombe, 1995). Um aço na fase austenítica resfriado lentamente se transforma em ferrita mais carboneto, como mostrado na figura 4.5. Mas se o aço for submetido a uma alta taxa de resfriamento (têmpera), os átomos de carbono não terão tempo suficiente para que ocorra difusão entre as celas do ferro, formando a martensita, que é uma fase instável. A martensita é formada abaixo da temperatura eutetóide, mas acima da temperatura ambiente (Kozar, 1994). Diagrama de transformação tempo-temperatura (TTT) Temperatura ( o C) Perlita Bainita M i Tempo (s) Figura Diagramas TTT (tempo-temperatura-transformação) de um aço

26 Efeito dos elementos de liga na faixa de temperatura de formação da martensita A dureza da martensita varia pouco com a presença de elementos de liga no aço, que são adicionados apenas com a finalidade de retardar o início da transformação difusional da austenita (austenita ferrita + perlita), deslocando as curvas de transformação para tempos mais longos. Alguns elementos de liga têm a função de atrasar a expulsão do carbono da rede austenítica, para que, mesmo no núcleo de peças com seções maiores, ainda se forme martensita, total ou parcialmente, e o aço fique ainda mais duro em toda a seção (totalmente temperado) (Scheer, 1977). As temperaturas de início e de fim da transformação da martensita sofrem influência de alguns elementos de liga como Mn e Cr que podem abaixar as temperaturas da reação martensítica, a ponto de evitar sua formação total. O Co aumenta a temperatura de início de formação da martensita. Quanto à influência sobre a temperatura de fim de formação da martensita, aparentemente é a mesma por parte de vários elementos de liga. A temperatura de fim de transformação da martensita é muito importante, pois representa a eliminação total da austenita, de modo que se houver condições para a mesma não ser atingida, ficará certa quantidade de austenita retida (Scheer, 1977) Mudanças estruturais no revenimento O revenimento é um tratamento térmico no qual é submetido o aço temperado, ou seja, com estrutura martensítica, com o objetivo de aumentar a sua tenacidade (Novikov, 1994). É conveniente salientar que, em muitos aços, a reação martensítica não se completa na têmpera, originando quantidades variáveis de austenita retida, a qual não permanece estável durante o processo de revenido. Além disto, dependendo da taxa de resfriamento utilizada no processo de têmpera e dos elementos de liga presentes no chapa ou peça de aço, a microestrutura final pode conter o constituinte bainita, além de martensita e austenita retida. O aquecimento da martensita permite a reversão do reticulado instável ao reticulado estável cúbico centrado, produz reajustamentos internos que aliviam as tensões e, além disso, uma 16

27 precipitação de partículas de carbonetos que crescem e se aglomeram, de acordo com a temperatura e com o tempo. A estrutura martensítica é metaestável e sua instabilidade se deve (Krauss, 1990): À supersaturação de átomos de carbono no retículo cristalino tetragonal de corpo centrado da martensita, que é a força motriz para a formação de carbonetos; À energia de deformação associada com a estrutura de discordância ou maclas da martensita, que é a força motriz para o processo de recuperação; À energia interfacial associada com a alta densidade de contornos de ripas ou placas, que é a força motriz para o crescimento do grão da matriz ferrítica; A austenita residual presente na estrutura, que é a força motriz para a transformação da austenita na mistura ferrita + carboneto. Tempo e temperatura são dois parâmetros críticos no revenimento, sendo que as temperaturas utilizadas sempre são menores que a temperatura de transformação eutetóide; usualmente, utiliza-se a faixa de 150 a 700ºC. Se o aço for aquecido a temperaturas abaixo de 100ºC, não ocorrerão modificações microestruturais importantes, porque a temperatura ambiente não proporciona energia suficiente para dar mobilidade ao carbono (Krauss, 1990). Conforme a temperatura de revenimento, verificam-se as seguintes transformações (Krauss, 1990). Em aços médio carbono, para uma faixa de 150 a 200ºC de temperatura de revenimento, é produzido uma modesta melhora na tenacidade, pois promove pequenas modificações estruturais como precipitação de carboneto-ε (Fe 3 C com estrutura hexagonal) e alívio de tensões residuais. Este seria o primeiro estágio de revenimento. Nas temperaturas entre 250 e 400ºC, com o aparecimento de ferrita nos limites entre a martensita de baixo carbono e o carboneto-ε e com uma progressiva transformação do carboneto em cementita (Fe 3 C com estrutura ortorrômbica). Neste segundo estágio, a microestrutura ainda mantém o seu aspecto acicular. O terceiro estágio do revenimento ocorre acima de 400ºC, com uma separação completa da ferrita e da cementita. Com a elevação da temperatura até 700ºC, há 17

28 tendência para o crescimento dos grãos de ferrita e esferoidização das partículas de cementita. Somente nos aços contendo Ti, Cr, Mo, V, Nb, ou W, há precipitação de carbonetos de liga; entre 500 e 600ºC, a transformação é chamada de endurecimento secundário ou 4º estágio do revenimento. A principal transformação no processo de revenimento dos aços é a decomposição da martensita em ferrita + precipitados de carbonetos. Dependendo da temperatura e do tempo de duração do revenimento, a decomposição da martensita ocorre através dos estágios de préprecipitação, precipitação de carbonetos intermediários metaestáveis, precipitação da cementita e coalescimento dos precipitados (Novikov, 1994, Scheer, 1977). A variação da dureza nas amostras de aço no processo de revenimento é uma função do tempo. Inicialmente verifica-se uma rápida redução de dureza das amostras, seguida de uma estabilização, ou seja, a dureza torna-se independente do tempo. Isto se deve à formação de ferrita da estrutura martensítica e da austenita retida (Vijayalakshmi, 1999) Efeito dos elementos de liga no revenimento Há algum tempo, acreditava-se que a retenção da austenita a sua subseqüente decomposição durante o revenimento eram a única causa do retardamento do amaciamento do aço ou do chamado "endurecimento secundário" ou "dureza secundária". De fato, uma grande quantidade de austenita retida pode causar um endurecimento do aço por ocasião do revenimento. Atualmente, admite-se que o endurecimento secundário é causado também pela precipitação de uma dispersão de carbonetos de elementos de liga extremamente finos. Esta precipitação ocorre a altas temperaturas durante o revenimento. A resistência mecânica a alta temperatura depende fortemente da composição química e da microestrutura do aço. Neste sentido, os principais elementos de liga presentes no aço resistentes a alta temperaturas são Cr, Ni, Mo, Nb e/ou V. Segundo Assefpour-Dezfuly (Assefpour, 1990) uma microestrutura do tipo acicular (mistura de ferrita acicular, bainita, 18

29 martensita e ferrita poligonal), combinada com endurecimento secundário por precipitação (resultante da presença de V e/ou Nb) é necessária para garantir propriedades mecânicas superiores a altas temperaturas. A adição de elementos de liga nos aços tem também implicações na formação de carbonetos. Alguns dos elementos estabilizadores da ferrita apresentam também forte afinidade para formação de carbonetos. Dentre estes elementos os mais relevantes são, por ordem crescente da sua afinidade para o carbono: Cr,W, Mo,V, Ti, Nb, Ta e Zr (Assefpour, 1990). Alguns dos carbonetos formados não contêm Fe, como, ex: Cr 7 C 3, VC e Mo 2 C. Os aços rápidos e os aços-ferramenta para trabalho a quente contêm normalmente três tipos de carbonetos: M 6 C, M 23 C 6 e MC (em que M representa um qualquer dos elementos com forte afinidade para o carbono) (Assefpour, 1990). A estabilidade dos carbonetos depende da presença de outros elementos no aço; esta estabilidade depende do coeficiente de partição do elemento de liga em questão entre a matriz e a cementita; o coeficiente de partição é definido como sendo o quociente das percentagens em peso do elemento em questão em cada uma das fases. A título de exemplo apresentam-se alguns valores de coeficientes de partição na tabela abaixo. Tabela 4.1. Valores de coeficiente de partição para alguns elementos de liga (Assefpour, 1990) Al Cu P Si Co Ni W Mo Mn Cr V Ti Nb Ta ,2 0, ,4 28 Valores ainda maiores Nota-se que o Mn, que é um elemento com fraca afinidade com o carbono, é, no entanto, fortemente estabilizador dos carbonetos. Na prática, o elemento estabilizador de carbonetos mais freqüentemente utilizado é o Cr. Sendo assim, a presença de elementos com forte afinidade pelo carbono como o Cr, Mo e Nb pode causar endurecimento secundário quando o metal é submetido a temperaturas suficientemente altas. Após o revenimento na faixa de temperatura entre 400 a 600ºC, as mudanças microestruturais referem-se, em geral a morfologia e distribuição das segundas fases presentes. Isto decorre de 19

30 uma série de fenômenos metalúrgicos que podem ocorrer isoladamente ou em conjunto nesta faixa de temperatura, por exemplo, dissolução de carbonetos metaestáveis, crescimento e esferoidização de precipitados, poligonização, entre outros os quais são descritos detalhadamente por Honeycombe. Após o tratamento a 600ºC as modificações microestruturais podem ser mais acentuadas devido à formação de precipitados no interior das placas de ferrita e/ou dos veios de ferrita que envolvem contornos de grãos austeníticos prévios. Segundo Honeycombe (Honeycombe, 1995), para a maioria dos elementos com forte afinidade pelo carbono, como o Cr, Mo, Nb, etc, as temperaturas requeridas para a ocorrência do endurecimento secundário situam-se entre 500 e 600ºC. Desta forma, espera-se que o aquecimento a 600ºC resulte na formação de precipitados muito finos (identificáveis somente por microscopia eletrônica de transmissão) e dispersos na estrutura, que podem causar aumento da dureza Propriedades físicas e solubilidade dos precipitados de NbC na ferrita O NbC tem densidade de 7,78g/cm 3, ponto de fusão de 3600 o C (Lyakishev et al., 1984), dureza Vickers de 1800 e módulo de Young de 580GPa (Holleck, 1986). O volume molar do NbC (13,39cm 3 /mol) é de aproximadamente duas vezes o volume molar da ferrita (7,105cm 3 /mol) (Gladman, 1997). A estrutura cristalina do NbC é similar a do NaCl, cúbica de face centrada, com parâmetro de rede de 4,47 Å. Esta estrutura é mostrada na figura 4.6 (DeArdo et al., 1984) Nucleação dos precipitados de NbC na ferrita A precipitação pode ser descrita como ocorrendo em três estágios idealizados: nucleação, crescimento e coalescimento. Durante a nucleação, um aumento no número de precipitados toma lugar devido à supersaturação da solução sólida. Quando a taxa de nucleação torna-se elevada, a nucleação pára e os precipitados começam a crescer. Durante o estágio de crescimento os raios das partículas nucleadas crescem, enquanto o número de partículas permanece constante. Finalmente, quando a supersaturação aproxima-se de zero, a única força 20

31 motriz que permite o sistema evoluir é a redução da superfície total de precipitados. Este mecanismo resulta no crescimento dos precipitados maiores a expensas dos menores; mecanismo de coalescimento, que reduz o número de precipitados. Figura.4.6. Estrutura cristalina do NbC (DeArdo et al., 1984). A maioria dos estudos sobre a precipitação dos carbonetos de Nb na ferrita tem mostrado que os precipitados nucleiam em defeitos da microestrutura: predominantemente nas discordâncias e também nos contornos e junções de grãos (Kestenbach, 1997). Muitos modelos também tratam o estágio de crescimento dos precipitados que nuclearam heterogeneamente nas discordâncias como se nucleassem homogeneamente. Portanto, o crescimento dos precipitados é limitado pela difusão do soluto no volume através das discordâncias. Durante o estágio de coalescimento ocorre à troca de soluto entre os diferentes precipitados presentes, de acordo com os seus respectivos tamanhos a difusão do soluto pode ocorrer via volume e/ou via discordância (Perrard, 2004). 21

32 Na precipitação do NbC o coeficiente de difusão do carbono na ferrita tem pouco influência sobre a cinética de precipitação, considerando o fato de que ele é muito superior ao coeficiente de difusão do Nb na ferrita. A 600 o C o coeficiente de difusão em volume do C na ferrita vale 1,65x10-11 m 2 /s e do Nb na ferrita vale 7,75x10-19 m 2 /s (Perrard, 2004) Solubilidade de NbC na ferrita Para se avaliar a precipitação e a solubilidade de NbC na ferrita pode-se usar o sistema ternário Fe-Nb-C, obtido a partir dos três diagramas binários: Fe-C, Nb-C e Fe-Nb, mostrados nas figuras 4.7, 4,8 e 4,9, respectivamente. A figura 4.10 mostra o corte isotérmico a 800 o C do diagrama ternário Fe-Nb-C, na região rica em Fe (Perrard, 2004). Deste diagrama observa-se à baixa solubilidade de NbC na ferrita. As ligas Fe-Nb-C com concentrações muito baixas de carbono apresentam uma microestrutura completamente ferrítica após o resfriamento até a temperatura ambiente. A solubilidade do NbC na ferrita pode ser avaliada a partir da condição de equilíbrio do precipitado e a matriz ferrita: NbC Nb + C A energia livre de Gibbs de formação de NbC depende das atividades dos elementos em solução sólida, a Nb e a C e para precipitados estequiométricos escreve-se: ( a a ) = RT.ln(K ) o G = RT.ln (4.1) Nb C onde K S é a constante de solubilidade da reação, T é temperatura em K e G =H -TS. S Supondo um comportamento regular dos solutos em solução sólida, a energia livre de Gibbs de formação de NbC depende das frações atômicas dos elementos em solução sólida, X Nb e X C, e dos coeficientes de atividade γ Nb e γ C. No equilíbrio, o produto de solubilidade varia com a temperatura obedecendo à equação: ln( K A ) = ln( X NbX C ) = B (4.2) T S + onde A e B são constantes que correspondem à entropia e entalpia de formação do precipitado. 22

33 δ o C L 1394 o C γ + L Temperatura ( o C) γ (austenita) 1147 o C 2,14 4,3 γ + Fe 3 C L + Fe 3 C γ+α 0,76 α (ferrita) 0, o C α + Fe 3 C Fe 3 C (cementita) 400 (Fe) ,7 % em peso de C Figura Diagrama de fases binário Fe-Fe 3 C (Perrard, 2004). 23

34 % em peso de C Temperatura ( o C) % atômica de C Figura Diagrama de fases binário Nb-C (Perrard, 2004). 24

35 % em peso de Nb Temperatura ( o C) % atômica de Nb Figura Diagrama de fases binário Fe-Nb (Perrard, 2004). Fração molar de Nb (x10-5 ) Fração molar de C (x10-5 ) Figura Corte isotérmico a 800 o C do diagrama ternário Fe-Nb-C, na região rica em Fe (Perrard, 2004). 25

36 Geralmente, os dados da literatura exprimem os produtos de solubilidade como uma função da concentração em % em peso dos solutos: A log( KS ) = log( %Nb.%C) = + B (4.3) T onde %Nb e %C são as porcentagens em peso de Nb e C, respectivamente. Os produtos de solubilidade do NbC na ferrita disponíveis na literatura são derivados de medições feitas na austenita ou determinados por cálculos termodinâmicos. Usando os valores derivados de medições feitas na austenita determinados por Turkdogan (Turkdogan, 1968), tem-se: 9830 log( KS ) = log( %Nb.%C) = + 4, 33 (4.4) T Usando a equação (4.4) podemos estimar a %C=f(%Nb) para diferentes temperaturas. A figura 4.11 mostra as curvas da %C como uma função de %Nb para as temperaturas de 500 e 600 o C. Verifica-se que uma diminuição na temperatura resulta em menores valores de % em peso dos solutos em solução na ferrita. 1,0x10-5 9,0x10-6 8,0x10-6 % em peso de Nb 7,0x10-6 6,0x10-6 5,0x10-6 4,0x10-6 3,0x10-6 2,0x10-6 1,0x o C 600 o C 0,0 0,00 0,02 0,04 0,06 0,08 0,10 0,12 0,14 0,16 % em peso de C Figura Limite de solubilidade para as temperaturas 500 e 600 o C, calculados de %C=f(%Nb), usando a equação (4.4). 26

37 4.4. Cinética de revenimento Tanto no processo de têmpera direta quanto no processo de reaustenitização e têmpera, a composição química e a temperatura de austenitização são os fatores mais importantes que influenciam a microestrutura das chapas de aço após a têmpera e as propriedades mecânicas subseqüentes obtidas após o revenimento. Estes fatores estão inter-relacionados com o tamanho de grão austenítico e com o estado dos elementos de liga na reaustenitização (dissolvidos ou na forma de precipitados). Portanto, as propriedades mecânicas das chapas temperadas e revenidas são uma função do tamanho de grão austenítico e da cinética de revenimento. Aços ferramentas trabalhados a quente são muito utilizados em vários estágios do revenimento tendo assim propriedades mecânicas diferentes, variando de acordo com a necessidade de aplicação da indústria onde o aço deverá suportar ciclos térmicos e esforços mecânicos. Além disso, estudos recentes mostram que a temperatura da superfície do aço ferramenta, quando em serviço, pode exceder a temperatura de revenimento. Neste caso, o aço poderá ser submetido a uma evolução contínua da sua microestrutura e das propriedades associadas durante serviço. Como conseqüência, torna-se importante conhecer a evolução microestrutural durante o revenimento e durante o serviço de modo que se possa controlar o tempo de vida útil do aço ferramenta. Pesquisas recentes descrevem a evolução da microestrutura e das propriedades mecânicas dos aços ferramentas com o tempo e temperatura de revenimento ao longo de um amplo intervalo de tempo (Zhang, 2004). Neste campo, Engel (Engel, 1939) investigou a taxa de recuperação dos aços quando revenidos a partir de estruturas iniciais diferentes. Entre outros aspectos, a relação entre o tempo, temperatura e composição com a microestrutura obtida após o revenimento vem sendo também bastante pesquisado. Hallomon e Jaffe (Hallomon, 1945) propuseram que uma mesma dureza poderia ser obtida a partir de rotinas de revenimento diferentes (tempo temperatura), supondo que a dureza seja uma função do tempo e da temperatura: Q Dureza = f t.exp (4.5) RT 27