ESTUDO DAS PROPRIEDADES MECÂNICAS DO AÇO 300M DEVIDO À UTILIZAÇÃO DE RETÍFICA APÓS TRATAMENTOS TÉRMICOS ISOTÉRMICOS E INTERCRÍTICOS

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1 6º CONGRESSO BRASILEIRO DE ENGENHARIA DE FABRICAÇÃO 6 th BRAZILIAN CONFERENCE ON MANUFACTURING ENGINEERING 11 a 15 de abril de 2011 Caxias do Sul RS - Brasil April 11 th to 15 th, 2011 Caxias do Sul RS Brazil ESTUDO DAS PROPRIEDADES MECÂNICAS DO AÇO 300M DEVIDO À UTILIZAÇÃO DE RETÍFICA APÓS TRATAMENTOS TÉRMICOS ISOTÉRMICOS E INTERCRÍTICOS Roberto Masato Anazawa, anazawa@ieav.cta.br 1 Antonio Jorge Abdalla, abdalla@ieav.cta.br 1 Tomaz Manabu Hashimoto, dmt@feg.unesp.br 2 Marcelo dos Santos Pereira, marcelop@feg.unesp.br 2 1 Instituto de Estudos Avançados do Departamento de Ciência e Tecnologia Aeroespacial IEAv/DCTA Trevo Coronel Aviador José Alberto Albano do Amarante, nº 1 Putim São José dos Campos SP CEP Faculdade de Engenharia de Guaratinguetá da Universidade Estadual Paulista FEG/UNESP Av. Dr. Ariberto Pereira da Cunha, 333 Guaratinguetá SP CEP Resumo: Este trabalho estudou rotas de tratamentos térmico, em aços de ultra-alta resistência e de qualidade aeronáutica, no caso o aço AISI 300M, para a formação de microestruturas multifásicas e avaliou as propriedades mecânicas. Para a caracterização microestrutural as amostras foram submetidas a um tríplice ataque químico (nital 2%, solução aquosa 10% de metabissulfito de sódio e reagente LePera) que permitiu identificar as fases presentes através de observações por microscopia óptica. A caracterização mecânica foi realizada através de ensaios de tração para estabelecer os valores de resistência e alongamento em cada condição de tratamento térmico. Analisou-se, ainda, o estudo da influência do acabamento superficial sobre as propriedades mecânicas com a confecção de corpos de prova com diferentes rugosidades superficiais (lixadas e retificadas). Os resultados destas comparações são descritos e discutidos examinando-se as diferenças entre resistência e ductilidade. Palavras-chave: aço 300M, propriedades mecânicas, tratamentos térmicos 1. INTRODUÇÃO A partir dos trabalhos de Hayami e Furukawa (1975) e Rashid (1981) estudando aços bifásicos, a utilização do processo de transformação de fases através de tratamentos térmicos isotérmicos e intercríticos, se intensificaram, alcançando resultados promissores, principalmente para aplicações na indústria automobilística. Os aços bifásicos ou multifásicos podem apresentar além da fase ferrita e martensita, frações volumétricas de bainita e austenita retida. Diversos autores (Anazawa et al, 2006, Zhao et al, 2003, Lee et al, 2003) têm destacado a importância dos tratamentos térmicos e sua influência nas propriedades mecânicas finais do material. Os tratamentos térmicos possibilitam a formação de aços multifásicos onde a composição entre os principais microconstituintes torna-se fator decisivo para as propriedades mecânicas finais do aço e pode ser programada em conformidade com as exigências de projeto(rao e Putatunda, 2003). O aumento da fração volumétrica dos microconstituintes duros (bainita + martensita) aumenta a resistência em tração (Hackenberg e Shiflet, 2003). Estes microconstituintes atuam como barreira ao movimento de discordâncias, aumentando o encruamento da fase dúctil durante o processo de deformação. A bainita, de forma semelhante à martensita, tem efeito benéfico nas propriedades mecânicas dos aços multifásicos e pode ainda retardar ou impedir o crescimento de trincas (Cribb e Rigsbee, 1979). A presença da bainita possui também a vantagem, sobre a martensita, de manter a ductilidade do aço em patamares mais elevados. A bainita tem recebido nos últimos anos um destaque especial, por um lado por apresentar uma complexidade em seu processo de formação e uma variedade de tipos de bainita possíveis de serem produzidas (Abdalla et al, 2002). Tomita e Okawa (1993), estudando aços 300M, mostram a importância da temperatura em tratamentos isotérmicos, enfatizando o papel da fase austenítica e da morfologia bainítica na resistência ao impacto, nos limites de resistência e de escoamento e na ductilidade. Observam, também, que a presença destes microconstituintes contribui para a melhoria da tenacidade, pois mantém o aço com alta resistência e boa ductilidade. Uma das principais dificuldades na caracterização dos aços multifásicos é a identificação da bainita. Le Pera (1980) e Girauld et al (1998) realizaram experimentos utilizando dois reagentes químicos específicos, os resultados foram bastante interessantes, possibilitando a distinção da bainita, difícil de ser detectada por ataques convencionais. Associação Brasileira de Engenharia e Ciências Mecânicas 2011

2 Como alternativa aos roteiros de tratamentos térmicos utilizados tradicionalmente pela indústria aeronáutica (têmpera e revenimento), neste trabalho foram utilizadas diversas rotas de tratamentos térmicos no aço 300M visando obter microestruturas multifásicas, mostrando detalhes importantes no processo de preparação das amostras e do ataque químico para se obter uma boa micrografia em aços multifásicos, permitindo a distinção das fases presentes. Também, foram realizados ensaios de tração para verificar a influência do acabamento superficial na confecção dos corpos de prova (lixado e retificado) nas propriedades mecânicas. 2. PROCEDIMENTO EXPERIMENTAL E METODOLOGIA 2.1. Material Estudou-se um aço de ultra-alta resistência, o AISI 300M. É considerado um aço de ultra-alta resistência, desenvolvido para aplicação aeroespacial, mas estendeu-se a outros setores industriais. Este aço é utilizado na confecção de envelopes motores (propulsores) do Veículo Lançador de Satélites (VLS) e alguns veículos de sondagem, os quais fazem parte do Programa Espacial Brasileiro. As outras aplicações são: trens de pouso de aeronaves, parafuso, pinos e componentes estruturais de aviões, eixos, engrenagens e componentes de bombas, vãos de pressão, eixos de equipamento de conformação, etc. O aço 300M surgiu como uma evolução tecnológica do aço 4340 apresentando um teor de carbono semelhante, diferenciando-se principalmente por conter uma pequena quantidade de vanádio e um alto teor de silício. Estes elementos permitem que o aço 300M atinja níveis de resistência mecânica mais elevadas. A sua composição química é apresentada na Tab. (1). Tabela 1. Composição química do aço 300M (% em massa) Elementos de Liga C S P Si Mn Cr Ni Mo Al V Cu % em massa 0,39 0,0005 0,009 1,78 0,76 0,76 1,69 0,40 0,003 0,08 0, Corpos-de-prova Os corpos-de-prova (CDPs) foram usinados na Divisão de Suporte Tecnológico do Instituto de Estudos Avançados (SUTEC/IEAv) do DCTA, de acordo com a norma ASTM-E8-M para ensaio de tração. Foram confeccionados a partir de chapas laminadas de aço 300M, fornecida com espessura de 3,6 mm. Os CDPs foram retirados na direção longitudinal da chapa (direção de laminação). Os CDPs foram divididos em dois lotes de 18 CDPs (03 CDPs para cada tratamento térmico). Após os tratamentos térmicos, 18 CDPs foram preparados por lixamento manual com lixa com granulação 100, 220, 320, 400 e 600 e outros 18 foram retificados com uma retíficadora plana marca JONES SHIPMAN utilizando um rebolo fino tipo AA46 K8 V40W, refrigeração com solução de 80% de óleo e 20% de água. Este item tem como objetivo uma avaliação experimental de um aspecto prático do procedimento experimental, pois a possibilidade de utilização de CDPs retificados facilitaria o trabalho de preparação antes do ensaio, principalmente em tempo que se perde no processo de lixamento. Os CDPs foram usinados com dimensões reduzidas, do tipo sub-size, de seção retangular, com região útil de 25 mm, e com eixo longitudinal coincidindo com a direção de laminação da chapa. As dimensões citadas neste trabalho foram sempre consideradas tendo como referência a direção de laminação da placa. Na Fig. (1) é feita uma representação esquemática dos corpos-de-prova, utilizado nos ensaios de tração. Comprimento útil conforme norma ASTM E8M = 25,0 mm raio 6,0 mm 6,0 mm 10,0 mm 30,0 mm 32,0 mm 30,0 mm 3,0 mm 100,0 mm Figura 1. Representação dos corpos-de-prova utilizados nos ensaios de tração conforme prevista na norma ASTM-E8-M para tipo reduzido (sub-size). Dimensões em milímetros.

3 2.3. Tratamentos térmicos Os tratamentos térmicos foram realizados no Laboratório de Tratamentos Térmicos do IAE/AMR/DCTA. Este laboratório possui fornos com atmosfera controlada e de banho de sal, sendo este último necessário para realização de um resfriamento controlado a partir da temperatura intercrítica até a região de transformação isotérmica e, conseqüente manutenção nesta faixa de temperatura. Os fornos utilizados foram os seguintes: um forno mufla (Fig. (2)), com atmosfera controlada através de injeção de argônio, marca Brasimet, tipo KOE 40/25/65, com potência máxima de 18kW e temperatura máxima de 1200 C. um forno de banho de sal (Fig. (3)), marca Brasimet, tipo ABO 35/60, com potência máxima de 20kW e temperatura máxima de 500 C. Figura 2. Forno tipo mufla. Figura 3. Forno de banho de sal. As temperaturas foram escolhidas a partir das temperaturas A C1 e A C3 calculadas pelas fórmulas empíricas de Andrews (1965) (Eq. (1) e (2)) de acordo com a composição química do material estudado. O tratamento térmico intercrítico, basicamente consiste no recozimento intercrítico (entre A C1 e A C3 ) tem sido tradicionalmente utilizado para obter uma quantidade da austenita na microestrutura pelo aquecimento de chapas laminadas a frio partindo da temperatura ambiente até a temperatura da região de recozimento intercrítico. No diagrama de fase do equilíbrio do Fe C, o regime de recozimento intercrítico é identificado como a região dentro do intervalo de temperatura A C1 e

4 A C3. Essas temperaturas são muitas vezes referidas como temperaturas críticas. Estas temperaturas limitam a região intercrítica de austenitização parcial dos aços. A dilatometria é normalmente utilizada para se avaliar estas temperaturas. Existem vários estudos que correlacionam a composição química do aço e as temperaturas críticas. As mais utilizadas são as fórmulas empíricas de Andrews (1965). As equações a seguir são utilizadas para a determinação das temperaturas críticas inferior e superior. A C1 =723 10,7Mn 16,9Ni+29,1Si+16,9Cr+290As+6,38W (1) A C3 = C 15,2Ni+44,7Si+104V+31,5Mo+13,1W (30Mn+11Cr+20Cu 700P 400Al 120As 400Ti) (2) Nas temperaturas entre A C1 e A C3, a microestrutura é tipicamente ferrita mais austenita. Entretanto, em temperaturas acima de A C3, a microestrutura é totalmente austenítica como no caso dos aços laminados a quente. Dependendo do tipo do aço com o qual se trabalha, um tipo de tratamento térmico se aplicará, e para isso devem-se conhecer as temperaturas críticas destes tratamentos. A microestrutura antes da austenitização parcial é muito importante, dependendo dela a morfologia das diferentes fases e a cinética de formação da austenita. Como resultado dos diferentes tratamentos térmicos nos aços ocorre uma alteração na distribuição do carbono e na estrutura cristalina. As mudanças mais pronunciadas são obtidas aquecendo-se o material a uma temperatura na qual se tem a formação de austenita estável, e transformando a austenita em seus produtos de decomposição, seja por tratamento térmico intercrítico, transformação isotérmica ou por resfriamento contínuo. Quando a austenita é resfriada, podem originar-se vários tipos de estruturas, estáveis ou de transição (metaestáveis), dependendo do modo com que esse resfriamento é feito. A obtenção destas estruturas diferentes, com propriedades bastante diferentes, de um mesmo material inicial, é de grande interesse para aplicações em engenharia. Um mesmo aço poderá fornecer, depois de tratados termicamente, barras com propriedades convenientes aos tipos de peças a serem fabricadas ou ao trabalho mecânico posterior. Se a austenita for resfriada lentamente, dará origem a estruturas lamelares, denominadas como perlita constituídas de placas de ferrita e cementita alternadas. Entretanto, um resfriamento brusco dará origem a uma fase de transição, ou seja, a martensita, de alta dureza. Uma estrutura intermediária entre estas duas pode ser também formada: a bainita, cuja estrutura apresenta placas de ferrita com carbonetos precipitados internamente. A temperatura A C3 representa a temperatura mínima de austenitização ou temperatura de tratamento de solução ou limite superior de um intervalo crítico. A temperatura A 1 representa o início do intervalo de transformação ou a temperatura eutetóide. A temperatura M S representa a temperatura onde ocorre o início da transformação martensítica. Portanto a transformação bainítica deverá ocorrer acima desta temperatura. A temperatura M S é dada pela fórmula empírica de Andrews (1965) conforme a expressão: M S = C 30,4Mn 17,7Ni 12,1Cr 7,5Mo (3) Foram encontrados os seguintes valores para o aço 300M, utilizado neste trabalho: Ac 1 = 751ºC. Ac 3 = 830ºC. Ms = 309ºC. A partir destes valores, foram fixados 900ºC para a temperatura de austenitização, 760ºC para a temperatura intercrítica, 370ºC e 320ºC para temperaturas de transformação isotérmica. A temperatura de 320ºC foi escolhida perto da temperatura Ms porque teoricamente haverá a formação de bainita inferior, enquanto que na temperatura de 370ºC, mais alta, teoricamente, haverá a formação de bainita superior. Os corpos-de-prova foram separados em seis lotes, cada um contendo tres CDP(s). Todos os outros CDP(s) receberam um tratamento inicial de recozimento pleno para eliminar os efeitos da laminação. No tratamento térmico de recozimento os aços foram aquecidos a 900 C, mantidos por 2 horas, e resfriados ao forno até a temperatura ambiente. Um lote de CDP(s) foi retirado nesta fase, para se estudar as propriedades do aço recozido. Os demais CDP(s) foram submetidos aos tratamentos térmicos descritos a seguir. Os corpos-de-prova receberam um tratamento inicial de recozimento pleno para eliminar os efeitos de laminação. Foram aquecidos a 900ºC, mantido por 2 horas e resfriados ao forno até a temperatura ambiente. O primeiro lote foi mantido na condição de recozido. Os outros lotes foram submetidos ao seguinte roteiro de tratamentos térmicos: Condição A: aquecimento a 900 C, mantido por 20 minutos, transferido para um forno mantido a 370 C por 1 minuto e resfriado em água; Condição B: aquecimento a 900 C, por 20 minutos, transferido para um forno mantido a 370 C por 15 minutos e resfriado em água; Condição C: aquecimento a 900 C, mantido por 20 minutos, transferido para um outro forno a 760 C, mantido por 10 minutos e resfriado em óleo; Condição D: aquecimento a 900 C, mantido por 20 minutos, transferido para um outro forno a 320 C mantido por 1 minuto e resfriado em água; Condição E: aquecimento a 900 C, mantido por 20 minutos, transferido para um forno a 320ºC por 15 minutos e resfriado em água. Nos fornos mantidos a 370 C e 320 C foram utilizados banhos de sal fundido.

5 Estes tratamentos térmicos aplicados podem ser visualizados no esquema da Fig. (4). Figura 4. Gráfico esquemático dos tratamentos isotérmicos e intercríticos aplicados para estudo de acabamento superficial (lixado e retificado) Ataques químicos Para cada um dos lotes, foi preparada uma amostra metalográfica de cada condição de tratamento térmico aplicado, seguindo procedimentos de seccionamento, embutimento a quente em baquelite, lixamento e polimento, além de tomar precauções como limpeza, secagem e acondicionamento. Estas amostras após receberem polimento metalográfico (até 0,25 µm em pasta de diamante) e, posteriormente, submetidas aos seguintes ataques químicos: a) Nital (solução de ácido nítrico diluído em etanol 2 %):- este primeiro ataque é utilizado principalmente para revelar os contornos de grão. As amostras atacadas com este reagente (20 segundos) são empregadas para destacar contornos de grãos e regiões claras (ferrita + austenita retida) e escuras (martensita + bainita); b)metabissulfito de sódio (solução de metabissulfito de sódio diluído em água 10%):- este ataque tem por objetivo destacar a fração volumétrica de austenita retida no aço multifásico. Ao ser atacada (60 segundos), ocorre um escurecimento de toda a amostra (tons de cinza e marrom) com exceção da austenita retida que permanece branca. Este ataque permite avaliar a porcentagem de austenita presente na amostra; c)le Pera modificado:- neste ataque químico são utilizados uma mistura de dois reagentes: I solução de 1g de metabissulfito de sódio diluído em 100ml de água e II 4 g ácido pícrico diluído em 100 ml de etanol. As proporções propostas por Le Pera, que eram originalmente de 1:1, são alteradas para a obtenção de melhores resultados para as condições estudadas. Este reagente possibilita distinguir principalmente a fase bainita (marrom) da fase ferrita (azul). A fase martensita e a austenita retida aparecem com coloração clara. O ataque químico com Le Pera modificado mostra-se extremamente sensível a diversos fatores tais como: ao tempo de ataque, à proporção dos reagentes I e II, ao tipo de microestrutura, ao procedimento de preparação das amostras e do ataque e à temperatura na qual se realiza o ataque. Estes parâmetros são controlados para se obter micrografias ópticas adequadas. Os reagentes I e II devem ser misturados no momento da realização do ataque químico para evitar redução na reatividade química. A temperatura de realização do ataque químico é mantida em 5ºC, pois a variação na temperatura acarreta uma variação no tempo de permanência da amostra no reagente. Para que o ataque se torne eficaz, o polimento final é realizado próximo ao momento do ataque químico. Uma limpeza da superfície a ser atacada (com detergente ou sabão) também se mostra importante. O tempo de permanência da amostra no ataque químico também varia de uma amostra para outra. Portanto, podem ser necessárias várias tentativas e erros até se conseguir um bom resultado. Uma última variável a ser controlada é a proporção entre os reagentes. Observando-se a amostra após o ataque químico com o reagente de Le Pera é possível identificar qual dos reagentes está em excesso. Se o reagente I estiver em excesso à amostra atacada apresentará uma coloração generalizadamente azulada. Neste caso aumenta-se a quantidade do reagente II. Caso o reagente II esteja em excesso o tom da coloração passará para o marrom. Neste caso, a quantidade do reagente I deve ser aumentada. Estes ajustes são realizados até que as amostras revelem as colorações: azul, marrom e branca, características das fases ferrita, bainita, martensita e austenita retida, respectivamente Ensaios de tração Os ensaios de tração foram realizados no Laboratório de Ensaios Mecânicos da FEG/UNESP, de acordo com a norma ASTM E8M-95a, que rege sobre os ensaios de tração para materiais metálicos a temperatura ambiente. O equipamento utilizado foi uma máquina de tração EMIC (Fig. (5)), com célula de carga com capacidade de 10 kn. A velocidade do deslocamento do cabeçote foi de 1,0 mm/min.

6 Figura 5. Máquina de ensaio de tração EMIC do LEM-FEG/UNESP. No ensaio de tração foram avaliados os seguintes parâmetros: limite de escoamento: foi considerada a tensão que produz uma deformação permanente de 0,2%. Para calculá-lo, traça-se uma reta paralela à reta de proporcionalidade na curva tensão X deformação, a uma distância de 0,2% de deformação, o ponto de intercessão com a curva é o limite elástico. Este método é utilizado quando a curva tensão X deformação apresenta escoamento contínuo; limite de resistência à tração: calculada através do carregamento máximo aplicado durante o ensaio, dividido pela área inicial do corpo de prova; e alongamento: calculado através da variação percentual no comprimento da região útil do corpo de prova, antes e após o rompimento. Buscando maior exatidão no cálculo do alongamento, foi utilizada uma projetora de perfis Carlzeiss-Jena MP320 para medição do comprimento final da região útil dos corpos de prova após o rompimento. O equipamento, do Laboratório de Metrologia da FEG/UNESP, tem como principais características iluminação episcópica e precisão de leitura milesimal. Um aumento de 20 vezes foi aplicado no perfil dos corpos de prova fraturados. 3. RESULTADOS E DISCUSSÕES A Figura 6 mostra a microestrutura do aço 300M na condição recozida atacadas com nital. As microestruturas apresentam-se bastantes complexas com diversos microconstituintes. As regiões mais escuras (cinza e preto) são constituídas de martensita, bainita e carbonetos, as regiões mais claras mostram porções de ferrita e austenita retida. Figura 6. Aço 300M com microestrutura recozida. Ataque: Nital 2%.

7 As Figuras (7a) e (7b) ilustram a aparência das microestruturas atacadas com solução de metabissulfito de sódio, com o objetivo de destacar a austenita retida, região clara. Neste tipo de técnica de ataque químico a microestrutura é atacada intensamente (aproximadamente 1 minuto numa solução de metabissulfito de sódio 10%) permanecendo branca, após o ataque, apenas as regiões contendo austenita retida. Figura 7. Micrografia mostrando a austenita retida (região branca) presente na microestrutura do aço 300M: a) condição B; b) condição recozida. Ataque: metabissulfito de sódio 10%. As micrografias das Fig. (8a) e (8b) ilustram a aparência de algumas microestruturas, quando atacadas com o reagente Le Pera. A coloração clara corresponde às regiões martensíticas e de austenita retida. A coloração de tonalidade azul corresponde à fase ferrítica e as tonalidades de marrom a bainita. A Figura 4a destaca a presença da fase ferrítica, encontrada nos aços submetidos ao tratamento térmico C. A presença da fase ferrita, na microestrutura dos aços nesta condição, contribuiu para manter a ductilidade do aço em bons níveis ( 14%), com valores elevados de resistência. A Figura 4b mostra a estrutura típica formada através do tratamento térmico B, matriz predominantemente bainítica entrecortada de regiões martensítica e austenítica em menor proporção. Figura 8. Fotomicrografias mostrando o aço 300M: a) na condição C; b) na condição B. Ataque: reagente Le Pera

8 Através dos resultados obtidos nos ensaios de tração, foram determinadas as seguintes propriedades mecânicas do aço multifásico: limite de resistência à tração, limite de escoamento e alongamento. Os resultados estão apresentados na Tab. (2). Ela mostra as propriedades mecânicas e compara ainda as diferenças observadas entre os CDP(s) submetidos à retífica e os lixados. Tabela 2. Propriedades do aço 300M retificado e lixado para diversas condições de tratamentos térmicos. Tratamentos Térmicos e Acabamento Superficial Limite de Escoamento (MPa) Limite de Resistência (MPa) Alongamento (%) Estricção (%) Trat. Recoz. Trat. A Trat. B Trat. C Trat. D Trat. E Retificado 1516± ±31 17,0±1,3 42,8±5,0 Lixado 1531± ±27 17,7±1,3 35,3±4,6 Retificado 2026± ±23 3,3±0,4 ND Lixado 1982± ±16 5,8±0,6 17,2±3,7 Retificado 1579± ±53 17,2±1,2 11,9±2,9 Lixado 1372± ±42 7,3±0,9 18,7±3,8 Retificado 2165± ±37 12,7±0,8 25,1±3,3 Lixado 2035± ±28 14,8±1,3 24,4±3,1 Retificado 2121± ±23 8,8±0,7 13,3±2,4 Lixado 2180± ±31 1,9±0,3 4,1±1,7 Retificado 1641± ±29 17,0±1,4 29,7±4,4 Lixado 1387± ±18 10,7±1,1 29,6±3,5 ND Não disponível (ocorrências durante o ensaio destruíram o CDP). Observa-se que o aço submetido aos tratamentos térmicos A e D atingem altos valores de limite de resistência (contribuição da maior fração volumétrica de martensita), porém ocorre uma drástica redução da ductilidade, medida pelo alongamento e estricção. Os tratamentos B e E conservam uma boa ductilidade (contribuição principal do aumento na fração volumétrica de bainita); no entanto, ocorre uma considerável redução nos limites de escoamento e resistência. Uma combinação interessante parece ter ocorrido no aço submetido térmico C. A permanência na temperatura intercrítica de 760ºC propicia a formação da fase ferrítica além da martensita e bainita formadas no resfriamento. Este tratamento permite ao aço atingir altos valores de resistência sem uma perda acentuada da ductilidade. Esta propriedade é de grande valor, pois reduz o risco de uma indesejável fratura frágil. Com relação à influência do acabamento superficial nas propriedades mecânicas observa-se que os corpos-de-prova retificados do aço estudado apresentam valores mais elevados de resistência à tração em relação aos CDP(s) lixados. Os tratamentos térmicos aplicados produziram microestruturas com diferentes morfologias diferenciadas devido às alterações nos tempos e temperaturas utilizados nos roteiros dos tratamentos. Basicamente, os roteiros em que os corpos-de-prova permaneceram por um tempo mais longo (15 min) nas temperaturas isotérmicas de 320 e 370 C (tratamentos B e E) propiciaram a formação de uma fração volumétrica maior de bainita, enquanto que os tratamentos que utilizaram um tempo mais reduzido (1 min) nestas temperaturas propiciaram a formação de uma fração volumétrica menor de bainita com aumento da fração volumétrica de martensita, devido à têmpera aplicada logo em seguida à permanência dos aços nestas temperaturas (tratamentos A e D). O tratamento térmico C, no qual o material permaneceu na temperatura intercrítica de 760 C por 10 minutos antes de ser temperado em óleo, propiciou a formação da fase ferrítica, além da martensita e bainita formada no processo de resfriamento contínuo. A Tabela (3) mostra as propriedades mecânicas do aço 300M para os diversos tratamentos térmicos aplicados e compara ainda as diferenças observadas entre os CDP(s) submetidos à retífica e os lixados.

9 4. CONCLUSÕES Comparando o aço 300M após os tratamentos térmicos observa-se a ocorrência de um aumento nos valores do limite de escoamento e de resistência em relação ao aço recozido. Nos tratamentos B e E mantém-se uma boa ductilidade com uma elevação moderada da resistência. Nos tratamentos A e D ocorre um grande aumento da resistência, porém com perda acentuada da ductilidade. O tratamento C mostra-se mais adequado, pois, o aço tratado nesta condição apresenta um ganho significativo na resistência sem perda acentuada na ductilidade. Os ensaios de tração mostram que o processo de retificação dos CDP(s) comparado com o processo de preparação de lixamento manual, não provoca redução nos valores de resistência. Estes primeiros testes acenam para a possibilidade de preparação das amostras com a utilização de retífica. 5. REFERÊNCIAS Abdalla, A.J., Hashimoto, T.M., Mora Neto, C.M, Monteiro, W.A., 2002, Influence of the phases on mechanical properties a low carbon steel with multiphase microstructure, Proceedings of eight international fatigue congress ( FATIGUE2002), vol. 4, Estocolmo, Suécia, pp Anazawa, R.M., Abdalla, A.J., Hashimoto, T.M., Pereira, M.S., 2006, Efeito dos Tratamentos Intercrítico e Isotérmico sobre as Propriedades Mecânicas e na Microestrutura no Aço 300M, Revista Brasileira de Aplicações de Vácuo, vol. 25, nº 2, PP Andrews, K.W., 1965, Empirical formulae for the calculation of some transformation temperatures, Journal of the Iron and Steel Institute, pp Cribb, W.R, Rigsbee, J.M, 1979, Structure and Properties of Dual Phase Steels, in: R.A. Kot, J.W. Morris (Eds.), AIME, New York, NY, pp Girault, E., Jacques, P., Harlet, PH., Mols, K., Van Humbeeck, J., Aernoudt, E., Delannay, Y.F., 1998, Metallographic methods for revealing the multiphase microstructure of TRIP-assisted steels, Materials Characterization, vol. 40, pp Hackenberg, R.E., Shiflet G.J., 2003, A microanalysis study of the bainita reaction at the bay in Fe C Mo, Acta Materialia, vol. 51, pp Hayami, S., Furukawa, T., 1975, A family of the high strength, cold-rolled steels, Proceedings Microalloying Conf., Washington DC, pp Lee, C.H., Bhadeshia, Lee, H. C., 2003, Effect of plastic deformation on the formation of acicular ferrite, Materials Science and Engineering A, vol. A360, pp LePera, F., 1980, Improved etching technique to emphasize martensite and bainita in high-strength dual-phase steel, Journal of Metals, vol. 32, pp Rao, P.P., Putatunda, S.K., 2003, Investigations on the fracture toughness of austempered ductile irons austinitized at different temperatures, Materials Science and Engineering A, vol. A349, pp Rashid, M.S., 1981, Dual phase steels, Annual Review of Material Science, vol. 11, pp ; Tomita, Y., Okawa, T., 1993, Effect of microstructure on mechanical properties of isothermally bainita-transformed 300M steel, Materials Science and Engineering A, vol. A172, pp Zhao, M.-C., Yang, K., Xiao, F.-R, Shan, Y.-Y., Continuous cooling transformation of undeformed and deformed low carbon pipeline steels, Materials Science and Engineering A, vol. A355, pp

10 STUDY OF MECHANICAL PROPERTIES OF 300M STEEL DUE TO USE GRINDER AFTER INTERCRITICAL AND ISOTHERMAL HEAT TREATMENTS Roberto Masato Anazawa, 1 Antonio Jorge Abdalla, 1 Tomaz Manabu Hashimoto, 2 Marcelo dos Santos Pereira, 2 1 Instituto de Estudos Avançados do Departamento de Ciência e Tecnologia Aeroespacial IEAv/DCTA Trevo Coronel Aviador José Alberto Albano do Amarante, nº 1 Putim São José dos Campos SP CEP Faculdade de Engenharia de Guaratinguetá da Universidade Estadual Paulista FEG/UNESP Av. Dr. Ariberto Pereira da Cunha, 333 Guaratinguetá SP CEP Abstract. This work studied thermal treatments routes in ultrahigh strength and aircraft quality steel, the AISI 300M steel, for the multiphase microstructures formation and the mechanical properties evaluating. For microstructural characterization the specimens have been subjected to a triple chemical etching (2% natal, 10% sodium metabisulfite and LePera reagent) which allowing identify the phases presents through observations by light optical microscopy. The mechanical characterization was accomplished through tensile tests to establish the strength and elongation values in each condition of heat treatment. Consideration was also studying the influence of the surface finishing on the mechanical properties where specimens with different surface roughness values (sanded and grinded) have been prepared. The results of this comparison are described and discussed emphasizing the differences between strength and ductility. Keywords: 300M steel, mechanical properties, heat treatments.