INFLUÊNCIA DO TRATAMENTO TERMOMECÂNICO NA FRAÇÃO VOLUMÉTRICA DE AUSTENITA RETIDA DE AÇOS TRIP AO Si-Mn MICROLIGADOS COM Nb

8º CONGRESSO IBEROAMERICANO DE ENGENHARIA MECANICA Cusco, 23 a 25 de Outubro de 27 INFLUÊNCIA DO TRATAMENTO TERMOMECÂNICO NA FRAÇÃO VOLUMÉTRICA DE AUSTENITA RETIDA DE AÇOS TRIP AO Si-Mn MICROLIGADOS COM Nb Ferrer M. H. *, Hupalo M. F., Batista J. R., Balancin O., Tschiptschin A. P. * Instituto Superior Tupy Sociedade Educacional de Santa Catarina, Rua Albano Schmidt, 3333 CEP: 89.26-1 Joinville SC Brasil, Departamento de Engenharia de Materiais da Universidade Feredal de São Carlos, Rodovia Washington Luís (SP-31), km 235 CEP: 13.565-95 São Carlos SP Brasil, Departamento de Engenharia Metalúrgica e de Materiais, Escola Politécnica da Universidade de São Paulo, Av. Prof. Mello Moraes, 2463 CEP: 5.58-9 São Paulo SP Brasil *e-mail: modesto.ferrer@sociesc.org.br RESUMO Estudou-se a influência do tratamento termomecânico na fração volumétrica de austenita retida (fγr) em ligas de aços TRIP, microligados com Nb, contendo teores variáveis de Si e Mn. Através de ensaios de torção a quente foram simulados dois esquemas de laminação controlada, onde foram variados o grau de deformação acumulada e a temperatura de acabamento. O primeiro refere-se à laminação controlada por recristalização estática e o segundo à laminação convencional, com temperaturas de acabamento de 13 C e 85 C, respectivamente. O resfriamento consistiu em dois tratamentos isotérmicos consecutivos: o primeiro no campo γ + α, e o segundo no campo bainítico. Constatou-se que o aumento da deformação acumulada, quando os materiais foram deformados acima da temperatura de não recristalização - T NR, provocou aumentos da fγr. Nas amostras ensaiadas abaixo da T NR foi possível constatar a presença de precipitados do tipo Nb(CN), que contribuíram para o refino de grão da ferrita durante o resfriamento. Neste esquema, observaram-se aumentos da fração volumétrica de austenita retida onde foi menor a deformação acumulada. PALAVRAS-CHAVES: aços TRIP, transformações de fase, transformação bainítica, austenita retida, equilíbrio local. INTRODUÇÃO

A existência de diferentes formas alotrópicas do ferro e de múltiplos mecanismos de transformação de fase confere ao aço uma enorme versatilidade, exibindo uma variedade muito rica de microconstituintes e uma ampla gama de propriedades que podem ser exploradas industrialmente. Nos últimos anos, a redução de peso dos automóveis tem demandado o desenvolvimento de aços com menor grau de elementos de liga e maior desempenho mecânico. Baseado nessa necessidade, e considerando a enorme versatilidade conferida ao aço, pela variedade muito rica de microconstituintes e uma ampla gama de propriedades por eles exibida, foram desenvolvidos os aços de Plasticidade Induzida por Transformação (TRIP) e de baixa liga. O efeito TRIP extensivamente estudado em aços inoxidáveis austeníticos Fe Cr Ni [1] tem o papel de aumentar a resistência mecânica do material a partir da transformação martensítica induzida por deformação da austenita. A microestrutura destes aços é constituída principalmente por ferrita pró-eutetóide, bainita e austenita retida. Na maioria das pesquisas desenvolvidas encontram-se discussões referentes aos efeitos de diversos parâmetros de tratamentos termomecânicos no controle da microestrutura, mas um aspecto importante que se destaca nesses trabalhos é que as deformações não são aplicadas em temperaturas variáveis, como se espera de um processo industrial de laminação de tiras a quente. O presente trabalho propõe-se como principal objetivo o estudo da influência do tratamento termomecânico na fração volumétrica de austenita retida em ligas de aços TRIP, microligados com Nb, contendo teores variáveis de Si e Mn, através da simulação de dois esquemas de laminação controlada por meio de ensaios de torção a quente. MATERIAIS E MÉTODOS EXPERIMENTAIS Três aços contendo teores semelhantes de carbono e teores variáveis de Si e Mn foram estudados neste trabalho, conforme se mostra na Tabela 1. Estes aços foram elaborados em um forno de indução a vácuo, seguido de laminação controlada em um laminador duo reversível (segundo um esquema de reduções pré-determinado), atingindo em cada material tamanhos de grãos austeníticos semelhantes (ASTM-8). As temperaturas de transformação A R1 e A R3 e a temperatura de não recristalização (T NR ), indicadas na Tabela 1, foram determinadas por dilatometria de têmpera [2] e em ensaios de torção a quente [3], respectivamente. Tabela 1: Composição química (%) e pontos críticos ( C) dos aços estudados. Aços C Mn Si P S Cr Ni Nb N A R3 A R1 T NR T-D,22 1, 1,5,2,6,19,4,26,42 771, 635,3 96, T-E,23 1,5 1,5,2,6,23,4,35,39 752,7 62,5 98, T-H,2 1,5 2,,2,6,19,6,39,55 822, 625,9 11, Dois esquemas de laminação controlada foram simulados neste trabalho, conforme mostra a Figura 1. No primeiro deles (LCRE - laminação controlada por recristalização estática) variou-se o grau de deformação com o intuito de avaliar os efeitos do tamanho de grão da austenita recristalizada na fração volumétrica de austenita retida. No segundo esquema, correspondente à laminação convencional (LCC), os três últimos passes foram feitos com grau de deformação variável abaixo da T NR, para avaliar os efeitos da precipitação induzida por deformação e da sub-estrutura de deformação resultante, na fração volumétrica de austenita retida. Como se mostra na Figura 1, em ambos os esquemas, o resfriamento consistiu em dois tratamentos isotérmicos consecutivos. O primeiro deles foi feito no campo bifásico γ + α, a 75 C por 18 s, com o intuito de controlar a fração de ferrita pró-eutetóide precipitada nos contornos de grão da austenita anterior. O segundo tratamento isotérmico foi feito no campo bainítico a 4 C por 18 s, visando obter frações apreciáveis de austenita retida ao lado do produto da reação bainítica. Posteriormente, os corpos de provas foram resfriados a uma taxa de 2 C/s. A caracterização microestrutural foi feita por microscopia óptica e eletrônica de varredura. Para determinar a distribuição de austenita retida na microestrutura foi utilizada a técnica de ataque colorido através de uma solução de metabisulfito de sódio, que permite distinguir a ferrita pró-eutetóide, a bainita e a austenita retida ou martensita. As medidas de austenita retida foram feitas por difração de raios-x a partir das intensidades integradas dos picos {(2), (22), (311) e (42)} da austenita e dos picos {(22), (211), (321) e (42)} da ferrita. Os dados obtidos por difração de raios-x também foram usados para a

determinação da concentração de carbono contida na austenita retida, segundo a seguinte expressão empírica [4]: a = 3,578,44% Cγr (1) + Onde: a é o parâmetro de rede da austenita retida e Cγr é a concentração de carbono contida nela. T, C 125 C / 6s Esquema I (LCRE) Esquema II (LCC) 1-118 C 2-1155 C 3-113 C 1-118 C 4-115 C 2-113 C 5-18 C 3-18 C 6-155 C 4-13 C 7-13 C T NR T NR A R3 A R1 75 C, 3 s 5-96 C 6-95 C 7-85 C,25 C/s Hêlio 4 C, 18 s 2 C/s Esquema I ε 1-7 = (,2,3,4) ε = 2 s -1 V RI = 2 C/s Esquema II ε 1-4 =,3 ε 5-7 = (,25 -,3 -,35) ε = 2 s -1 V RI = 3 C/s t, s Figura 1. Representação esquemática dos ciclos de tratamento termomecânicos estudados. Para o estudo da precipitação induzida por deformação foram extraídas réplicas de carbono nos corpos de prova deformados abaixo da T NR. As amostras foram preparadas metalograficamente com polimento em Sílica Coloidal, seguido de ataque em Nital 2%. Na superfície atacada foi depositada uma camada de carbono usando um evaporador sob vácuo, sobre a qual foram feitas incisões dividindo a superfície das amostras em segmentos quadrados de 3 x 3 mm. Em seguida utilizou-se uma solução de Nital 2% para liberar a réplica de carbono. As réplicas foram lavadas sucessivamente em soluções de acetona e água destilada e montadas em retículos de cobre de 3mm de diâmetro para a observação em Microscopia Eletrônica de Transmissão. Para caracterizar a morfologia, tamanhos de grão e distribuição de austenita retida com relação aos outros constituintes microestruturais foram utilizadas as técnicas de microscopia óptica e microscopia eletrônica de varredura. As microanálises químicas de manganês, silício e carbono, foram feitas na interface α/γ mediante Espectrometria de Raios X, usando EDS e WDS acopladas ao microscópio eletrônico de varredura. RESULTADOS E DISCUSSÃO. Efeito do tamanho de grão austenítico na fração volumétrica de austenita retida Obteve-se após tratamentos termomecânicos ilustrados na Figura 1 (Esquema I), diferenças significativas de tamanho de grão da austenita recristalizada, sendo os valores médios: 32, 27 e 2 µm para o aço T-D, 27, 24 e 22µm para o aço T-E e 19, 17, 16µm para o aço T-H, para os esquemas contendo deformações por passe de,2,,3 e,4, respectivamente. A Figura 2(a) mostra a micrografia correspondente ao aço T-E submetido a uma deformação total de 2,6 acima da TNR. As regiões de cor marrom claro são identificadas como ferrita poligonal, as partes marrom escuro correspondem à bainita, e as amarelas correspondem à austenita retida. Os locais onde é possível encontrar a austenita retida são bastante variados, como indicado por setas, na Figura 2(a). Ora ela se encontra envolvida por ferrita poligonal (I), ora cercada por pacotes de bainita na forma de pontos ou de pequenas partículas (II); também é possível encontra-la entre agulhas de ferrita bainítica formando um arranjo de bastonetes (III). Os locais com formato de partículas grossas (IV)

na Figura 2(a), foram identificados por Microscopia Eletrônica de Varredura como constituinte MA (martensita austenita), conforme mostrado na Figura 2(b). (a) (b) Figura 2. Microestrutura do aço T-E após tratamento termomecânico com deformação de 2,4. (a) Ataque colorido mostrando os locais em que se observa austenita retida. (b) Ferrita bainítica acompanhada pelo constituinte MA. Reagente: Nital 2%. Observaram-se, também, variações no tamanho dos pacotes de bainita (Figura 3), encontrando-se os maiores deles nas amostras de maior tamanho de grão (32µm aço T-D, 27µm aço T-E e 17µm aço T-H), pertencente ao estado menos deformado, o que está de acordo com outras pesquisas [5]. Associado a isso, o exame microestrutural da Figura 3 revela a presença de pacotes de bainita com maior fração volumétrica de lâminas de ferrita bainítica, à medida que o tamanho de grão austenítico aumenta, reduzindo-se, por conseqüência, a fração volumétrica de camadas intermediárias de austenita remanescente. (a) (b) (c) Figura 3. Micrografia óptica mostrando o efeito do tamanho de grão austenítico na morfologia da bainita do aço T-E deformado com diferentes graus de deformação total. (a) 27µm deformação total de 1,4, (b) 24 µm deformação total de 2,1 e (c) 22 µm deformação total de 2,8. Reagente: Nital 2%. Por outro lado, quanto maior o tamanho do pacote bainítico, mais grosseiro é o tamanho das partículas de austenita presas entre os mesmos, sendo que essas partículas são menos estáveis e mais propensas a se transformarem em bainita inferior ou martensita no resfriamento posterior. Quanto mais finas são as camadas intermediárias de austenita remanescente e menores as partículas de austenita presas entre os pacotes, mais baixa é a temperatura do início da transformação martensítica (Ms), portanto, mais alta é a estabilidade da austenita e mais alta é a fração volumétrica de austenita retida no final do processo[6]. Os resultados das observações microestruturais permitiram estabelecer relações entre os graus de deformação, a fração volumétrica de austenita retida e a concentração de carbono contido na mesma, como indicado na Figura 4. Deve-se mencionar que, com o intuito de particularizar o efeito do tamanho

de grão austenítico de partida na fração volumétrica de austenita retida, os parâmetros do resfriamento foram mantidos constantes (tanto no recozimento intercrítico quanto no tratamento isotérmico no campo bainítico), uma vez que se espera a mesma fração volumétrica de ferrita poligonal e as mesmas considerações cinéticas para que ocorra a reação bainítica. 16 (a) 2 (b) 12 1,5 γr (%) 8 C r (%) 1 4,5 1,4 2,1 2,8 1,4 2,1 2,8 εt εt 3 2 (c) Ms ( C) 1,5 1 1,5 2-1 -2-3 C γr (%) Figura 4: (a,b) Relação entre a fração volumétrica de austenita retida (γ r ) e a, concentração de carbono (C-γ r ) com o grau de deformação no esquema de LCRE simulado por torção a quente. (b) Relação entre a temperatura Ms com a concentração de carbono contida na austenita retida. Como se observa na Figura 4, nos três aços estudados o aumento da deformação leva a um aumento da fração volumétrica de austenita retida e da concentração de carbono contida nela, favorecendo desta forma a sua estabilidade termodinâmica, diminuindo, assim, a temperatura de início de transformação martensítica. Isso está diretamente relacionado com o tamanho e a morfologia dos pacotes de bainita, produto da transformação bainítica durante o tratamento isotérmico a 4 C, assim como com os arranjos de austenita retida, descritos anteriormente. Observam-se, também, diferenças entre os três aços no que diz respeito à fração de austenita retida, bem como à concentração de carbono e ao ponto Ms. Este comportamento pode ser explicado utilizando os resultados de cinética de transformação bainítica em tratamento isotérmico a 4 C durante 18s, obtidos por dilatometria, comparando-se, por um lado, os aços T-D e T-E com diferentes concentrações de Mn e, por outro lado, os aços T-E e T-H com diferentes concentrações de Si. Deve-se lembrar que nos três aços houve formação de ferrita durante o recozimento intercrítico contribuindo para a obtenção de valores mais elevados de austenita retida. A formação de ferrita ocorre nos contornos de grãos austeníticos e é influenciada por vários fatores, entre eles: o tamanho de grão de partida, o tempo de reação γ α, etc. O refinamento de grão austenítico aumenta a área total de interface γ/α fazendo com que aumente a taxa de nucleação e a taxa de difusão do carbono e do manganês na frente da interface, durante o crescimento da ferrita. Tudo isso, provavelmente, leva à partição mais rápida destes elementos. O enriquecimento em carbono da austenita não transformada resulta em um aumento da sua estabilidade o que contribui para o aumento da fração de austenita retida na transformação bainítica subseqüente. Entretanto, o refinamento de grão leva a um aumento da taxa da transformação bainítica, devido ao aumento do número de sítios de nucleação nas interfaces γ /α e γ / γ, favorecendo a difusão de carbono das lamelas de ferrita bainítica para a austenita. Isso leva ao aumento da fração volumétrica de austenita retida. De acordo com os resultados experimentais, o efeito do tamanho de grão austenítico na cinética da transformação bainítica é mais acentuado do que o efeito do manganês. Isso permite explicar o incremento da fração volumétrica de austenita retida com o aumento da deformação total.

Os resultados da Figura 4 (a), mostram o aumento da fração volumétrica de austenita retida no aço T-H, quando comparado com o aço T-E. Isso permite verificar o efeito do silício no atraso da precipitação de carbonetos durante a reação bainítica, tornando possível o enriquecimento em carbono da austenita, de acordo com a Figura 4 (b) e, por conseqüência, o aumento da sua estabilidade termodinâmica. Desta forma, a temperatura de início da transformação martensítica diminui conforme é mostrado na Figura 4 (c), sendo possível obter na microestrutura uma quantidade considerável de austenita retida à temperatura ambiente Outro argumento a respeito das diferenças nas frações volumétricas de austenita retida nos três aços estudados é o efeito do nióbio. Para esta discussão, considerou-se que o nióbio está totalmente dissolvido na austenita tendo em conta as condições do ciclo de aquecimento e a seqüência de deformações efetuadas acima da T NR, como sugerido no esquema de laminação controlada com recristalização estática tratamento termomecânico. Nessas condições a precipitação de carbonetos de nióbio não é promovida pela deformação. Hansen [7], em 198, comprovou que acima da temperatura de não recristalização parte do nióbio permanece em solução sólida, sem formar precipitados. Segundo o mecanismo de arraste de soluto, estudado por Bradley [8] e Reynold [9], o nióbio em solução, devido a sua afinidade pelo carbono e às diferenças de tamanhos atômicos entre o Nb e o Fe da matriz, deve segregar para os contornos de grãos austeníticos. Efeito da energia de deformação acumulada na fração volumétrica de austenita retida A influência do tratamento termomecânico de laminação controlada convencional na fração volumétrica de austenita retida foi estudada através de simulações por torção a quente adotando os parâmetros correspondentes ao Esquema II da Figura 1. O exame por microscopia óptica revelou uma microestrutura de grãos muito finos, orientados na forma de bandas, como se mostra na Figura 5(a). Estas bandas microestruturais são características de materiais deformados abaixo da T NR, sugerindo a inibição da recristalização estática entre cada deformação. Os valores médios de tamanho de grão que foram medidos são: 11, 1 e 9µm para o aço T-D, 9, 8 e 7µm para o aço T-E, 7e 6µm para o aço T-H, para os esquemas de trabalho contendo deformação total de 1,95, 2,1 e 2,25, respectivamente, realizados abaixo da T NR. Entretanto, observou-se a presença de perlita em algumas regiões da microestrutura. A perlita foi detectada em maior proporção no aço T-D quando deformado na condição mais severa (deformação total de 2,25), e nos aços T-E e T-H quando deformados com deformação total a partir de 2,1, Figura 5(b). (a) (b) Figura 5: (a) MEV mostrando a presença de ferrita, bainita e martensita no aço T-E, com deformação total de 2,25 abaixo da T NR. (b) MEV correspondente ao aço T-E identificando a presença de colonias de perlita, quando submetido a laminação controlada convencional com deformação total de 2,25, abaixo da T NR. Também, foi possível observar e identificar a presença de carbonitretos de nióbio do tipo Nb(CN), distribuídos aleatoriamente na matriz, conforme é mostrado na Figura 6, utilizando as técnicas de microscopia eletrônica de transmissão e difração de elétrons em área selecionada. Nas amostras deformadas abaixo da T NR, verificou-se a presença de precipitados. Em trabalho anterior [1] foi possível caracterizar essa precipitação como sendo induzida por deformação, o que está de acordo com a literatura [11,12,13]. A identificação do precipitado Nb(CN) no aço T-D na condição de menor deformação, sugere que este fenômeno seja possível nos outros dois aços. Por um lado, porque as condições de deformação que geraram a precipitação no aço T-D são as menores e as mesmas que foram aplicadas nos aços T-E e T-H. Por outro lado, deve-se considerar que os aços T-E e T-H são mais ricos em nióbio, o que favorece a precipitação.

(13) (1) (12) (1) (12) (1) B [ 2 ] Figura 6: Micrografia de campo claro, correspondente ao aço T-D com deformação total ε T = 1,95, e padrão de difração de elétrons em área selecionada identificando a presença de precipitados de Nb(CN) [3]. A Figura 7 mostra a relação entre a fração volumétrica de austenita retida, a concentração de carbono e a temperatura de início da transformação martensítica com a deformação total aplicada nos ensaios de torção a quente para simular a laminação controlada convencional. A diminuição da temperatura de deformação (T DF < T NR ) promove a precipitação de carbonitretos, reduzindo o teor de nióbio em solução sólida e criando na austenita uma estrutura de deformação com alta densidade de discordâncias e bandas de deformação, que aceleram a reação de decomposição da austenita. Esses efeitos preponderam sobre o efeito da diminuição do tamanho de grão observado na série de experimentos anteriores de laminação controlada com recristalização estática( Esquema I). 16 (a) 2 (b) 12 1,5 r (%) 8 C r (%) 1 4,5 1,95 2,1 2,25 εt 3 2 1,95 2,1 2,25 εt (c) Ms, C 1,5 1 1,5 2-1 -2-3 C γr (%) Figura 7 (a,b) Relação entre a fração volumétrica de austenita retida (γ r ) e a, concentração de carbono (Cγ r ) com o grau de deformação no esquema de LCC. (b) Relação entre a temperatura Ms com a concentração de carbono contido na austenita retida [3]. Observa-se na Figura 7 que quando a deformação na região de não recristalização aumenta, obtém-se um decréscimo da fração volumétrica de austenita retida e da concentração de carbono contida nela, em cada um dos aços estudados, provocando aumentos consideráveis na temperatura de início de transformação martensítica, o que limita a sua estabilidade termodinâmica à temperatura ambiente. Esse efeito se deve provavelmente a uma variação da concentração de nióbio em solução. O aumento da taxa de transformação leva à redução do tempo de recozimento intercrítico na região de duas fases (γ α), necessário para a formação de uma certa quantidade de ferrita favorecendo, também, a difusão de carbono ao longo de defeitos cristalinos, melhorando a homogeneização do carbono na austenita remanescente. O controle do tempo de recozimento intercrítico é muito importante para evitar a formação de perlita durante o resfriamento posterior. A presença de perlita em alguns locais da microestrutura assim como de precipitados de nióbio, justifica o decréscimo da fração volumétrica de

austenita retida bem como da concentração de carbono correspondente, em cada um dos aços estudados, conforme foi mostrado na Figura7 (a, b). Ainda, observa-se na Figura 7 (b) que a concentração de Carbono no aço T-H é maior do que a dos outros aços. Isso, por um lado, está relacionado com a concentração de nióbio na composição química deste aço: apesar da ocorrência do fenômeno de precipitação induzida por deformação, é provável que ainda fique uma parte deste elemento em solução na matriz austenítica, tornando possível seu efeito estabilizador da austenita. Por outro lado, soma-se o efeito do silício na cinética da transformação bainítica, discutido anteriormente. CONCLUSÕES A presença de austenita retida em determinados locais da microestrutura depende do tamanho de grão austenítico. As amostras com maior tamanho de grão austenítico apresentaram pacotes maiores de ferrita bainítica e menor fração de camadas intermediárias de austenita retida. Algumas regiões de austenita se apresentaram na forma de partículas grosseiras, presas entre esses pacotes, o que possibilitou a transformação martensítica no resfriamento posterior. O aumento da energia de deformação abaixo da temperatura de não recristalização provocou uma diminuição da fração volumétrica de austenita retida e da concentração de carbono contido nela, devido ao fenômeno de precipitação induzida por deformação. As amostras submetidas a maior deformação, abaixo da temperatura de não recristalização sofreram transformação perlítica o que levou à uma queda da fração volumétrica de austenita retida. A fração volumétrica de austenita retida depende da temperatura final de deformação sendo maior quando as últimas deformações são feitas acima da T NR. AGRADECIMENTOS À Fundação de Amparo à Pesquisa do Estado de São Paulo (FAPESP), pelo suporte econômico concedido ao Processo No. 98/16266-8. REFERÊNCIAS 1. V. F. Zachay; E. R. Parker; D. Fahr; R. Bush, The enhancement of ductility in high-strength steels. Transaction ASM, v. 6, p. 252 259, 1967. 2. M. H. Ferrer, R. L. S. Germano, A. P. Tschiptschin, Cinética global das transformações de fase por resfriamento contínuo de aços TRIP ao Si-Mn. Anais do 57 Congresso da Associação Brasileira de Metalurgia e Materiais, São Paulo, SP, em CD-ROM, 22. 3. M. H. Ferrer, Transformações de fase de aços TRIP ao C-Si-Mn microligados com Nb, Tese de Doutorado, EPUSP, São Paulo, 23. 4. B. D. Cullity, Element of X-Ray Diffraction, Addison-Wesley Publisching Company, Inc., Mass., 1978. 5. H.J McQueen, J.J. Jonas, Treatise on Materials Science and Technology 6 (1975) 393 398. 6. A. Z. Hanzaki; P.D. Hodgson; S. Yue, The retained austenite characteristics in thermomechanical processed Si-Mn transformation induced plasticity steels. Metallurgical and Materials Transaction A, v. 28A, p. 245 2414, 1997. 7. S.S. Hansen, J. B. Vander Sande, M. Cohen, Niobium carbonitride precipitation and austenite recrystallizacion in hot-rolled microalloyed steels. Metallurgical Transactions A, v. 11A, n.3, p. 387 42, 198. 8. J. R. Bradley; H.I. Aaronson, Growth kinetics of grain bondary ferrite allotriomorphs in Fe-C-X alloys. Metallurghical Transaction A, v. 12A, p. 1729 1741, 1981. 9. W. T. Reynolds; F. Z. Li; C. K. Shui; H. I. Aaronson, The incomplete transformation phenomenon in Fe-C-Mo alloys. Metallurghical Transaction A, v. 21A, p. 1433 1463, 199. 1. M. H. Ferrer, R. L. S. Germano, A. P. Tschiptschin, Microestrutura e propriedades mecânicas de aços TRIP ao Si Mn Nb laminados a quente. Anais do 58 Congresso da Associação Brasileira de Metalurgia e Materiais, São Paulo, SP, em CD-ROM, 23. 11. D.Q.Bai, S. Yue, T. M. Maccagno, J. J. Jonas, Continuous cooling trnsformation temperatures determined by compression test in low carbon bainitic grades. Metallurgical and Materials Transactions A, v. 29A, p. 989 11, 1998. 12. P. D. Hodgson, R. K. Gibbs, A mathematical model to predict the mechanical properties of hot rolled C Mn and microalloyed steels. ISIJ International, v. 32, n.12, p. 1329 1338, 1992. 13. M. Gómez, S. F. Medina, A. Quispe, P. Valles, Proceedings of the First Joint International Conference, Recristalization and Grain Growth, Springer-Verlag, 21.