Comportamento mecânico de aços multifásicos

ESTUDO COMPARATIVO DO COMPORTAMENTO MECÂNICO EM TRAÇÃO E
FADIGA DE AÇOS COM MICROESTRUTURAS MULTIFÁSICAS
P. R. N. Pivato1
, A. J. Abdalla2
, C. A. R. P. Baptista1
, T. M. Hashimoto3
,
M. S. Pereira3
, R. M. Anazawa2, 3
1
Escola de Engenharia de Lorena - EEL/USP, Cx. postal 116, CEP 12602-810,
Lorena/SP. Email: ppivato@alunos.faenquil.br
2
Inst.Estudos Avançados - IEAv / Comando-Geral de Tecnologia Aeroespacial /CTA
3
Faculdade de Engenharia de Guaratinguetá - FEG/UNESP
RESUMO
Os aços comerciais 4340 e 300M são empregados nas indústrias aeronáutica e
espacial. O presente trabalho avalia os efeitos da microestrutura nas propriedades
mecânicas em tração e fadiga destes aços. Microestruturas multifásicas com
diferentes teores de martensita, bainita, ferrita e austenita retida foram produzidas
por tratamentos térmicos isotérmicos e intercríticos. As propriedades mecânicas
foram avaliadas por meio de ensaios de tração e fadiga uniaxial. Os resultados
mostraram que o comportamento mecânico em tração foi fortemente afetado pela
microestrutura, enquanto nas curvas de fadiga o efeito não foi tão significativo. Para
ambos os aços, as microestruturas predominantemente martensíticas mostraram
melhor combinação das propriedades mecânicas em tração, mas apresentaram o
pior comportamento em fadiga. Análises via MEV permitiram determinar os
micromecanismos de fratura associados às condições microestruturais.
Palavras-chave: aços mutifásicos, tratamentos térmicos, fadiga.
INTRODUÇÃO
Os aços comerciais AISI 4340 e 300M são amplamente utilizados nas
indústrias aeronáutica e espacial por combinarem resistência e tenacidade, podendo
trabalhar nos mais variados tipos e níveis de solicitações. Eles são considerados
aços de ultra-alta resistência mecânica devido aos elevados valores dos limites de
17º CBECIMat - Congresso Brasileiro de Engenharia e Ciência dos Materiais, 15 a 19 de Novembro de 2006, Foz do Iguaçu, PR, Brasil.
6716

escoamento e resistência à tração(1,2)
. O aço 4340 apresenta, boa forjabilidade e
usinabilidade, facilidade para tratamento térmico e baixa susceptibilidade à
fragilização por hidrogênio, além de resistência à fadiga, corrosão, corrosão sob
tensão, nucleação e propagação de trincas(1)
. O aço 300M vem sendo empregado
como substituto do 4340 devido a sua maior resistência mecânica em tração. Ele
difere do 4340 por conter alto teor de silício, teores de carbono e molibdênio
ligeiramente maiores e receber adição de vanádio. Estas modificações, aliadas ao
processamento via fusão por indução a vácuo e refusão a arco, proporcionam
melhores propriedades ao aço 300M(3)
. De fato, a tecnologia do aço 300M foi
desenvolvida como um melhoramento do aço 4340, baseando-se no estudo do
efeito dos elementos de liga nos aços em propriedades mecânicas como a
tenacidade, que são sensíveis aos tempos e temperaturas de austenitização e
revenimento(4)
. Embora seja consensual o avanço tecnológico do aço 300M em
relação ao 4340, principalmente ao que concerne à tenacidade(2)
, em diversas
aplicações ainda predomina o emprego do aço 4340, provavelmente devido a
fatores como o custo unitário dos componentes(1)
.
Esses aços são usualmente empregados na condição “temperado e revenido”,
em que a temperatura e o tempo de revenimento da microestrutura
predominantemente martensítica são escolhidos de acordo com o nível de dureza
requerido. Pelo fato de as transformações metalúrgicas ocorrerem a taxas
relativamente baixas, os tratamentos de têmpera e revenimento podem ser
empregados em peças com até 100 mm de espessura(5)
. A adoção de novos
tratamentos térmicos isotérmicos e intercríticos permite obter uma microestrutura
multifásica composta, além da martensita, pelas fases ferrita e/ou bainita, contendo
ainda teores expressivos de austenita retida(3)
. Além da fração volumétrica das
fases, esses tratamentos são empregados para controlar sua morfologia e o
tamanho de grão(6,7)
. A microestrutura multifásica combina microconstituintes duros
e dúcteis, abrindo um novo leque de possibilidades ao permitir ajustar os níveis de
resistência e ductilidade visando melhorar as propriedades mecânicas como
tenacidade e resistência à fadiga do aço(7,8)
.
A ocorrência de falhas por fadiga é uma das principais preocupações
relacionadas ao emprego estrutural de materiais. Dentre os vários métodos
existentes para a descrição dos diferentes aspectos do comportamento em fadiga, a
abordagem tradicional baseada nas conhecidas curvas S/N (relações tensão-vida) é
6717

a mais empregada em avaliações comparativas de materiais. Um trabalho recente(9)
demonstrou que a vida em fadiga (avaliada por meio de curvas S/N) do aço AISI
4140, submetido a diferentes tratamentos térmicos de têmpera e revenido, pode
sofrer alterações de até duas ordens de grandeza. Para se obter as curvas S/N,
lotes de corpos-de-prova cuidadosamente preparados são submetidos a
carregamentos cíclicos estacionários até a ruptura, relacionando-se um valor
nominal de tensão (que pode ser a amplitude ou a tensão máxima do ciclo) com o
número de ciclos para a falha. O conjunto de ensaios pode ser feito a um valor fixo
da tensão média ou da razão de tensão R (relação entre as tensões mínima e
máxima do ciclo)(5,10)
.
O presente trabalho tem como objetivo avaliar, por meio de curvas S/N, o
comportamento em fadiga dos aços AISI 4340 e 300M em diferentes condições
microestruturais. Vários tratamentos térmicos foram avaliados em um trabalho
anterior(7)
, em termos da microestrutura e propriedades em tração, e os mais
promissores foram selecionados para o presente estudo. Assim, os aços, após
austenitizados a 900°C, foram transformados por meio de tratamento isotérmico em
temperatura na região de formação da bainita (320°C) e tratamento na temperatura
intercrítica de 760°C. Os resultados dos ensaios de fadiga são relacionados às
propriedades mecânicas em tração e às características fractográficas observadas
em cada condição microestrutural.
MATERIAIS E MÉTODOS
A composição química dos aços AISI 4340 e 300M, determinada em um
trabalho anterior(7)
, encontra-se reproduzida na Tabela 1. Os corpos-de-prova para
os ensaios de fadiga, com seção retangular de espessura 3,2 mm e raio contínuo
entre as extremidades de agarre resultando em 6,35 mm de largura na seção de
teste, foram confeccionados segundo a norma ASTM E466. Todos os corpos-de-
prova foram inicialmente submetidos ao tratamento térmico de recozimento,
permanecendo a 950°C por 2 horas, com resfriamento controlado até 300°C
(20°C/min). Foi utilizado neste tratamento um forno GCA a vácuo com atmosfera
controlada. As amostras foram em seguida divididas em 3 lotes. O primeiro lote foi
mantido na condição de recozimento. O segundo foi austenitizado a 900°C por 20
6718

minutos e em seguida permaneceu por 10 minutos na temperatura intercrítica de
760°C, a partir da qual foi temperado em óleo, num procedimento que será
designado neste trabalho por tratamento intercrítico (IC). O terceiro lote, após
austenitizado de forma idêntica ao segundo, permaneceu por 15 minutos a 320°C e
foi em seguida resfriado em água, sendo este procedimento designado por
tratamento isotérmico (IT).
Tabela 1. Composição química dos aços 4340 e 300M (% em peso).
C S P Si Mn Cr Ni Mo Al V Cu
4340 0,39 0,0010 0,017 0,26 0,64 0,80 1,82 0,22 - - -
300M 0,39 0,0005 0,009 1,78 0,76 0,76 1,69 0,40 0,003 0,08 0,14
Após os tratamentos térmicos, os corpos-de-prova foram preparados com uma
seqüência de lixas com granulações de 220 a 600, resultando em uma rugosidade
superficial RA em torno de 0,1 µm. Para realizar os ensaios de fadiga foi utilizado um
sistema servo-hidráulico MTS 810.23M com 250 kN de capacidade. Adotou-se o
modo de controle de força e o carregamento foi aplicado com forma de onda
senoidal. Os ensaios foram realizados ao ar, em temperatura ambiente, com
freqüência de 20 Hz e razão de tensão (mínima/máxima) R = 0,1. Os níveis de
tensão máxima foram escolhidos de modo a situar as curvas S/N na faixa de 104
a
106
ciclos. Foram realizados pelo menos 16 ensaios para cada condição de material.
Após os ensaios, as superfícies de fratura de alguns dos corpos-de-prova foram
observadas ao microscópio eletrônico de varredura (MEV). Nestas análises foi
utilizado um equipamento LEO 1460 VP, operando no modo de elétrons
secundários.
RESULTADOS E DISCUSSÃO
As microestruturas obtidas através dos tratamentos térmicos adotados nesta
pesquisa foram semelhantes para os dois aços estudados e descritas
detalhadamente em trabalho anterior(7)
. As microestruturas recozidas apresentam-se
bastante complexas, sendo constituídas de martensita, bainita e carbonetos,
contendo ainda porções de ferrita e austenita retida. O tratamento IC, que privilegiou
6719

a formação da martensita, resultou ainda na formação da fase ferrítica, além da
bainita formada no resfriamento contínuo. A microestrutura obtida através do
tratamento IT é uma matriz complexa formada principalmente por bainita e ferrita
acicular.
PROPRIEDADES EM TRAÇÃO
As transformações microestruturais causadas pelos tratamentos térmicos foram
responsáveis por alterações nas propriedades mecânicas dos aços estudados. Na
Tabela 2 são mostrados os resultados de ensaios de tração(7)
, a serem levados em
conta na avaliação comparativa do comportamento em fadiga dos materiais. Os
níveis de resistência mecânica mais elevados do aço 300M em relação ao 4340
estão associados à presença do vanádio e de um alto teor de silício(3)
. Os resultados
dos ensaios de tração mostram que os tratamentos IC e IT promoveram aumentos
importantes dos limites de escoamento (σe) e resistência (σt) do aço AISI 4340, em
relação ao material recozido, e sem perda significativa da ductilidade medida pelo
alongamento (∆L) e pela estricção (RA). A resistência mecânica do aço 300M
também teve um ganho significativo com o tratamento IC, mas à custa de uma maior
redução da ductilidade. Observa-se, porém, que o tratamento IT promoveu uma
diminuição nos limites de escoamento e resistência deste aço, acompanhada
também por perda de ductilidade em relação ao material recozido. As propriedades
mecânicas do aço 300M nesta condição foram associadas à formação de bainita
superior e à presença de austenita retida. A boa ductilidade apresentada por ambos
os aços em decorrência do tratamento IC foi associada à fase ferrítica, enquanto a
martensita e bainita formadas possibilitaram atingir os altos níveis de resistência
observados.
Tabela 2. Propriedades mecânicas em tração dos aços estudados.
σe (MPa) σt (MPa) ∆L (%) RA (%)Tratamento
Térmico 4340 300M 4340 300M 4340 300M 4340 300M
Recozido 899 1.531 1.073 1.673 14,2 17,7 24 32
IC 1.672 2.035 2.028 2.154 13,1 14,8 27 41
IT 1.402 1.387 1.478 1.592 14,3 10,7 32 37
6720

COMPORTAMENTO EM FADIGA
As curvas S/N dos aços 4340 e 300M, nas diferentes condições
microestruturais, são apresentadas respectivamente nas Figuras 1 e 2. Para maior
clareza na visualização dos dados, plotaram-se os valores médios (média aritmética)
da vida em fadiga para cada nível de tensão máxima. Pode-se observar que ambos
os aços sofreram alterações semelhantes na resistência à fadiga em decorrência
dos tratamentos térmicos. Assim, o tratamento IC promove uma queda na curva S/N
em relação à condição recozida, sendo possível ainda observar que este efeito é
mais acentuado para o aço 300M. Por outro lado, o comportamento dos aços após o
tratamento IT é muito semelhante ao dos materiais recozidos. Relacionando-se
esses resultados com as propriedades em tração, fica evidente que a microestrutura
formada através do tratamento IC, apesar de apresentar a melhor combinação de
resistência e ductilidade, é a que possui o pior desempenho em fadiga.
10000 100000 1000000
500
600
700
800
900
1000
1100
1200
1300
1400
Smáx
[MPa]
N [ciclos]
AISI 4340
Recozido
IC
IT
Figura 1. Curvas de vida em fadiga do aço 4340.
A aparente discrepância entre os comportamentos em tração e fadiga desses
aços pode ser discutida em termos das microestruturas resultantes dos tratamentos
térmicos. Dentre os tratamentos térmicos empregados, o tratamento IC é o que
promove a formação de microconstituintes com a maior diferença de dureza entre si,
uma vez que neste tratamento é privilegiada uma combinação de fases contendo
principalmente martensita e ferrita. Como conseqüência, ocorre uma maior
6721

incompatibilidade de deformação entre as fases, fato que pode facilitar a nucleação
de trincas durante a aplicação de carregamentos cíclicos.
10000 100000 1000000
700
800
900
1000
1100
1200
1300
1400
1500
N [ciclos]
300M
Recozido
IC
IT
Smáx
[MPa]
Figura 2. Curvas de vida em fadiga do aço 300M.
Aplicando-se o modelo log-linear no ajuste numérico dos conjuntos de pontos
experimentais, pode-se obter estimativas da tensão Smax correspondentes a níveis
específicos de vida em fadiga. A Tabela 3 mostra os resultados desses cálculos para
3 níveis de vida: 1×104
, 1×105
e 1×106
ciclos. Os resultados são apresentados em
termos absolutos e normalizados em relação ao limite de escoamento para cada
condição microestrutural. Esta tabela permite concluir que, em termos absolutos, o
aço 300M na condição IT é o que apresenta os maiores níveis de resistência à
fadiga. Porém, em relação ao limite de escoamento, o aço 4340 na condição
recozida é o que possui o melhor comportamento em fadiga.
Tabela 3. Resistência à fadiga para diferentes níveis de vida.
104
ciclos 105
ciclos 106
ciclosCondição do
Material Smax (MPa) Smax/σe Smax (MPa) Smax/σe Smax (MPa) Smax/σe
Recozido 1.047 1,16 901 1,00 755 0,84
IC 1.165 0,70 927 0,55 689 0,414340
IT 1.110 0,79 916 0,65 722 0,51
Recozido 1.259 0,82 1.057 0,69 855 0,56
IC 997 0,49 893 0,44 789 0,39300M
IT 1.147 0,83 1.057 0,76 967 0,70
6722

ANÁLISE FRACTOGRÁFICA
A Figura 3 mostra o aspecto macroscópico típico da fratura dos aços.
Predomina a aparência de fratura frágil, com pouca deformação e propagação em
planos bem definidos. O aço 4340 recozido (Fig.3a) apresentou característica típica
interessante: no momento da fratura por sobrecarga aparece uma trinca secundária
que não se desenvolve, mas deixa bem demarcada a região. O aço 300M recozido
(Fig.3b) apresenta alguma redução de área na região de fratura final. O aço 4340,
na condição de tratamento IC (Fig.3c), apresentou na maioria dos ensaios um
aspecto marcante, de mudança de direção no momento da propagação instável da
trinca e ruptura final por sobrecarga. Neste caso, o desvio se dá devido às partículas
duras (martensita ou bainita) que servem como obstáculo para as trincas em
propagação. A Figura 3d mostra uma superfície de fratura típica observada nos aços
tratados na condição IT: uma superfície plana, sem deformação aparente e com
clara distinção entre a região de propagação da trinca e a região de ruptura final.
(a) Aço 4340 Recozido (b) Aço 300M Recozido
(c) Aço 4340 tratamento IC (d) Aço 300M tratamento IT
Figura 3. Aspectos macroscópicos das superfícies de fratura por fadiga.
6723

As regiões de início e propagação da trinca nos aços recozidos (Figura 4)
evidenciam micromecanismos semelhantes. As trincas se desenvolvem na direção
radial através da extração de partículas das fases duras, formando picos e vales.
Notam-se microdeformações localizadas, resultantes das fases mais dúcteis que
envolviam as fases duras. Nos aços submetidos ao tratamento IC (Figura 5) também
se formam picos e vales nestas regiões, porém com menor intensidade. Nota-se um
refinamento no tamanho das partículas, com aparecimento de fases aciculares. As
deformações estão reduzidas a regiões ainda mais restritas. Aparecem também
alguns grãos rompidos de forma transgranular, evidenciando redução na ductilidade.
(a) Aço 4340 (b) Aço 300M
Figura 4. Região de início da trinca nos aços recozidos.
(a) Aço 4340 (b) Aço 300M
Figura 5. Região de início da trinca nos aços submetidos ao tratamento IC.
Para o tratamento IT, que produziu em ambos os aços uma microestrutura
predominantemente bainítica, a propagação inicial da trinca também ocorreu na
6724

direção radial, formando picos e vales menos profundos que os observados na
condição recozida (ver Figura 6b). Nota-se, no entanto, que o micromecanismo
ativado difere do observado no aço recozido. Observa-se na Figura 6a que a
propagação ocorreu com a formação de degraus, deixando expostas plaquetas do
constituinte bainítico e pequenos alvéolos que circundam as facetas de grãos
expostos. Este aspecto dúctil ocorre, provavelmente, devido à austenita retida.
(a) Aço 4340 (b) Aço 300M
Figura 6. Região de início da trinca nos aços submetidos ao tratamento IT.
A Figura 7 mostra a fratura final, por sobrecarga, dos materiais estudados. O
aço 4340 recozido apresentou aspecto frágil, facetas de clivagem, marcas de rios,
presença de precipitados e trincas secundárias (Fig.7a). O aço 300M recozido
apresentou micromecanismos de fratura mais dúcteis. Nota-se a presença de muitos
“dimples” e deformações superficiais (Fig.7b). Na fratura final do aço 4340 com
tratamento IC (Fig.7c) aparece maior quantidade de alvéolos, devido à existência de
finas camadas de ferrita (formada na temperatura intercrítica) entre os grãos
martensíticos e a bainita. Em detalhe nota-se uma partícula solta e algumas trincas
presentes. No aço 300M (Fig.7d), não houve a formação da fase dúctil, devido à fácil
temperabilidade do mesmo. Observam-se algumas partículas soltas, trincas
secundárias e aparência generalizada de fratura transgranular, com rara presença
de alvéolos. As Figuras 7e e 7f, referentes ao tratamento IT, mostram a estrutura
bainítica rompida. No aço 300M (Fig.7f) os grãos são mais refinados e aciculares.
No aço 4340 (Fig.7e), nota-se que a bainita tem formato mais lenticular e que a fase
dúctil que a circunda tem tamanho maior, permitindo a formação de alvéolos
localizados.
6725

(a) Aço 4340 recozido (b) Aço 300M recozido
(c) Aço 4340, tratamento IC (d) Aço 300M, tratamento IC
(e) Aço 4340, tratamento IT (f) Aço 300M, tratamento IT
Figura 7. Região de ruptura final por sobrecarga dos aços estudados.
CONCLUSÕES
O tratamento térmico IC, apesar de propiciar a melhor combinação de
resistência à tração e ductilidade nos aços 4340 e 300M, resulta em queda na
resistência à fadiga destes aços. O refinamento de grãos e a complexa coexistência
6726

de fases duras (bainita e martensita) e dúcteis (ferrita e austenita) multiplica a
quantidade de pontos críticos onde se iniciam as microtrincas. Em termos absolutos,
o aço 300M na condição IT apresenta a maior resistência à fadiga dentre os
materiais estudados. Em relação ao limite de escoamento, o aço 4340 recozido
apresenta o melhor comportamento em fadiga. Ficou evidente, porém, a queda na
resistência relativa à fadiga dos aços com microestrutura multifásica, quando
comparados aos aços recozidos. Todas as condições de material estudadas
apresentam fratura por fadiga com aspecto macroscópico frágil. Porém, os
micromecanismos ativados diferem entre as condições devido às particularidades
das estruturas multifásicas formadas nos tratamentos térmicos.
REFERÊNCIAS
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CONGRESSO ANUAL DA ABM, 59, São Paulo, 2004. Anais do 59° Congresso
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analysis: theory and practice. Oxford: Elsevier, 2005.
6727

COMPARATIVE ANALYSIS OF MONOTONIC AND CYCLIC MECHANICAL
BEHAVIOR OF MULTI-PHASE STEELS
ABSTRACT
The aim of the present work is to perform a comparative study of the effects of
microstructure on the mechanical properties of the commercial steels AISI 4340 and
300M, widely employed in the aerospace industry. To do so, the materials were
intercritically and isothermally heat treated in order to achieve multiphase
microsctructures containing different amounts of martensite, bainite, ferrite and
retained austenite. The mechanical properties of the materials were evaluated by
means of tensile and fatigue tests. The results showed that the tensile properties of
these materials are dramatically changed by the microstructure, while the fatigue
behavior is not significantly affected. For both steels, the martensitic microstructure,
which showed the best compromise of strength and ductility, shows however the
worst fatigue behavior. The fracture surfaces of the samples were observed via SEM
in order to reveal the fracture mechanisms presented by these steels.
Key-words: Multi-phase steels, heat treatments, fatigue resistance.
6728

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