Efeito de adições de vanádio, nióbio e molibdênio na estrutura e propriedades mecânicas de aços com 0,7 % C utilizados na fabricação de rodas ferroviárias

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SOLANGE TAMARA DA FONSECA

Efeito de adições de vanádio, nióbio e molibdênio

na estrutura e propriedades mecânicas de aços com

0,7 % C utilizados na fabricação de rodas

ferroviárias

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CAMPINAS 2015

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UNIVERSIDADE ESTADUAL DE CAMPINAS

FACULDADE DE ENGENHARIA MECÂNICA

Solange Tamara da Fonseca

Efeito de adições de vanádio, nióbio e molibdênio

na estrutura e propriedades mecânicas de aços com

0,7 % C utilizados na fabricação de rodas

ferroviárias

Orientador: Prof. Dr. Paulo Roberto Mei Coorientador: Prof. Dr. Amilton Sinatora

CAMPINAS 2015

Tese de Doutorado apresentada à Faculdade de Engenharia Mecânica da Universidade Estadual de Campinas, como parte dos requisitos para a obtenção do título de Doutora em Engenharia Mecânica, na Área de Materiais e Processos de Fabricação.

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UNIVERSIDADE ESTADUAL DE CAMPINAS

FACULDADE DE ENGENHARIA MECÂNICA

COMISSÃO DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA MECÂNICA

DEPARTAMENTO DE ENGENHARIA DE MANUFATURA E MATERIAIS

TESE DE DOUTORADO

Efeito de adições de vanádio, nióbio e molibdênio na estrutura e

propriedades mecânicas de aços com 0,7 % C utilizados na fabricação de

rodas ferroviárias

Autora: Solange Tamara da Fonseca Orientador: Prof. Dr. Paulo Roberto Mei Coorientador: Prof. Dr. Amilton Sinatora

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Dedico este trabalho aos meus familiares e amigos que encontrei ao longo da vida.

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Agradecimentos

Este trabalho não teria sido finalizado sem a ajuda de diversas pessoas às quais presto minha singela homenagem:

Aos meus avós Maria José e Teodorico (in memorium) que sempre acreditaram no crescimento intelectual através do estudo. Aos meus pais (José Gilberto e Maria Luiza) e irmãos (Tatiana e Leandro) pelo apoio incondicional, os quais me pouparam de momentos de tristeza afim de não prejudicar o meu desempenho acadêmico e junto com os meus cunhados Alberto e Thaís me alegravam com a notícia da chegada de um novo membro na família. Aos meus sobrinhos maravilhosos (Danilo, Arthur e Heloísa) que me enchem de energia e alegria. Ao meu padrasto Osvaldo por sua compania nas viagens a Caçapava. A minha grande amiga Andréia Mano que incentivou o meu retorno ao meio acadêmico. E não podia deixar de falar do meu namorado e futuro marido Carlos Sato, pelo seu companheirismo, amor e dedicação, além da sua presença na etapa mais importante deste trabalho, o qual me fez instigar ainda mais os meus resultados e ter orgulho do resultado final.

Ao meu orientador, Prof. Dr. Paulo Roberto Mei pelo voto de confiança num momento de mudança e pelos bons conselhos de grande amigo que recebi ao longo desses anos.

Ao meu orientador, Prof. Dr. Amilton Sinatora pelas aulas calorosas de tribologia que nos preparava para o exercício da docência e nos enchia de sabedoria.

A todos os professores e colegas do departamento, que ajudaram de forma direta e indireta na conclusão deste trabalho.

Aos grandes amigos que encontrei nesta jornada, os quais fizeram desse momento prazeroso, divertido e enriquecedor nas diferentes áreas.

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A empresa MWL Brasil pelo apoio financeiro e material, e seus colaboradores Domingos, Renato, Tiago, Márcio, Petter, Thiago e Lucas.

Aos amigos do meu grupo de pesquisa, Gabriela, Haroldo, Adilto, Maria Claúdia, Felipe, Clélia e Emílcio. E não podia esquecer o grupo do Laboratório de Processamento e Caracterização de Metais que me adotaram como parte da equipe em várias ocasiões.

Ao Laboratório de Caracterização Estrutural (Dema/UFSCar), ao Laboratório de Fenômenos de Superfície (USP) pela disponibilidade e auxílio nas tarefas, assim, como toda a equipe que sempre esteve disponível.

Ao Laboratório de Processamento e Caracterização de Metais (CPM/LNNano/CNPEM) pelos projetos STC-16393, STC-16427, DRXP-17336, DRXP-18384 e STC-18385 e o Laboratório de Nanotecnologia (LNNano/CNPEM) pelos projetos MSC-11075, TEM-MSC-11446, SEM-FEG-15097, SEM-16428.

As agências de fomento Capes, CNPq (pelo projeto 48.4398-2013-0) e Fapesp (pelo projeto 12/50177-1), pelo apoio e incentivo à pesquisa.

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“Tudo parece impossível até que seja feito” (Nelson Mandela)

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Resumo

Uma das maneiras de se reduzir os custos no transporte de cargas é aumentando a quantidade de carga transportada por vagão, isto eleva a tensão no eixo do vagão e, consequentemente, a roda deve possuir maior dureza sem perda da tenacidade para suportar o desgaste. Para atingir os níveis de dureza necessários estão sendo desenvolvidas rodas ferroviárias com aços microligados que são definidos como aços carbono-manganês contendo pequenos teores (menores que 0,5% em massa) de elementos de liga, que são fortes formadores de carbonetos como o nióbio (Nb), vanádio (V), molibdênio (Mo) e titânio. Em 2008, a MWL do Brasil iniciou o desenvolvimento de rodas ferroviárias fabricadas com aços microligados, e a partir de 2012, com a colaboração da EPUSP foi necessário o desenvolvimento de uma máquina de ensaio de desgaste tipo disco contra disco que atendesse as especificações da norma AAR (Association of American Railroads). Além disso, havia interesse em se conhecer o comportamento desses aços, sendo assim, seria necessário obter as curvas de resfriamento contínuo (CRC) dos mesmos. A análise destas mostrou que a adição dos elementos microligantes refinou o grão austenítico por formação de finos carbonetos de Nb e V, retardou a formação de ferrita e perlita, o que reduziu o espaçamento interlamelar da perlita; e elevou a temperabilidade dos aços. Entretanto, a adição de microligantes não alterou as temperaturas de início de formação de martensita, mas melhorou a temperabilidade. A formação de martensita não foi finalizada até a temperatura ambiente e todos os aços apresentaram austenita retida junto com a martensita. A análise de corpos de prova retirados das pistas de rolamento das rodas ferroviárias prontas para uso, com estrutura ferrítica-perlítica, revelou que o aço ao V apresentou os melhores resultados em todos os ensaios (tração na temperatura ambiente e 540 ºC, energia absorvida no ensaio Charpy e KIC) quando comparado

ao aço sem microligantes ou com a adição de Nb+Mo. O melhor desempenho do aço ao V foi atribuído ao seu menor tamanho de grão austenítico e espaçamento interlamelar da perlita mais refinado. No ensaio de desgaste por deslizamento, a perda de massa foi maior no aço Nb. O primeiro protótipo construído da máquina de desgaste tipo disco contra disco forneceu resultados confiáveis até 250.000 ciclos, não atingindo o valor minímo especificado pela AAR. Entretanto a experiência adquirida foi essencial para projetar um novo protótipo que está em comissionamento.

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Abstract

One of the main strategies to reduce cost in load transportation is through the increase of the load transported a railroad car. This increase of tension in the wagons axes, require wheels with higher hardness but without loss of ductility and toughness. Thus, to achieve the required levels of hardness, the developments are now focusing on railway wheels composed by microalloyed steels that are defined as carbon-manganese steels containing a small amount (less than 0.5% by mass) of strong carbide-forming elements such as niobium (Nb), vanadium (V), molybdenum (Mo) and/or titanium. The MWL Brazil began in 2008, together with Unicamp, a research project on the development of railway wheel made of microalloyed steel and, later on 2012, EPUSP joined to the project reinforcing the importance of the project. During this work, project developed a disk-on-disk wear test machine that would attend the specifications of the standard AAR (Association of American Railroads). Besides, there was also an interest on further knowing the behavior of these steels, that is, it would be necessary to obtain the continuous cooling curves (CCC). In this work, the analysis of CCC showed that the addition of microalloying elements contributed in refining the austenitic grain size due to fine Nb and V carbides formation; delayed the formation of ferrite and pearlite, which reduced the interlamellar spacing of pearlite; and increased the hardenability of steels. However, the addition of microalloying did not change the starting martensite formation temperature, but increased the hardenability. It was also observed that the formation of martensite was not finished at room temperature and all studied steels presented retained austenite. The analysis of samples taken from the tread of railway wheels, with ferritic-pearlitic structure revealed that the vanadium steel showed the best results in all tests of strength (at room temperature and 540 °C), K1C and Charpy test if compared to steels without microalloying or with the addition of Nb+Mo. The superior performance vanadium steel was attributed to the smallest austenite grain size and the finest interlamellar spacing of the pearlite. In the wear test, the weight loss was greater in the niobium microalloyed steel. The developed prototype of the disk-on-disk wear test machine only provided reliable results up to 250,000 cycles; it not reached the minimum value specified by the AAR. However, the experience was essential to enhance a new prototype that is commissioning.

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Lista de Ilustrações

Figura 2.1 – Movimentação de carga transportada pelas ferrovias (milhões de tonelada útil) [ANTF, 2013]. ... 7 Figura 2.2 – Matriz de transporte atual e projeção futura para o Brasil [PNLT, 2012]. ... 8 Figura 2.3 - Mapa da malha ferroviária atual e futura do Brasil [FLEURY, 2011]. ... 9 Figura 2.4 – As matrizes de transporte e emissão de CO2 por modal no Brasil [FLEURY, 2011].

... 10 Figura 2.5 – Nomenclatura das partes de uma roda ferroviária [VILLAS BÔAS, 2010]. ... 12 Figura 2.6 – Simulação de aquecimento durante a frenagem nos diferentes tipos de disco [ALVES, 2012]. ... 13 Figura 2.7 - Temperatura durante a frenagem na estrada de ferro Vitória-Minas em 2010 [VALE, 2010]. ... 14 Figura 2.8 - Efeito do endurecimento por solução sólida, causado pela adição de elementos de liga em aços-carbono [COUTINHO, 1992]. ... 16 Figura 2.9 - Efeito do tamanho de grão nas propriedades mecânicas [HERTZBERG,1989]. ... 17 Figura 2.10 – Variação do limite de resistência à tração, dureza e limite de resistência ao escoamento em função do inverso da raiz quadrada do espaçamento interlamelar do aço 0,65 % C [MODI, 2001]. ... 19 Figura 2.11 – Variação do alongamento e da energia absorvida no ensaio de Charpy (temperatura ambiente) em função do inverso da raiz quadrada do espaçamento interlamelar do aço 0,65 % C [MODI, 2001]. ... 20 Figura 2.12 - Efeito do cromo e molibdênio no campo austenítico [MAALAKEIN, 2007]... 22 Figura 2.13 – Diagrama CCT, após austenitização a 1200 ºC. (F – ferrita alotriomórfica, P – perlita, AF – ferrita acicular e M – martensita) [ANDRÉS, 2001]. ... 23 Figura 2.14 - Influência do refino de grão e a precipitação no aumento da resistência mecânica de aços ARBL microligados ao vanádio [KORCHYNSKY, 2005]. ... 25 Figura 2.15 – Produto de solubilidade de carbonetos na austenita em função da temperatura [PAVLINA, 2012]. ... 28 Figura 2.16 – Produto de solubilidade de carbonetos na ferrita em função da temperatura [PAVLINA, 2012]. ... 29

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Figura 2.17 – Precipitação interfásica plana [HONEYCOMBE, 1985] ... 31 Figura 2.18 – Temperatura de início de formação da ferrita pro-eutetóide no resfriamento contínuo em aço 0,5 % C + 0,3 % V [PARSONS, 1987]. ... 33 Figura 2.19 – Microscopia eletrônica de transmissão, evidenciando a distribuição dos precipitados finos de VC na ferrita da perlita em amostras submetidas ao resfriamento contínuo lento: a) campo claro e b) campo escuro [PARSONS, 1987]. ... 34 Figura 2.20 – Energia de impacto em função da temperatura após resfriamento rápido [PARSONS, 1987]. ... 36 Figura 2.21 – Propriedades mecânicas do aço microligado ao vanádio em resfriamento contínuo [PARSONS, 1987]. ... 36 Figura 2.22 – Microscopia eletrônica de transmissão mostrando os precipitados na região da perlita degenerada em amostra submetida ao resfriamento contínuo lento: a) campo claro e b) campo escuro [PARSONS, 1987]. ... 38 Figura 2.23 – Curva CCT da cinética de precipitação para carbonitreto de nióbio na austenita [JONAS, 1979]. ... 39 Figura 2.24 – Tamanho do grão austenítico em aços 54SiCr6 e 54SiCrV6 com variação do tempo e da temperatura de austenitização [BARANI, 2007]. ... 41 Figura 2.25– Tamanho do grão austenítico em aços Padrão e Padrão+V com variação do tempo de austenitização para uma temperatura definida de 920 °C [CANAAN, 2007]. ... 42 Figura 2.26 – Tamanho de grão austenítico de aços 0,8 % C em função da temperatura de laminação: com adição de nióbio (8N) e sem adição de nióbio (8) [MEI, 1989]. ... 42 Figura 2.27 – Tamanho de grão austenítico de aços médio carbono com e sem adições de nióbio [adaptado, DINIZ, 2005]. ... 43 Figura 2.28 – Efeito da adição de elementos de liga substitucional na dureza da ferrita [MAALEKIAN, 2007]. ... 44 Figura 2.29 – a) Correlação entre espaçamento interlamelar mínimo e diâmetro do grão austenítico para aços com 0,8 %C: com adição de nióbio (8N) e sem adição de nióbio (8); b) Correlação entre espaçamento interlamelar mínimo e dureza para aços com 0,8 %C: com adição de nióbio (8N) e sem adição de nióbio (8) [MEI, 1989]. ... 46

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Figura 2.30 - Representação esquemática da curva CCT do aço Ni-Cr-Mo mostrando as três formas de bainita [OHMORI, 1971]. ... 47 Figura 2.31 - Morfologia dos vários tipos de bainita, sendo a fase clara composta por ferrita e a fase escura composta por cementita: a) bainita nodular; b) bainita colunar; c) bainita superior; d) bainita inferior; e) bainita alotriomorfa de contorno de grão; f) bainita inversa [KRAUSS, 1995]. ... 48 Figura 2.32 – Microestrutura da bainita superior (BU) e martensita (M) em um aço D6AC [ABBASZADEH, 2012]. ... 49 Figura 2.33 – Microestrutura da bainita inferior (BL) e martensita (M) em um aço D6AC [ABBASZADEH, 2012]. ... 50 Figura 2.34 – Microestrutura da bainita granular em um aço Fe-0,5C-2,25Cr-0,5Mo, % em peso [BHADESHIA, 2001]. ... 51 Figura 2.35 - Microscopia eletrônica mostrando uma colônia de bainita colunar de uma amostra em aço Fe-0,82C (% em peso) sujeita a transformação isotérmica a 288 ºC e a pressão de 30 Kbar [BHADESHIA, 2001]. ... 52 Figura 2.36 – Microestrutura da bainita inversa em um aço hipereutetóide [BHADESHIA, 2001]. ... 53 Figura 2.37 - Comparação entre os valores teóricos e experimentais do incremento da tensão de escoamento, em função do tamanho e densidade das partículas de carbonitretos de Nb, V e Ti [SILVA, 2010]. ... 54 Figura 2.38 - Comparação das propriedades mecânicas entre os aços AISI 1040 e 38MnVS6 em diferentes temperaturas de resfriamento após o forjamento: a) Limite de escoamento, b) Limite de resistência à tração, c) dureza e d) alongamento [KAYNAR, 2013]. ... 55 Figura 2.39 – Microscopia óptica de microestrutura composto por: a) bainita inferior (BL) -

martensita (M) e b) bainita superior (BU) – martensita (M), com suas respectivas durezas

[ABBASZADEH, 2012]. ... 56 Figura 2.40 – Dados de microdureza de aços carbono transformados isotermicamente para uma mistura de bainita e perlita [BHADESHIA, 2001]. ... 57

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Figura 2.41 – Representação esquemática da relação entre a austenita gerada por diferentes processos e aspectos microestruturais da mesma e dos carbonetos formados [adaptado - BARANI, 2007]. ... 58 Figura 2.42 - Ilustração esquemática das etapas do processamento termomecânico e das mudanças microestruturais (AC = Resfriamento acelerado) [TANAKA, 1995]. ... 59 Figura 2.43 –Efeito dos parâmetros de forjamento (Td – temperatura de deformação, TR – taxa de resfriamento) no número do tamanho de grão austenítico [BABAKHANI, 2010]. ... 61 Figura 2.44 - Desenho esquemático do tribossistema roda-trilho-sapata [ALVES, 2000]. ... 62 Figura 2.45 – Eixo submetido à fadiga [SAMUEL, 2005] ... 63 Figura 2.46 – Defeito de lascamento com estrutura martensítica revelada após ataque de persulfato de amônia [LONSDALE, 2005]. ... 66 Figura 2.47 - Defeito lascamento em pista de rolamento de roda ferroviária [ZHANG, 2004].... 67 Figura 2.48 - Defeito de escamação na pista de rolamento da roda ferroviária [CLARKE, 2008]. ... 69 Figura 2.49 - Quebra do aro de roda ferroviária [STONE, 2010]. ... 70 Figura 3.1 - Processo de fabricação de rodas ferroviárias pela empresa MWL. ... 73 Figura 3.2 - Primeira matriz de forjamento na prensa de 6.000 toneladas [VILLAS BÔAS, 2010]. ... 75 Figura 3.3 - Segunda matriz de forjamento na prensa de 6.000 toneladas [VILLAS BÔAS, 2010]. ... 75 Figura 3.4 – Terceira matriz de forjamento na prensa de 3.000 toneladas (VILLAS BÔAS, 2009). ... 76 Figura 3.5 – Têmpera superficial em água na superfície de rolamento de uma roda ferroviária [VILLAS BÔAS, 2010]. ... 77 Figura 3.6 – Fluxograma da caracterização dos aços utilizados neste trabalho. ... 80 Figura 3.7 – Fluxograma de projeto, produção e operação da máquina de ensaio disco contra disco usada nesta tese. ... 81 Figura 3.8 – Desenho esquemático indicando as regiões de retirada dos CPs para ensaios microestruturais e mecânicos no perfil da roda ferroviária de acordo com a norma AAR. ... 82 Figura 3.9 – Corpo de prova do ensaio de dilatometria na Gleeble. ... 83

xxi

Figura 3.10 – Montagem do CP no dispositivo da Gleeble: a) CP acoplado com o sistema de

resfriamento e b) CP montado dentro da câmara da Gleeble. ... 83

Figura 3.11 – Desenho esquemático do ciclo térmico contínuo. ... 84

Figura 3.12 – Curva de dilatometria para o aço 7C com taxa de resfriamento a 5 C/s. No aquecimento: a temperatura Ac1 – indica a transformação α+Fe3C → γ e a temperatura Ac3 – indica a transformação α → γ. No resfriamento: a temperatura Ar3 – indica a transformação γ   e a temperatura Ar1 – indica a transformação γ  α+Fe3C. ... 85

Figura 3.13 – Montagem do CP no dilatômetro da USP: a) corpo de prova b) CP montado no interior da bobina de indução na câmara do dilatômetro... 86

Figura 3.14 – Corpo de prova do ensaio de tração. ... 91

Figura 3.15 – Corpo de prova do ensaio de impacto Charpy. ... 92

Figura 3.16 – Corpo de prova de tenacidade à fratura. ... 92

Figura 3.17 – Corpo de prova de desgaste: a) Disco de 5 mm, acoplado ao eixo superior e b) Disco de 8 mm, acoplado ao eixo inferior da máquina disco contra disco. ... 94

Figura 3.18 – Protótipo 1 modificado para os ensaios de fadiga de contato. ... 95

Figura 3.19 – Imagens da tela de controle da máquina protótipo (a) Após 43.4817 ciclos com 0,83% de escorregamento e (b) Após 96.798 ciclos com escorregamento de 0,62%. ... 96

Figura 3.20 – Variação da densidade (a) análise de vibração em 05/07/2013 e (b) análise de vibração em 30/07/2013. ... 96

Figura 3.21 – Variação da densidade (a) análise de vibração em 300.000 ciclos e (b) análise de vibração em 2.000.000 ciclos. ... 97

Figura 3.22 – Protótipo 2 da máquina de ensaios de fadiga de contato com computador para aquisição de dados. ... 98

Figura 4.1 – Micrografias do tamanho de grão austenítico dos aços 7C, 7V e 7Nb. Ataque Oxidativo e Picral. ... 101

Figura 4.2 – Curva de dilatometria do aço 7C, com taxa de resfriamento de 0,5 C/s. ... 102

Figura 4.3 – Microestrutura do aço 7C obtido na taxa de resfriamento de 0,5 °C/s, observa-se perlita lamelar (P) e grão de ferrita (F). Ataque – Nital 2 %. ... 102

Figura 4.4 – Histograma de microdureza do aço 7C obtido na taxa de resfriamento de 0,5 °C/s. ... 103

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Figura 4.5 – Média da microdureza do histograma e macrodureza do aço 7C obtido na taxa de resfriamento de 0,5 °C/s. ... 103 Figura 4.6 – Curva de dilatometria do aço 7C, com taxa de resfriamento de 1 C/s. ... 105 Figura 4.7 – Microestrutura do aço 7C obtido na taxa de resfriamento de 1 °C/s, observando que a mesma é de perlita (P) com grãos alongados de ferrita (F) nucleados no antigo contorno de grão austenítico. Ataque – Nital 2 %. ... 105 Figura 4.8 – Histograma de microdureza do aço 7C obtido na taxa de resfriamento de 1 °C/s. . 106 Figura 4.9 - Média da microdureza do histograma e macrodureza do aço 7C obtido na taxa de resfriamento de 1 °C/s. ... 107 Figura 4.10 – Curva de dilatometria do aço 7C, com taxa de resfriamento de 3 C/s. ... 107 Figura 4.11 – Microestrutura do aço 7C obtido na taxa de resfriamento de 3 °C/s, onde se observa estrutura predominantemente perlítica (P) com grãos alongados de ferrita (F). Ataque – Nital 2 %. ... 108 Figura 4.12 – Histograma de microdureza do aço 7C obtido na taxa de resfriamento de 3°C/s. 109 Figura 4.13– Média da microdureza do histograma e macrodureza do aço 7C obtido na taxa de resfriamento de 3 °C/s. ... 109 Figura 4.14 – Curva de dilatometria do aço 7C, com taxa de resfriamento de 5 C/s. ... 110 Figura 4.15 – Microestrutura do aço 7C obtido na taxa de resfriamento de 5 °C/s, mostrando estrutura predominantemente perlítica (P) com grãos de ferrita alongados (F) nucleados no antigo contorno de grão austenítico. Ataque – Nital 2 %. ... 110 Figura 4.16 – Histograma de microdureza do aço 7C obtido na taxa de resfriamento de 5°C/s. 111 Figura 4.17– Média da microdureza do histograma e macrodureza do aço 7C obtido na taxa de resfriamento de 5 °C/s. ... 111 Figura 4.18 – Faixas de dureza da perlita em função da taxa de resfriamento contínuo. ... 112 Figura 4.19 – Curva de dilatometria do aço 7C, com taxa de resfriamento de 10 C/s. ... 112 Figura 4.20 – Difratograma de raios X do aço 7C, submetido à taxa de resfriamento de 10 °C/s. Em destaque os planos cristalinos referentes a cada fase da -austenita (vermelha) e M-martensita (preta)... 113

xxiii

Figura 4.21 – Microestruturas do aço 7C obtido na taxa de resfriamento de 10 °C/s, indicando a presença de grãos alongados de ferrita (F), perlita lamelar e degenerada (P), martensita com austenita retida (MA) e agulhas de bainita. Ataque Nital 10%. a) MO e b) MEV (continua). ... 114 Figura 4.21 – (continuação) Microestruturas do aço 7C obtido na taxa de resfriamento de 10 °C/s, indicando a presença de grãos alongados de ferrita (F), perlita lamelar e degenerada (P), martensita com austenita retida (MA) e agulhas de bainita. Ataque Nital 10%. c) MEV. ... 115 Figura 4.22 – Histograma de microdureza do aço 7C obtido na taxa de resfriamento de 10°C/s. ... 116 Figura 4.23 – Média da microdureza do histograma e macrodureza do aço 7C obtido na taxa de resfriamento de 10 °C/s. ... 116 Figura 4.24 – Curva de dilatometria do aço 7C, com taxa de resfriamento de 20 C/s. ... 117 Figura 4.25 – Difratograma de raios X do aço 7C, submetido ao resfriamento 20 °C/s. Em destaque os planos cristalinos referentes a cada fase da -austenita (vermelha) e M-martensita (preta)... 117 Figura 4.26 – Microestrutura do aço 7C obtido na taxa de resfriamento de 20 °C/s, onde observa-se uma matriz de ripas de martensita com austenita. Ataque – Nital 2 %. ... 118 Figura 4.27 – Histograma de microdureza do aço 7C obtido na taxa de resfriamento de 20°C/s. ... 119 Figura 4.28 – Média da microdureza do histograma e macrodureza do aço 7C obtido na taxa de resfriamento de 20 °C/s. ... 119 Figura 4.29 – Curva de dilatometria do aço 7C, com taxa de resfriamento de 30 C/s. ... 120 Figura 4.30 – Difratograma de raios X do aço 7C, submetido à taxa de resfriamento de 30 °C/s. Em destaque os planos cristalinos referentes a cada fase da -austenita (vermelha) e M-martensita (preta)... 120 Figura 4.31 – Microestrutura do aço 7C obtido na taxa de resfriamento de 30 °C/s, onde observa-se uma matriz de ripas de martensita com austenita retida. Ataque – Nital 2 %. ... 121 Figura 4.32 – Histograma do mapa de microdureza do aço 7C obtido na taxa de resfriamento de 30°C/s. ... 121 Figura 4.33 – Média da microdureza do histograma e macrodureza do aço 7C obtido na taxa de resfriamento de 30 °C/s. ... 122

xxiv

Figura 4.34 – Curva de dilatometria do aço 7C, com taxa de resfriamento de 50 C/s. ... 122 Figura 4.35 – Difratograma de raios X do aço 7C, submetido à taxa de resfriamento de 50 °C/s. Em destaque os planos cristalinos referentes a cada fase da -austenita (vermelha) e M-martensita (preta)... 123 Figura 4.36 – Microestrutura do aço 7C obtido na taxa de resfriamento de 50 °C/s, onde observa-se uma matriz de ripas de martensita com austenita retida. Ataque – Nital 2 %. ... 123 Figura 4.37 – Histograma do mapa de microdureza do aço 7C obtido na taxa de resfriamento de 50°C/s. ... 124 Figura 4.38 – Média da microdureza do histograma e macrodureza do aço 7C obtido na taxa de resfriamento de 50 °C/s. ... 124 Figura 4.39 – Curva de dilatometria do aço 7C, com taxa de resfriamento de 100 C/s. ... 125 Figura 4.40 - Difratograma de raios X do aço 7C, submetido à taxa de resfriamento de 100 °C/s. Em destaque os planos cristalinos referentes a cada fase da -austenita (vermelha) e M-martensita (preta)... 125 Figura 4.41– Microestrutura do aço 7C obtido na taxa de resfriamento de 100 °C/s, onde observa-se uma matriz de ripas de martensita com austenita retida. Ataque – Nital 2 %. ... 126 Figura 4.42 – Histograma do mapa de microdureza do aço 7C obtido na taxa de resfriamento de 100°C/s. ... 126 Figura 4.43– Média da microdureza do histograma e macrodureza do aço 7C obtido na taxa de resfriamento de 100 °C/s. ... 127 Figura 4.44 – Faixa de dureza obtida em estruturas de martensita com austenita retida. ... 127 Figura 4.45 – Porcentagem de austenita retida em função da taxa de resfriamento do aço 7C. . 128 Figura 4.46 – Histograma de microdureza do aço 7C obtido na taxa de resfriamento a 10°C/s com as respectivas faixas de dureza dos microconstituintes existentes. ... 128 Figura 4.47 – Curva de resfriamento contínuo do aço 7C. ... 129 Figura 4.48 – Curva CCT do aço C70W. Os valores dentro dos círculos referem-se a dureza em HV [VOORT, 1991]. ... 130 Figura 4.49 – Curva CCT do aço U75V [REN, 2010]. ... 131

xxv

Figura 4.50 – Curva CCT do aço 1080 com diferentes temperaturas de austenitização, onde: P – completamente perlitíco, P+B – mistura de perlita e bainita e M - martensita [MILLER, 2014]. ... 131 Figura 4.51 – Temperatura de transformação dos microconstituintes em função da taxa de resfriamento para os aços deste trabalho (7C) e os outros obtidos na literatura Voort, Ren, Miller (C70W, U75V e 1080): a) região referente as temperaturas de transformações ferrítica e perlitícas e b) região referente as temperaturas de transformação martensítica. Composição química dos aços indicado na Tabela 4.3. ... 132 Figura 4.52 – Curvas de dilatometria do aço 7V com as respectivas taxas de resfriamento (continua). ... 133 Figura 4.52 – (Continuação) Curvas de dilatometria do aço 7V com as respectivas taxas de resfriamento. ... 134 Figura 4.53 - Difratogramas de raios X do aço 7V com as respectivas taxas de resfriamento. Em destaque os planos cristalinos referentes a cada fase da -austenita e M-martensita. ... 135 Figura 4.54 – Microestruturas do aço 7V obtidas nas taxas de resfriamento de 0,5; 1; 3 e 5 °C/s, denominadas 0.5V; 1V; 3Ve 5V, respectivamente. Legenda: P – perlita, F – ferrita, B- bainita, MA – martensita com austenita Ataque – Nital 2 %. ... 136 Figura 4.55– Microestruturas do aço 7V obtidas nas taxas de resfriamento de 10; 20; 30; 50 e 100 °C/s, denominadas 10V; 20V; 30V; 50V e 100V, respectivamente. Legenda: B- bainita, MA – martensita com austenita Ataque – Nital 2 %. ... 137 Figura 4.56 – Histograma de microdureza do aço 7V obtido nas taxas de resfriamentos a 1; 3; 5; 10 e 100 °C/s com as respectivas faixas de dureza dos microconstituintes existentes. ... 139 Figura 4.57 – Porcentagem de austenita retida em função da taxa de resfriamento do aço 7V. . 140 Figura 4.58 – Curva de resfriamento contínuo do aço 7V... 141 Figura 4.59 – Curvas de dilatometria do aço 7Nb com as respectivas taxas de resfriamento (continua). ... 142 Figura 4.59 – (Continuação) Curvas de dilatometria do aço 7Nb com as respectivas taxas de resfriamento. ... 143 Figura 4.60 - Difratogramas de raios X do aço 7Nb com as respectivas taxas de resfriamento. Em destaque os planos cristalinos referentes a cada fase da -austenita e M-martensita (continua). 144

xxvi

Figura 4.60 – (Continuação) Difratogramas de raios X do aço 7Nb com as respectivas taxas de resfriamento. Em destaque os planos cristalinos referentes a cada fase da -austenita e M-martensita. ... 145 Figura 4.61– Microestruturas do aço 7Nb obtidas nas taxas de resfriamento de 0,5; 1; 3; 5; 10 e 20; °C/s, denominadas 0.5Nb; 1Nb; 3Nb; 5Nb; 10Nb e 20Nb, respectivamente. Legenda: P – perlita, F – ferrita, B- bainita, MA – martensita com austenita. Ataque – Nital 2 %. ... 146 Figura 4.62– Microestruturas do aço 7Nb obtidas nas taxas de resfriamento de 30; 50 e 100 °C/s, denominadas 30Nb; 50Nb e 100Nb, respectivamente. Legenda: MA – martensita com austenita. Ataque – Nital 2 %. ... 147 Figura 4.63 – Histogramas de microdureza do aço 7Nb obtidas nas taxas de resfriamentos a 1; 3; 5; 10 e 100 °C/s com as respectivas faixas de dureza dos microconstituintes existentes. ... 148 Figura 4.64– Espaçamento interlamelar mínimo da perlita dos aços 7C, 7V e 7Nb para taxa de resfriamento de 1 C/s. ... 150 Figura 4.65– Espaçamento interlamelar mínimo da perlita em função da temperatura de formação da perlita. ... 150 Figura 4.66 – Porcentagem de austenita retida em função da taxa de resfriamento do aço 7Nb. 151 Figura 4.67 – Curva de resfriamento contínuo do aço 7Nb... 152 Figura 4.68 – Curva de resfriamento contínuo dos aços 7C, 7V e 7Nb. Legenda: F – Ferrita, P – Perlita, MI – início da formação de Martensita, B - Bainita e ... 153

X – mistura de F+P+MA+B. ... 153 Figura 4.69 – Macrodureza dos aços 7C, 7V e 7Nb em diferentes taxas de resfriamento. Legenda: F- ferrita, P-perlita, B-bainita, PF – perlita e ferrita e MA – martensita com austenita. ... 154 Figura 4.70 – Microestruturas obtida no microscópio ótico dos aços 3Nb, 5Nb e 5V após ataque da superfície com nital 2 %. Legenda: F – ferrita, P - perlita e A - austenita. ... 156 Figura 4.71 – Microestruturas obtida no microscópio ótico dos aços 3Nb, 5Nb e 5V após ataque com metabissulfito de sódio 10 %. Legenda: F – ferrita, P – perlita e MA – martensita com austenita. ... 157 Figura 4.72 – Difração de raios X da roda ferroviária de composição 7C realizada a 2 mm da pista de rolamento após tratamento térmico de têmpera. ... 160

xxvii

Figura 4.73 – Imagens de MEV das microestruturas a partir de 3 mm pista de rolamento da roda ferroviária dos aços 7C, 7V e 7Nb. Nital 2 %. Legenda: F – ferrita, PL – perlita lamelar, PD -

perlita degenerada. ... 161

Figura 4.74 – Imagem de TEM em campo claro (BF) do aço 7V mostrando perlita degenerada. A difração de elétrons de área selecionada (SAD) da perlita no eixo de zona mostra a relação de orientação da ferrita com a cementita dentro da perlita ... 162

[111]Fe-α/[010]Fe3C. ... 162

Figura 4.75 – Imagem de TEM em campo escuro (DF) do aço 7Nb mostrando regiões de perlita degenerada (PD) e perlita lamelar (PL). ... 163

Figura 4.76 – Microestruturas do aço 7C a partir da pista de rolamento da roda ferroviária...164

Figura 4.77 – Microestruturas do aço 7V a partir da pista de rolamento da roda ferroviária...165

Figura 4.78 – Microestruturas do aço 7Nb a partir da pista de rolamento da roda ferroviária...166

Figura 4.79 – Curva de solubilidade dos aços 7V e 7Nb. ... 167

Figura 4.80 – Imagem de MET dos precipitados de V4C3 na ferrita do aço 7V: a) campo escuro, b) campo claro e c) imagem da difração de elétrons de área selecionada (SAD) do carboneto de vanádio (ICDD 42746), indicando tratar-se de carboneto do tipo V4C3. ... 168

Figura 4.81 – Imagem de HAADF do aço 7Nb mostrando os precipitados de nióbio na fase cementita da perlita. ... 169

Figura 4.82 – Mapeamento elementar da imagem de HAADF do aço 7Nb. ... 170

Figura 4.83 – Imagem de MET dos precipitados de NbC do aço 7Nb na taxa de resfriamento de 5° C/s: a) campo escuro e b) imagem da difração de elétrons de área selecionada (SAD) do carboneto de nióbio (ICDD 7845). ... 171

Figura 4.84 – Perfil de dureza da pista de rolamento dos aços 7C, 7V e 7Nb. ... 172

Figura 4.85 – Perfil de fração de ferrita livre na pista de rolamento dos aços 7C, 7V e 7Nb. .... 172

Figura 4.86 – Propriedades mecânicas obtidas no ensaio de tração na temperatura ambiente dos aços 7C, 7V e 7Nb. ... 174

Figura 4.87 – Propriedades mecânicas obtidas no ensaio de tração a 540 °C dos aços 7C, 7V e 7Nb. ... 175

Figura 4.88 – Energia absorvida no impacto Charpy dos aços 7C, 7V e 7Nb na temperatura ambiente. ... 176

xxviii

Figura 4.89 – Tenacidade à fratura dos aços 7C, 7V e 7Nb. ... 176 Figura 4.90 - Perda de massa obtida pelo ensaio disco contra disco após 250.000 ciclos para os aços 7C, 7V e 7Nb. A pressão de contato em todos os ensaios foi de 2200 MPa e o deslizamento de 0,75 % (diferença de velocidade de rotação entre os discos). ... 177

xxix

Lista de Tabelas

Tabela 1.1 - Classes de rodas ferroviárias em função da aplicação [AAR MSRP]. ... 1 Tabela 2.1 – Ferrovias históricas no Brasil [SETTI, 2008]. ... 6 Tabela 2.2 – Porcentual das matrizes de transporte de carga em alguns países de grande extensão territorial [PNLT, 2012]. ... 7 Tabela 2.3 – Principais investimentos das concessionárias (valores em milhões de reais - preço corrente) [ANTF, 2013]. ... 9 Tabela 2.4 – Produção de rodas ferroviárias no Brasil [MAXION, 2013; MWL, 2013]. ... 11 Tabela 2.5 – Classes de rodas em função da porcentagem de carbono e dureza [AAR MSRP, 2011]. ... 12 Tabela 2.6 – Composição química dos aços (% em peso) [ANDRÉS, 2001]. ... 23 Tabela 2.7 – Tendência dos elementos de liga nos mecanismos de endurecimento [SILVA, 2010]. ... 26 Tabela 2.8 – Solubilidade de carbonetos de vanádio, molibdênio e nióbio na austenita e na ferrita [LAGNEBORG, 1999 e PAVLINA, 2012]... 27 Tabela 2.9 – Parâmetros microestruturais medidos em amostras austenitizadas a 1250 C por 30 min. com posterior tratamento isotérmico ou resfriamento contínuo [PARSONS, 1987]. ... 35 Tabela 2.10 – Parâmetros microestruturais medidos em amostras austenitizadas a 1250 C por 30 min. com posterior tratamento isotérmico ou resfriamento contínuo [PARSONS, 1987]. ... 37 Tabela 2.11 – Composição química dos aços (% em peso) [BARANI, 2007]... 40 Tabela 2.12– Composição química dos aços (% em peso) [CANAAN, 2007]. ... 41 Tabela 2.13 – Composição química dos aços (% em peso) [DINIZ, 2005]. ... 43 Tabela 2.14 – Quadro resumo dos preços dos elementos de liga dos aços [PREÇO DE MINÉRIOS, 2015]. ... 45 Tabela 3.1 – Temperatura de austenitização e tempo de austenitização e resfriamento da pista de rolamento. ... 78 Tabela 3.2 – Temperatura e tempo de revenimento. ... 78 Tabela 3.3 – Composição química dos aços (% em massa) ... 79

xxx

Tabela 3.4 – Recomendação mínima das propriedades [AAR MSRP, 2011]. ... 90 Tabela 3.5 – Parâmetros para o ensaio de fadiga de contato por deslizamento estabelecido pela AAR. ... 93 Tabela 4.1 – Diâmetro médio do grão austenítico para os aços deste trabalho ... 100 Tabela 4.2 – Dados da literatura de dureza da ferrita, perlita, bainita e martensita em aços carbono com e sem adição de vanádio e nióbio+molibdênio ... 104 Tabela 4.3 – Composição química dos aços ... 130 Tabela 4.4 – Faixa de dureza da ferrita, perlita, martensita e bainita em aços 7C e 7V nas respectivas taxas de resfriamento. ... 138 Tabela 4.5 – Faixas de dureza da ferrita, perlita, martensita e bainita em aços 7C e 7Nb nas diferentes taxas de resfriamento. ... 149 Tabela 4.6 - Resumo das propriedades microestruturais e macrodureza dos aços 7C, 7V e 7Nb obtido por resfriamento contínuo...159 Tabela 4.7 – Análise química por EDS do precipitado encontrado no aço 7V. ... 169 Tabela 4.8 – Propriedades mecânicas obtidos no ensaio de tração à temperatura ambiente dos aços 7C, 7V e 7Nb além de valores mínimos exigidos pela norma AAR. ... 173 Tabela 4.9 – Propriedades mecânicas obtidos no ensaio de tração a 540 °C dos aços 7C, 7V e 7Nb e dos valores mínimos exigidos pela norma AAR... 174

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Lista de Abreviaturas e Siglas

Letras Latinas

a, b e c - constante de solubilidade Ks – Constante de equilíbrio

[C] – concentração de carbono (% em massa)

[M] – concentração de vanádio ou nióbio (% em massa) T – Temperatura MC – Carboneto metálico V4C3 – Carboneto de vanádio VC – Carboneto de vanádio VN – Nitreto de vanádio NbC – Carboneto de nióbio Fe3C - Cementita CO2 – Dióxido de carbono MI – Martensita inicial M ou MA – Martensita-Austenita P – Perlita PD – Perlita degenerada ND – Perlita não degenerada F – Ferrita B – Bainita inversa A – Austenita AF – Ferrita acicular AR – Austenita retida CP – Corpo de prova

LRT – Limite de resistência à tração LE – Limite de escoamento

xxxii RA – Redução de área

HV – Dureza Vickers

TAr – Temperatura de transformação no resfriamento TAc – Temperatura de transformação no aquecimento A1 – Temperatura de transformação +Fe3C

S0 – espaçamento interlamelar da perlita (µm)

NL – Nitrogênio dissolvido na austenita, exceto o N dos nitretos e carbonitretos (% em peso)

LT - comprimento total da linha de intersecção (100 µm).

I – número de intersecções da linha com as lamelas de cementita. - Fração volumétrica da fase austenítica.

- Fração volumétrica da martensita. - Área sob o pico da fase austenítica.

- Área sob o pico da martensita. vd1 - velocidade do eixo 1 superior (rpm)

vd2 - velocidade do eixo 2 inferior (rpm)

K1C – Tenacidade à fratura

...

f - fração volumétrica da ferrita (%) d - diâmetro dos grãos de ferrita (µm)

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Abreviações

GEE - Gases de efeito estufa

Tku - Unidade de medida equivalente ao transporte de uma tonelada útil a distância de um quilômetro

TU - Total de carga movimentada no transporte remunerado TMT – Tratamento termomecânico

TGA – Tamanho de grão austenítico FCR – Fadiga de contato por rolamento CRC – Curvas de resfriamento contínuo Td – Temperatura de deformação TR – Taxa de resfriamento BF – Bright Field (Campo claro) DF – Dark Field (Campo Escuro)

ICDD – Internacional Centre for Diffraction Data

...

Siglas

UE – União Europeia

EUA – Estados Unidos da América

PAC – Programa de Aceleração do Crescimento PNLT – Plano Nacional de Logística e Transporte AAR – Association of American Railroads

ERWA – European Railroad Wheels Association

ANTF – Associação Nacional de Transportes Ferroviários PIB – Produto Interno Bruto

SAD – Selected Area Electron Diffraction HAADF - High Angle Annular Dark Field EDS – Energy Dispersive X-ray Spectrometry MEV – Microscopia Eletrônica de Varredura MO – Microscopia Óptica

xxxiv MET – Microscopia Eletrônica de Transmissão LFS – Laboratório Fenômenos de Superfície UNICAMP – Universidade Estadual de Campinas

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SUMÁRIO

1 INTRODUÇÃO ... 1

1.1 OBJETIVOS ... 3 2 REVISÃO DA LITERATURA ... 5

2.1 O TRANSPORTE FERROVIÁRIO NO BRASIL ... 5 2.2 PRODUÇÃO DE RODAS FERROVIÁRIAS NO BRASIL ... 10 2.3 MECANISMOS DE AUMENTO DE RESISTÊNCIA MECÂNICA NOS AÇOS ... 14

2.3.1 Aumento de resistência por deformação ... 15 2.3.2 Aumento de resistência por solução sólida ... 15 2.3.3 Aumento de resistência por tamanho de grão ... 16 2.3.4 Aumento de resistência por precipitados ou partículas de segunda fase ... 17 2.3.5 Aumento de resistência por refino da perlita ... 18

2.4 EFEITO DOS ELEMENTOS DE LIGA UTILIZADOS COMUMENTE EM RODAS FERROVIÁRIAS ... 20 2.5 AÇOS MICROLIGADOS ... 24

2.5.1 Solubilização e precipitação de carbonitretos de nióbio e vanádio ... 26 2.5.2 Efeitos do nióbio e vanádio na estrutura e propriedades mecânicas dos aços

microligados ... 39 2.6 MICROESTRUTURA BAINÍTICA ... 46 2.6.1 Bainita superior ... 49 2.6.2 Bainita inferior ... 50 2.6.3 Bainita granular ... 50 2.6.4 Bainita colunar ... 51 2.6.5 Bainita inversa ... 52

2.7 PROCESSAMENTO DOS AÇOS MICROLIGADOS ... 57 2.8 TRIBOSSISTEMA RODA-TRILHO ... 61

2.8.1 Fadiga de contato de rolamento e desgaste por deslizamento ... 64 2.8.2 Falhas do tribossistema Roda/Trilho ... 65 2.8.3 Lascamento (spalling) ... 67

xxxvi

2.8.4 Escamação (shelling) ... 68 2.8.5 Quebra do aro (shattered rim) ... 69 2.8.6 Trincas térmicas ... 70

3 METOLOGIA ... 73

3.1 FABRICAÇÃO DAS RODAS ... 73 3.2 AÇOS UTILIZADOS ... 79 3.3 ENSAIOS REALIZADOS ... 79 3.4 METODOLOGIA ... 83 4 RESULTADOS E DISCUSSÕES ... 99

4.1 TAMANHO DE GRÃO AUSTENÍTICO ... 99 4.2 ANÁLISE DAS CURVAS DE DILATOMETRIA DO AÇO 7C ... 102 4.3 ANÁLISE DAS CURVAS DE DILATOMETRIA DO AÇO 7V ... 133 4.4 ANÁLISE DAS CURVAS DE DILATOMETRIA DO AÇO 7NB ... 141

4.4.1 Comparação das curvas de transformação em resfriamento contínuo (CCT)

obtidas.... ... 152 4.4.2 Correlação entre estrutura e macrodureza ... 153 4.4.3 Microscopia óptica com diferentes reagentes ... 155 4.4.4 Resumo dos dados obtidos por dilatometria ... 158

4.5 DETERMINAÇÃO DA AUSTENITA RETIDA APÓS TÊMPERA DA RODA ... 160

4.5.1 Microestrutura ... 160 4.5.2 Análise dos precipitados ... 167 4.5.3 Perfil de dureza da pista de rolamento ... 171 4.5.4 Ensaios mecânicos ... 173

5 CONCLUSÕES E SUGESTÕES PARA PRÓXIMOS TRABALHOS ... 179

REFERÊNCIAS ... 183

1

1 INTRODUÇÃO

Uma das maneiras de se reduzir os custos no transporte de cargas é aumentando a quantidade de carga transportada em cada vagão. Obviamente isto eleva a tensão no eixo do vagão e, consequentemente, a roda deve apresentar maior dureza para suportar o desgaste, entretanto, sem perda da ductilidade e tenacidade.

As rodas ferroviárias tradicionais são feitas de aços com altos e médios teores de carbono, dependendo do tipo de aplicação. Segundo a norma da AAR (Association of American Railroads), as rodas são divididas de acordo com sua aplicação (Tabela 1.1). As classes L, A e B são usadas para transporte de passageiros e as classes B, C e D são utilizadas, normalmente, para vagões de carga e locomotivas.

Tabela 1.1 - Classes de rodas ferroviárias em função da aplicação [AAR MSRP].

Classe Carbono (% em massa) Dureza (Brinell) Dureza (Vickers) Carga L 0,47 máx 197 – 277 208 – 293 Leve A 0,47 – 0,57 255 – 321 270 – 338 Moderada B 0,57 – 0,67 302 – 341 318 – 359 Elevada C 0,67 – 0,77 321 – 363 338 – 382 Elevada D 0,67 – 0,77 341 – 415 359 – 440 Elevada

Devido à grande demanda de transporte de produtos básicos (minério de ferro, carvão, grãos etc.), foi criada em 2011a Classe D, destinada ao transporte de cargas pesadas, designada em inglês como classe “Heavy Haul”. Para se atingir os níveis de dureza necessários para a classe D estão sendo desenvolvidos, em todo o mundo, aços microligados.

Os aços microligados podem ser definidos como aços carbono-manganês contendo pequenos teores (menores que 0,5%) de elementos de liga que são fortes formadores de carbonetos como o nióbio, vanádio e titânio. O controle do processo de conformação a quente destes aços permite o controle da precipitação destes carbonetos, os quais ancoram o grão austenítico, reduzindo o crescimento do mesmo e produzindo aços com estrutura bastante

2

refinada depois de resfriados, o que aumenta a resistência mecânica e a tenacidade [SILVA, 2010]. Os carbonetos de nióbio [MEI, 1983] ou vanádio [HAN, 2001] finamente precipitados provocam o endurecimento tanto da ferrita livre como da ferrita da perlita, elevando a dureza e a resistência mecânica do aço. A fração de nióbio [MEI, 1983] ou vanádio [YU, 2013; JORGE-BADIOLA, 2009] não precipitados, ou seja, dissolvidos na austenita, atrasa a formação de produtos difusionais como a ferrita e a perlita, fazendo com que estas sejam formadas em temperaturas menores, o que provoca o refinamento do espaçamento interlamelar da perlita, elevando a resistência mecânica dos aços.

A MWL do Brasil é uma empresa localizada em Caçapava - SP que fabrica rodas ferroviárias de diferentes classes segundo a norma Association of American Railroads (AAR). Para desenvolver aços microligados para aplicação em suas rodas, financiou um projeto de pesquisa na Faculdade de Engenharia Mecânica da Unicamp sob a coordenação do Prof. Paulo Roberto Mei, que realiza pesquisa com aços microligados de médio e alto teor de carbono desde 1980 cujo assunto foi tema de sua tese de doutorado [MEI, 1983].

O primeiro projeto de pesquisa foi focado em aços de 0,5 a 0,7 % C da classe C da ARR por solicitação da MWL, visando atender a demanda de seus clientes. Foram realizadas modificações metalúrgicas no aço produzido pela referida empresa, através da incorporação de microligantes (Nb+Mo), os quais proporcionaram um aumento da resistência mecânica e da tenacidade nas rodas ferroviárias. Este desenvolvimento gerou duas dissertações de mestrado na Unicamp orientadas pelo Prof. Paulo Mei: “Efeitos da adição de molibdênio e nióbio na microestrutura e propriedades mecânicas de aço 0,5 % C laminado a quente” [CUNHA, 2009] e “Desenvolvimento de aços microligados de alto carbono para rodas ferroviárias” [VILLAS BÔAS, 2010]. Esse desenvolvimento foi importante para manter a empresa competitiva no mercado nacional e internacional de rodas ferroviárias, visto que vários países como EUA, Alemanha e China já possuem a tecnologia de produção de rodas ferroviárias microligadas e a MWL Brasil estava ficando fora das concorrências internacionais por não possuir tais produtos.

Posteriormente a MWL iniciou um segundo projeto de desenvolvimento de aços microligados da classe D da AAR juntamente com a Unicamp. Para a inserção deste novo produto no mercado internacional é necessária a homologação junto à AAR, a qual solicita que os testes de desgaste sejam realizados em instituições de ensino. Uma vez homologada a nova

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Classe D pela AAR, estas rodas ferroviárias poderão ser exportadas para as empresas clientes da MWL Brasil, tais como: Canadian Pacific, National Pacific, Union Pacific, BNSF, CSX, e BHP, dentre outras. Este segundo projeto de pesquisa envolveu também o grupo do LFS (Laboratório de Fenômenos de Superfície) do Departamento de Engenharia Mecânica da Escola Politécnica da Universidade de São Paulo (EPUSP). Este grupo de pesquisa de excelência é coordenado pelo Prof. Dr. Amilton Sinatora e dedica-se ao estudo dos fenômenos relativos ao atrito, ao desgaste e à lubrificação.

Para realizar este novo projeto foi necessário o desenvolvimento de uma máquina de ensaio de desgaste que atendesse as especificações da norma AAR MSRP, visto que não existem máquinas comerciais específicas para isto. A MWL interessou-se em testar aços microligados com vanádio, além dos que já havia desenvolvido com nióbio e molibdênio. Havia ainda interesse em se conhecer o comportamento desses aços durante o processo de fabricação das rodas, ou seja, seria necessário obter as curvas de resfriamento contínuo (CRC) dos mesmos.

1.1 Objetivos

Neste contexto a presente tese foi iniciada, com três metas:

a) Levantamento de curvas de resfriamento contínuo de aços sem e com adição de microelementos (V, Nb+Mo). Estudo das estruturas formadas em diferentes taxas de resfriamento e dureza das fases encontradas.

b) Análise dos precipitados de carboneto de nióbio ou vanádio.

c) Levantamento de propriedades mecânicas e estruturais das rodas fabricadas com aços sem e com a adição de microelementos formadores de carbonetos (V, Nb+Mo).

d) Projeto, construção, operação e aprimoramento de uma máquina para ensaio de desgaste de rodas ferroviárias visando atender a norma AAR.

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2 REVISÃO DA LITERATURA

2.1 O transporte ferroviário no Brasil

Na Europa, a busca por um meio mais cômodo de transportar os minérios para as fundições, fez surgir a ferrovia. Em 1530, na Alemanha, surgiram os primeiros trilhos de madeira, utilizando tração animal e humana e, em 1600, tal sistema foi empregado também na Grã-Bretanha [THOMÉ, 1983].

As rodas eram fabricadas de madeira e seu uso constante acentuava o desgaste das mesmas. A solução foi mudar para rodas de ferro fundido, porém o desgaste prevaleceu no outro componente do sistema ferroviário, o trilho, o qual foi substituído por ferro forjado somente em 1767 [THOMÉ, 1983].

A primeira locomotiva que se deslocava sobre trilhos foi construída pelo engenheiro britânico Richard Trevithick que, em 1804, rebocou cinco vagões carregados de minério de ferro e 70 homens no trecho de 15 quilômetros entre Penydarren em Merthyr Tydfil a Abercynon no País de Gales [THOMÉ, 1983].

Nos anos subsequentes houve aprimoramento dos equipamentos e materiais para comportar uma maior quantidade de material a ser transportado. A partir de meados da década de 1830 desenvolveu-se com rapidez na Grã-Bretanha e na Europa continental a construção de linhas férreas ligando várias cidades. As ferrovias inglesas foram construídas por empresas privadas, com mínima intervenção do governo. Na Europa continental, a construção esteve quase sempre sob o controle de governos nacionais ou estaduais [THOMÉ, 1983].

Em 1854 foi inaugurada a primeira linha ferroviária no Brasil ligando o Porto de Mauá (Baía de Guanabara) à raiz da serra de Petrópolis, com extensão de 14,5 km e bitola de 1,676 m. Somente em 1883 os trilhos chegaram a Petrópolis, através de 6 km de linha em cremalheira [SILVEIRA, 2007].

A Estrada de Ferro Mauá permitiu a integração das modalidades de transporte aquaviário e ferroviário, introduzindo a primeira operação intermodal do Brasil. Após a inauguração da Estrada de Ferro Mauá, sucederam-se as seguintes ferrovias mostradas na Tabela 2.1, todas em bitola de 1,60 m [SILVEIRA, 2007].

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Tabela 2.1 – Ferrovias históricas no Brasil [SETTI, 2008].

Ferrovia Data de inauguração

Recife ao São Francisco 08/02/1858

D. Pedro II (Campo a Queimados) 29/03/1858

Bahia ao São Francisco 28/06/1860

Santos a Jundiaí 16/02/1867

Companhia Paulista 11/08/1872

Durante todo o período imperial foram construídos apenas 9.583 km de ferrovias, as quais serviam a Capital e as quatorze províncias. Entre 1890 e 1895 foram inaugurados outros 3.383 km de estradas de ferro. Porém, gradativamente, as novas obras foram diminuindo, devido às constantes crises e os planos econômicos elaborados para solucioná-los. Assim, até 1903, somente 2.713 km de novas ferrovias haviam sido inaugurados [SETTI, 2008].

A eclosão da primeira guerra mundial trouxe resultados negativos para o desenvolvimento ferroviário no Brasil, reduzindo os investimentos em construção e equipamentos. Isto resultou, no final de 1940, numa malha de 34.252 km de ferrovias e até 1948 a expansão foi de apenas 1.371 km. Em 1964, ocorria um decréscimo para 32.163 km de tráfego e esta diminuição continuou nos anos seguintes, apesar da construção de alguns trechos importantes (Santos - Jundiaí e Companhia Paulista) [SETTI, 2008].

Atualmente o Brasil dispõe de 28.692 km de linhas ferroviárias. Em 2012 iniciou-se a construção de 4.849 km de novas linhas ferroviárias podendo, até o final de 2016 ser expandido para 8.040 km. Assim, haverá um aumento de 26,8 % da malha ferroviária até 2016 favorecendo tanto o transporte de carga como o de passageiros [REVISTA FERROVIÁRIA, 2012].

O cenário mostrado na Tabela 2.2 identifica o desbalanceamento da matriz de transporte no Brasil quando comparado aos países com grandes dimensões territoriais. Os Estados Unidos transportam grande parte da sua carga pelo modal ferroviário, apesar de fazer uso também do modal rodoviário. A China prioriza a rodovia, porém envia 37 % da produção pelo modal ferroviário. A Rússia transporta prioritariamente pelo modal ferroviário. O Canadá praticamente equaliza o transporte de cargas entre os modais rodoviário e ferroviário.

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Tabela 2.2 – Porcentual das matrizes de transporte de carga em alguns países de grande extensão territorial [PNLT, 2012].

Modal Brasil EUA Rússia Canadá China

Rodoviário 58 32 8 43 50

Ferroviário 25 43 81 46 37

Aquaviário e

outros 17 25 11 11 13

A Figura 2.1 ilustra a evolução da carga transportada por modal ferroviário no Brasil. A taxa média anual de crescimento no período de 1997 a 2012 foi de 5,5 %. Esses resultados foram obtidos após a privatização das ferrovias em 1996, onde o aporte de investimentos por parte das operadoras privadas contribuiu para o aumento de carga transportada.

Figura 2.1 – Movimentação de carga transportada pelas ferrovias (milhões de tonelada útil) [ANTF, 2013].

Em 2007 o governo federal brasileiro lançou o Programa de Aceleração do Crescimento (PAC) que engloba políticas econômicas com o objetivo de acelerar o crescimento do Brasil através de investimentos em setores prioritários como, por exemplo, o de infraestrutura. Na área

1997 1998 1999 2000 2001 2002 2003 2004 2005 2006 2007 2008 2009 2010 2011 2012 2013 0 100 200 300 400 500 MTU 90 %

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ferroviária foi previsto, no primeiro balanço do PAC, para o período de 2007 a 2010, investimentos de R$ 8,9 bilhões de reais para ampliação e reestruturação das malhas ferroviárias, visando melhorar a logística no transporte de carga e passageiro [PAC, 2007].

O Plano Nacional de Logística e Transporte (PNLT) prevê um estudo de equalização do transporte de carga nos diferentes modais, o qual irá proporcionar uma maior eficiência energética e produtividade no deslocamento de fluxos de maior densidade e distância de transporte, conforme apresentado na Figura 2.2 [PNLT, 2012].

Figura 2.2 – Matriz de transporte atual e projeção futura para o Brasil [PNLT, 2012].

A Figura 2.3 mostra a distribuição da malha ferroviária brasileira atual e futura, quando os empreendimentos ferroviários estiverem concluídos. Esse cenário irá promover a integração nacional por meio das suas conexões com ferrovias novas e existentes, ligando o país de Norte a Sul, de Leste a Oeste, e possibilitará a ocupação econômica e social de diversas áreas.

0 10 20 30 40 50 60 Rodoviário Ferroviário Aquaviário Dutoviário Aéreo 2005 2025

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Figura 2.3 - Mapa da malha ferroviária atual e futura do Brasil [FLEURY, 2011].

O investimento em material rodante, trilhos e componentes de sistemas de controle de tráfego feito pelas concessionárias tem crescido continuamente (Tabela 2.3) [ANTF, 2013].

Tabela 2.3 – Principais investimentos das concessionárias (valores em milhões de reais - preço corrente) [ANTF, 2013]. Categoria 2006 2007 2008 2009 2010 2011 2012 2013 Material rodante 1.039,7 1.075,5 2.031,9 829,2 765,7 1.534,1 929,06 873,41 Infraestrutura 362,3 347,0 525,4 426,1 1.024,2 1.523,1 1.388,02 1.713,58 Superestrutura 2,3 85,5 161,2 127,4 730,2 715,4 1.047,75 494,73 Telecomunicação e sinalização 73,9 89,6 96,1 125,8 86,1 200,9 247,93 202,29 Outros 308,5 422,7 548,3 389,5 628,7 953,2 1.264,61 2.029,22 Total 1.786,7 2.020,3 3.362,9 1.898 3.234,9 4.926,7 4.877,36 5.313,23

Dentre as matrizes de transporte de carga apresentadas na Figura 2.4 observa-se que o modal rodoviário é o que provoca a maior emissão de CO2, um dos gases responsáveis pelo efeito

estufa.

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Figura 2.4 – As matrizes de transporte e emissão de CO2 por modal no Brasil [FLEURY, 2011].

Estudos mostram que o setor rodoviário fornece para o ambiente 79 g CO2/tku contra 12 g

CO2/tku do setor ferroviário.

A emissão de CO2 é somente um dos itens que deve ser levado em consideração. O

desequilíbrio no transporte de carga também se reflete no elevado custo logístico: 10,6 % do PIB nacional contra 7,7 % do PIB nos EUA. No Brasil, apesar do preço do frete rodoviário ser artificialmente baixo devido à estrutura desordenada do setor e à baixa regulamentação e fiscalização, o custo do transporte rodoviário é mais do que o dobro do hidroviário e 66 % maior do que o ferroviário [FLEURY, 2011].

2.2 Produção de rodas ferroviárias no Brasil

No Brasil existem 2 empresas que produzem rodas ferroviárias, porém com diferente processo de fabricação (Tabela 2.4).

Rodoviário Ferroviário Cabotagem Dutoviário Hidroviário Aéreo

0 20 40 60 80 100 % Matriz transporte

% TKU por modal Matriz emissão % emissões CO₂ por modal

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Tabela 2.4 – Produção de rodas ferroviárias no Brasil [MAXION, 2013; MWL, 2013].

Empresa Tipo processo Tipo de aço

(% C)

Produção anual de rodas (unidades)

MWL Brasil Forjada 0,47 – 0,77  50.000

Amsted Maxion Fundida 0,47 – 0,77  50.0001

1_{Somente rodas do mercado de reposição, não inclui rodas de novos vagões.}

As rodas ferroviárias são fabricadas conforme normas específicas, sendo as mais utilizadas: AAR (Association of American Railroads) dos Estados Unidos e ERWA (European Railroad Wheels Association) da Comunidade Europeia. No Brasil, o sistema ferroviário adotou a norma AAR para regulamentar a produção.

As rodas, segundo a norma AAR, são divididas em 4 classes de acordo com sua aplicação, sistema de freio e ambiente [AAR MSRP, 2011]:

Classe L: Altas velocidades, condições severas de frenagem e cargas leves. Classe A: Altas velocidades, condições severas de frenagem e cargas moderadas. Classe B: Altas velocidades, condições severas de frenagem e carga elevada.

Classe C: Baixas velocidades, condições moderadas de frenagem e carga elevada por roda.

Classe D: Baixas velocidades, condições moderadas de frenagem e cargas elevadíssimas (> 30 toneladas por eixo).

As classes L, A e B são usadas no transporte de passageiros; as classes B e C são usadas para vagões de carga e locomotiva e a classe D para o transporte de carga pesada. No Brasil são fabricadas rodas de todas as classes, exceto a classe L. A Tabela 2.5 identifica as classes de acordo com a porcentagem de carbono e dureza [AAR MSRP, 2011].

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Tabela 2.5 – Classes de rodas em função da porcentagem de carbono e dureza [AAR MSRP, 2011]. Classe Carbono (% em massa) Dureza (Brinell) Carga L 0,47 máx 197 – 277 Leve A 0,47 – 0,57 255 – 321 Moderada B 0,57 – 0,67 302 – 341 Elevada C 0,67 – 0,77 321 – 363 Elevada D 0,67 – 0,77 341 – 415 Elevada

Para reduzir o custo de transporte de produtos básicos (minério ferro, carvão e grãos, por exemplo) necessita-se de um aumento da capacidade transportada por vagão, o que significa a elevação da resistência mecânica e da resistência ao desgaste da roda, ou seja, aumento da vida útil da mesma. A classe D tem como meta transportar 40 toneladas por eixo contra as 30 toneladas por eixo fornecidas pela roda classe C.

Na Figura 2.5 é mostrada a nomenclatura das partes de uma roda ferroviária.

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A vida da roda depende da resistência da roda ao desgaste e à sua imunidade às falhas da pista de rolamento provocadas por trincas térmicas e escamação, como resultado da fadiga de contato por rolamento. Por este motivo neste trabalho os ensaios se concentram na região da pista de rolamento [CLARKE, 2008]. Nas ferrovias brasileiras os freios por sapata são os mais utilizados. Sendo assim, durante a frenagem a sapata de freio atua diretamente sobre a pista de rolamento da roda, que por meio de atrito promove a frenagem do vagão ou locomotiva. O atrito gera calor, o qual é transmitido para roda e a sapata, sendo dissipado para o meio ambiente [STONE, 2008]. Estudos mostram que os valores de temperatura podem variar em função da geometria da roda e das condições de uso.

Alves, [ALVES, 2012] fez um estudo por análise de elementos finitos para prever os gradientes térmicos atuantes na etapa de frenagem, a qual é considerada a situação mais crítica de operação. No estudo considerou rodas de 33” de diâmetro e três perfis diferentes de discos: disco reto, disco parabólico e disco em “S”. Os resultados referentes à temperatura são apresentados na Figura 2.6. É possível observar uma queda na temperatura, à medida que aumenta a curvatura do perfil do disco. Além disso, a região exposta aos maiores valores de temperatura (pista de rolamento) é a escolhida neste trabalho para a realização dos ensaios microestruturais e mecânicos.

Figura 2.6 – Simulação de aquecimento durante a frenagem nos diferentes tipos de disco [ALVES, 2012].

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Em 2010, a empresa Vale fez um estudo de monitoramento da temperatura na roda durante a frenagem na Estrada de Ferro Vitória Minas e os resultados são mostrados na Figura 2.7. A temperatura máxima obtida foi de 450 ºC. Valor relativamente próximo aos calculados por Alves [ALVES, 2012] na Figura 2.6 que variaram de 480 a 550 ºC, dependendo do tipo de disco.

Figura 2.7 - Temperatura durante a frenagem na estrada de ferro Vitória-Minas em 2010 [VALE, 2010].

2.3 Mecanismos de aumento de resistência mecânica nos aços

Os principais mecanismos de endurecimento nos aços são:

a) Deformação b) Solução sólida c) Tamanho de grão

d) Precipitados ou partículas de segunda fase e) Refino da perlita

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O endurecimento causado por estes mecanismos é uma consequência direta do aumento da resistência à movimentação das discordâncias, dificultando assim a realização da deformação plástica do aço.

2.3.1 Aumento de resistência por deformação

O aumento de resistência por deformação ocorre pelo aumento de densidade de discordâncias.

A multiplicação das discordâncias pode ocorrer por [SANTOS, 2006]: - Mecanismo de Frank-Read;

- Interação entre discordâncias.

2.3.2 Aumento de resistência por solução sólida

A introdução de átomos solutos num metal produz uma liga de maior resistência mecânica que o metal puro. Ao adicionar estes elementos (soluto) na rede cristalina, ocorre uma distorção na rede cristalina da matriz que restringe o movimento das discordâncias. Quanto maior for esta diferença de tamanho, maior será a distorção da rede e assim teremos um maior efeito de endurecimento da liga. A quantidade de teor de soluto presente na matriz também contribui para o efeito do endurecimento da liga.

Há dois tipos de solução sólida:

- Substitucional ocorre quando os átomos soluto e solvente possuem tamanho similar. Assim, os átomos de soluto irão ocupar parte da rede cristalina do solvente [DIETER, 1988]. O endurecimento resultante por átomos solutos substitucionais é, em geral, tanto maior quanto maior for a diferença de tamanho atômico em relação ao ferro. Esse mecanismo é conseguido através de adições de manganês, silício, níquel e molibdênio[CHIAVERINI, 1986].

- Intersticial ocorre quando os átomos do soluto são menores que os átomos do solvente, passando a ocupar os interstícios da rede cristalina do solvente. Os solutos intersticiais apresentam um efeito endurecedor de 10 a 100 vezes maior que os substitucionais [COUTINHO,

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1992], como mostrado na Figura 2.8. Os principais elementos que formam as soluções sólidas intersticiais são: carbono, nitrogênio, oxigênio, hidrogênio e boro.

Figura 2.8 - Efeito do endurecimento por solução sólida, causado pela adição de elementos de liga em aços-carbono [COUTINHO, 1992].

2.3.3 Aumento de resistência por tamanho de grão

O refino microestrutural está diretamente relacionado com o aumento da resistência mecânica e tenacidade. Aços com tamanho de grãos pequenos possuem maiores valores de tenacidade e resistência mecânica do que aço constituído de grãos grosseiros, como ilustra a Figura 2.9 [HERTZBERG, 1989].

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Figura 2.9 - Efeito do tamanho de grão nas propriedades mecânicas [HERTZBERG,1989].

O aumento da resistência à deformação plástica pelo refino de grão é devido ao fato de que o contorno de grão atua como uma barreira para o movimento das discordâncias [DIETER, 1988].

2.3.4 Aumento de resistência por precipitados ou partículas de segunda fase

Segundo Pickering, no desenvolvimento dos aços microligados foram combinados os mecanismos de refino de grão com o endurecimento por precipitação utilizando-se nióbio, titânio e vanádio. A efetividade desses elementos depende de suas solubilidades na austenita [PICKERING, 1978].

Os precipitados de diversos tamanhos contribuem de forma diferenciada nos mecanismos de aumento da resistência mecânica, seja por barreira à movimentação das discordâncias nos contornos ou por endurecimento da ferrita.

Para se conseguir um tamanho de grão austenítico pequeno antes da transformação austenita/perlita, é necessária a precipitação de partículas durante a laminação a quente. Estas partículas retardam a recristalização, possibilitando uma maior deformação do grão, que geram

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uma maior quantidade de sítios de nucleação, que propicia a formação de grãos mais refinados [PICKERING, 1978; BHADESHIA, 2006].

2.3.5 Aumento de resistência por refino da perlita

Estudos mostram que o aumento da fração volumétrica de perlita eleva a resistência mecânica dos aços ferrítico/perlítico. Pickering e Gladman [PICKERING, 1978] relataram que a resistência mecânica destes aços não é apenas determinada pela fração volumétrica de perlita (1-f), mas também pelas características microestruturais dos constituintes individuais, que inclui o

espaçamento interlamelar da perlita (S0), tamanho das colônias da perlita e tamanho de grãos da

ferrita (d), segundo as equações 2.1 e 2.2.

* ( ) ( ) ( ) + MPa (2.1)

* ( ) ( ) ( ) + MPa (2.2)

Onde: esc = Tensão de escoamento (MPa)

Max = Tensão de resistência à ruptura (MPa)

S0 = Espaçamento interlamelar da perlita (mm)

NL – Nitrogênio dissolvido na austenita, exceto o N dos nitretos e carbonitretos (% em

peso).

f - fração volumétrica da ferrita (%) d - diâmetro do grão ferrítico (mm)

Si e Mn = porcentagem em peso do elemento

Modi [MODI, 2001], estudou o efeito do espaçamento interlamelar sobre as propriedades mecânicas de um aço 0,65 % C e concluiu que a dureza, o limite de resistência à tração e ao escoamento aumentavam com a redução do espaçamento interlamelar, enquanto que o alongamento e a tenacidade decresciam, conforme mostrado nas Figuras 2.10 e 2.11.