INSTITUTO FEDERAL DE EDUCAÇÃO DO ESPÍRITO SANTO PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA METALÚRGICA E
DE MATERIAIS
HELDER KEITARO ARÇARI AMBO
AVALIAÇÃO DO COMPORTAMENTO DO AÇO IF SUBMETIDO A ENSAIOS DE TORÇÃO A QUENTE
Vitória 2016
HELDER KEITARO ARÇARI AMBO
AVALIAÇÃO DO COMPORTAMENTO DO AÇO IF SUBMETIDO A ENSAIOS DE TORÇÃO A QUENTE
Vitória 2016
Dissertação apresentada ao Programa de Pós-Graduação em Engenharia Metalúrgica e de Materiais do Instituto Federal do Espírito Santo como requisito para obtenção do título de Mestre em Engenharia Metalúrgica e de Materiais
Orientador: Prof. Dr. Marcelo Lucas Pereira Machado
(Biblioteca Nilo Peçanha do Instituto Federal do Espírito Santo) A494a Ambo, Helder Keitaro Arçari.
Avaliação do comportamento do aço IF submetido a ensaios de torção a quente / Helder keitaro Arçari Ambo. – 2016.
133 f. : il. ; 30 cm
Orientador: Marcelo Lucas Pereira Machado.
Dissertação (mestrado) – Instituto Federal do Espírito Santo, Programa de Pós-graduação em Engenharia Metalúrgica e de Materiais, Vitória, 2016.
1. Engenharia metalurgica . 2. Aço – Tratamento térmico. 3. Recristalização (Metalurgia). 4. Aço – Estruturas. 5. Aço – Propriedades mecânicas. I. Machado, Marcelo Lucas Pereira. II. Instituto Federal do Espírito Santo. III. Título.
DECLARAÇÃO DO AUTOR
Declaro para fins de pesquisa acadêmica, didática e técnico-científica que a presente Dissertação de Mestrado pode ser parcialmente utilizada desde que se faça referência a fonte e ao autor.
Vitoria 29 de dezembro de 2016
AGRADECIMENTOS
Agradeço a todos que puderam contribuir de alguma forma para a realização deste trabalho, em especial:
A minha família pelo suporte e incentivo diário na minha caminhada acadêmica, sempre acreditando nos meus ideais.
Ao prof. Dr. Marcelo Lucas Machado pela sua orientação, discussões construtivas durante a elaboração da dissertação. Incentivo e foco na continuidade do estudo e seu aprimoramento.
Ao Mario Tasca pelo ajuda quanto ao modelamento matemático e esclarecimentos quanto a utilização dos equipamentos e suas manutenções.
Agradeço à FAPES pelo auxilio financeiro à pesquisa e ao ao IFES por disponibilizar o Laboratorio de Conformação Mecanica para realizar os ensaios.
RESUMO
Neste trabalho foi realizado um estudo do comportamento do aço IF quando submetido a ensaio de torção a quente. Foram feitos ensaios de múltiplas deformações com resfriamento a partir de 1150ºC, onde obteve-se as temperaturas críticas do material como: temperatura de não recristalização (Tnr=935ºC), temperatura de início de transformação de fase da (Ar3 = 830ºC) e
temperatura de final de transformação de fase da austenita (Ar1 = 750ºC). Além
disso, foram feitos ensaios isotérmicos e ensaios com duplas deformação com o intuito de estudar os fenômenos metalúrgicos que ocorrem no aço IF. Modelagem matemática microestrutural e de Tensão de Escoamento média foram analisadas e confrontadas com os trabalhos publicados a respeito de ensaios de torção com aço IF nos últimos anos . As temperaturas críticas estavam de acordo com a literatura e os modelos matemáticos com os ajustes propostos, obtiveram resultados satisfatórios com os experimentos, tais como fração de recristalização, tamanho de grão, tensão de escoamento média, etc.
Palavras-chave: Ensaio de Torção a Quente. Aço IF. Recristalização
ABSTRACT
In this subject the study of IF steel behavior was performed when submitted to the hot torsion test. Multiple strain tests were performed with cooling from 1150°C, where material critical temperatures were obtained such as: non-recrystallization temperature (Tnr = 935°C), start austenite phase transformation temperature (Ar3 = 830°C) and final austenite phase transformation temperature (Ar1 = 750°C). In addition, isothermal tests and double strain tests were carried out in order to study the metallurgical phenomena in the IF steel. Microstructural Mathematical Modeling and Mean Flow Stress was also studied. The critical temperatures were in agreement with literature and the mathematical models with the proposed adjustments, obtained satisfactory results compared with the torsion tests performed, such as fractional softening, grain size, Mean Flow Stress, etc.
Keywords: Hot Torsion Test. IF Steel. Dynamic Recristallization. Flow/ Stress
LISTA DE FIGURAS
Figura 1 - Vários estágios de recuperação de um metal deformado plasticamente. (a) emaranhados de discordâncias, (b) formação de células, (c) aniquilação de discordancias nas paredes das células e (d) formação de subgrãos. ... 27 Figura 2 - Esquema da curva tensão com a deformação de um material que só se recupera dinamicamente. ... 28 Figura 3 - Curvas esquemáticas tensão-deformação mostrando comparativamente a ocorrência de encruamento, recuperação dinâmica e recristalização dinâmica. ... 29 Figura 4 - Curva σxε esquemática para um material que sofreu recristalização dinâmica. (a) alta taxa de deformação; (b) baixa taxa de deformação. ... 29 Figura 5 - Representação esquemática dos mecanismos de restauração possíveis durante a deformação a quente. (a) durante a laminação (baixas deformações) para metais de alta EDE. (b) durante a laminação para metais de baixa EDE. (c) durante a extrusão (altas deformações) para metais de alta EDE. (d) durante a extrusão para metais de baixa EDE. ... 31 Figura 6 - Esquema da evolução da recristalização metadinâmica durante a laminação a quente. Os grãos estão representados em "escala macroscópica”. ... 33 Figura 7 - Esquema de Laminação Controlada TMCP e HTP. ... 34 Figura 8 - Desenho esquemático do laminador de tiras a quente da ArcelorMittal Tubarão. ... 35 Figura 9 - Esquema representando as regiões durante um Processo de Laminação Controlada. ... 36 Figura 10 - Típicas Curvas de escoamento para diferentes condições com tamanho de grãos iniciais diferentes ... 42 Figura 11 - Determinação do limite Johnson. ... 43 Figura 12 - Representação esquemática da tensão média de escoamento ... 45 Figura 13 - Curvas típicas de ensaio de torção isotérmico para diferentes taxas de deformação. ... 47 Figura 14 - Determinação da deformação crítica. (a) deformação crítica correspondente ao ponto onde a curva sai do comportamento onde ocorre apenas recuperação dinâmica. (b) ponto de inflexão correspondente a tensão crítica, σc. ... 48
Figura 15 - (a) Exemplo de curvas de taxa de encruamento x tensão, (b) E suas respectivas curvas de derivadas da taxa de encruamento em função
da tensão para um aço microligado ao Nb-Ti deformado por torção a quente em diversas temperaturas e taxas de deformação. ... 49 Figura 16- Curvas de escoamento plástico para o aço IF obtidas em ensaios realizados com taxa de deformação de 0,3 s-1 e temperaturas na faixa de 1150° C a 900 ° C (a) e na faixa de 850° C a 600°C (b) ... 49 Figura 17- Curvas de escoamento plástico para o aço IF obtidas em ensaios realizados com taxa de deformação de 1 s-1 e temperaturas na faixa
de 1150° C a 900 ° C (a) e na faixa de 850° C a 600°C (b) ... 50 Figura 18 - (a) Exemplo de curvas típicas de ensaios de torção com múltiplas deformações em resfriamento contínuo, (b) Tensão de Escoamento Média com o inverso da temperatura. ... 52 Figura 19 - Gráfico da tensão média de fluxo com 1000x1/T para diferentes temperaturas de deformação em um aço HTP. ... 53 Figura 20 - Curvas típicas de ensaio de torção isotérmico para diferentes taxas de deformação. ... 54 Figura 21- Determinação da deformação crítica. (a) deformação crítica correspondente ao ponto onde a curva sai do comportamento onde ocorre apenas recuperação dinâmica. (b) ponto de inflexão correspondente a tensão crítica, σc. ... 55
Figura 22– (a) Exemplo de curvas de taxa de encruamento x tensão, (b) E suas respectivas curvas de derivadas da taxa de encruamento em função da tensão para um aço microligado ao Nb-Ti deformado por torção a quente em diversas temperaturas e taxas de deformação. ... 56 Figura 23- Curvas de escoamento plástico obtidas em ensaio com duas deformações ... 57 Figura 24 - Curvas de escoamento plástico obtidas em ensaio com duas deformações ... 70 Figura 25 - Mapa EBSD do aço IF processado sob vários números de ciclos a 500°C. ND= direção normal , RD= direção de laminação e GB= contorno de grão. ... 71 Figura 26 - Desenho Esquemático do Corpo de Prova. ... 75 Figura 27 - Visão geral do Laboratório de Conformação do IFES ... 77 Figura 28 - Crocki dos equipamentos do laboratório Conformação do IFES .... 78 Figura 29 - Foto do braço articulado para o termopar efetuar a leitura nos 3 pontos no corpo de prova ... 79 Figura 30 - Esquema de posicionamento do termopar para determinação do perfil térmico na seção útil. O termopar examinou os 3 pontos para a determinação do perfil térmico que foram determinados com TA, TB e TC, pontos que se localizam no comprimento útil de torção do corpo de prova. ... 80
Figura 31 - Curva de verificação das temperaturas nas regiões A, B e C, por meio braço de apoio junto com o termopar.” ... 81 Figura 32 - Representação esquemática de uma sequência de deformações realizadas no ensaio de torção a quente em resfriamento contínuo .. 84 Figura 33 - Representação esquemática do ciclo termomecânico utilizado nos ensaios isotérmicos. ... 86 Figura 34 - Representação esquemática do ciclo termomecânico utilizado nos ensaios de torção com duas deformações. ... 92 Figura 35 - Ilustração esquemática do corpo de porva mostrando a região onde serão realizadas as análises microestruturais. ... 88 Figura 36 - Metalografia de uma amostra sem deformação e temperada em água a 1100ºC (região austenítica): (a) Aumento de 100X e (b) Aumento de 500X. Ataque com nital. ... 89 Figura 37 - Curvas de tensão equivalente vs deformação equivalente com taxa de deformação 0.2s-1 e deformação 0.2 e temperaturas variando entre 1130°C a 380°C. ... 91 Figura 38 - Gráfico de tensão escoamento media vs 1000/T , com as regiões de Tnr, Ar3 e Ar1 para o aço IF ... 92 Figura 39 - Curvas Tensão equivalente com a deformação equivalente obtidas por ensaios de torção a quente para um IF a diferentes temperaturas e taxa de deformação constante de 0,2s-1. ... 94
Figura 40 - Variação da Taxa de Encruamento (θ) com a tensão equivalente para um aço IF a diferentes temperaturas a taxa de deformação constante de 0,2s-1. ... 96
Figura 41 - Curvas da Derivada da Taxa de Encruamento (dθ/dσ) com a tensão equivalente (σ) para um aço IF a diferentes temperaturas e taxa de deformação constante de 0,2s-1. ... 97
Figura 42 - Curvas Tensão equivalente com a deformação equivalente obtidas por ensaios de torção a quente para um aço IF a diferentes taxas de deformação a temperatura de 1100ºC. ... 99 Figura 43 - Curvas Tensão equivalente com o tempo de deformação obtidas por ensaios de torção a quente para um aço IF a diferentes taxas de deformação a temperatura de 1100ºC. ... 100 Figura 44 - Variação da Taxa de Encruamento (θ) com a tensão equivalente para um aço IF a diferentes temperaturas taxa de deformação e temperatura de 1100ºC. ... 101 Figura 45 - Curvas da Derivada da Taxa de Encruamento (dθ/dσ) com a tensão equivalente (σ) para um aço IF a diferentes taxas de deformação e temperatura de 1100ºC. ... 102
Figura 46 - Tensão no regime estacionário em função do parâmetro Zener-Hollomon. Ilustrado os pontos extraídos das curvas experimentais dos ensaios isotérmicos e de equações para aços C-Mn (Eq.34), ao Nb (Eq.33) , microligados (Eq.32). ... 105 Figura 47 - Tensão no regime estacionário em função do parâmetro
Zener-Hollomon. Ilustrado os pontos extraídos das curvas experimentais dos ensaios isotérmicos e da equação obtida por regressão . ... 106 Figura 48 – Curvas de tensão equivalente com a deformação equivalente para parte plástica dos ensaios com duas deformações realizados a 1100ºC, taxa de deformação de 0,1 s-1, deformação de 0,06 e tempo
entre passes de 1, 5 e 40 s. ... 108 Figura 49 – Curvas de tensão equivalente com deformação equivalente para parte plástica dos ensaios com duas deformações realizados a 1100ºC, taxa de deformação de 0,1 s-1, deformação de 0,3 e tempo
entre passes de 1, 5 , 20 e 40 s. ... 110 Figura 50 – Gráfico da fração de amaciamento com o tempo entre passes para os ensaios com duas deformações realizados a 1100ºC, taxa de deformação de 0,1 s-1, deformações de 0,06 e 0,30 e tempo entre
passes de 1, 5, 20 e 40 s. ... 111 Figura 51 - Metalografia das amostras dos ensaios com duas deformações realizados a 1100ºC, taxa de deformação de 0,1 s-1, deformação de
0,06 e tempo entre passes de 1 e 5 s (região austenítica): (a) 1 s - Aumento de 200X, (b) 5 s - Aumento de 200X. Ataque com nital. . 112 Figura 52 - Metalografia das amostras dos ensaios com duas deformações realizados a 1100ºC, taxa de deformação de 0,1 s-1, deformação de
0,3 e tempo entre passes de 1 e 5 s (região austenítica): (a) 1 s - Aumento de 200X, (b) 5 s - Aumento de 200X. Ataque com nital. . 113 Figura 53 - Fluxograma do modelo matemático utilizado para o cálculo da TEMMod
nas condições de recristalização dinâmica, recuperação dinâmica e sem mecanismo de recuperação... 116 Figura 54 - Curvas tensão equivalente com a deformação equivalente para torção a 1150ºC e taxa de deformação de 0,2 s-1... 117
Figura 55 - Curvas tensão equivalente com a deformação equivalente para torção a 1100ºC e taxa de deformação de 0,2 s-1... 118
Figura 56 - Curvas tensão equivalente com a deformação equivalente para torção a 1100ºC e taxa de deformação de 0,4 s-1... 118
Figura 57 - Curvas tensão equivalente com a deformação equivalente para torção a 1100ºC e taxa de deformação de 0,8 s-1... 119
Figura 58 - Curvas tensão equivalente com a deformação equivalente para torção a 850ºC e taxa de deformação de 0,2 s-1. ... 120
Figura 59 - Curvas tensão equivalente com a deformação equivalente para torção a 800ºC e taxa de deformação de 0,2 s-1. ... 120
Figura 60 - Fluxograma do modelo matemático utilizado para o cálculo da fração de recristalização e do tamanho de grão austenítico. ... 121 Figura 61 - Comparação do tamanho de grão austenítico obtido através dos ensaios de torção com duas deformações após o segundo passe com o obtido por modelo matemático à 1100ºC. ... 126
LISTA DE TABELAS
Tabela 1 - Equações cinéticas da fração de recristalização estática (X) e do tempo para se alcançar 50% de fração de recristalização (t0,5). ... 63
Tabela 2 - Equações cinéticas da fração de recristalização metadinâmica (X) e do tempo para se alcançar 50% de fração de recristalização (t0,5). . 63
Tabela 3 - Equações que descrevem o tamanho de grão da austenita (drec) após
completa recristalização estática. ... 67 Tabela 4 - Equações que descrevem o tamanho de grão da austenita (drec) após
completa recristalização metadinâmica. ... 67 Tabela 5 - Equações que descrevem o tamanho de grão final da austenita
considerando o crescimento). ... 69 Tabela 6 - Composição Química do aço IF. ... 75 Tabela 7 - Tabela de verificação da temperatura no corpo de prova por meio . 81 Tabela 8 - Analise das temperaturas na região cônica dos corpos de prova com
e sem furação com taxa de aquecimento de 1,5 °C/s . ... 83 Tabela 9 - Temperaturas de não recristalização (TNR), início (TAr3) e fim (TAr1) de
transformação da ferrita obtidas com o ensaio de torções em resfriamento contínuo e obtida com equações da literatura ... 93 Tabela 10 - Valores obtidos nos ensaios isotérmicos para um aço API 5L X80 a
diferentes temperaturas e taxa de deformação constante de 0,2s-1.98
Tabela 11 - Valores obtidos nos ensaios isotérmicos para um aço IF a diferentes taxas de deformação e temperatura de 1100ºC. ... 102 Tabela 12 - Valores de εc,εp e σss obtidos nos ensaios isotérmicos para um aço
IF e através de equações da literatura para diferentes temperaturas e diferentes taxas de deformação. ... 104 Tabela 13 - Valores de εc,εp e σss obtidos nos ensaios isotérmicos para um aço
IF e através de equações da literatura e de equações propostas no presente trabalho. ... 107 Tabela 14 - Fração de Amaciamento calculada para as curvas de escoamento
plástico nos ensaios isotérmicos interrompidos com duas deformações a 1100ºC, com duas deformações de 0,06 e taxa de deformação de 0,1 s-1. ... 109 Tabela 15 - Fração de Amaciamento calculado para as curvas de escoamento
plástico nos ensaios isotérmicos interrompidos com duas deformações a 1100ºC, com duas deformações de 0,3 e taxa de deformação de 0,1 s-1. ... 110 Tabela 16 - Fração de amaciamento estático para cada intervalo de tempo entre
Tabela 17 - Fração de amaciamento metadinâmico para cada intervalo de tempo entre as deformações (ε = 0,3). ... 123 Tabela 18 - Resultados obtidos através de modelamento matemático para aço
IF de ensaios isotérmicos com duas deformações para tempo entre passes (tip) de 1, 5 e 40 s, temperatura de 1100ºC e deformação de 0,06. ... 124 Tabela 19 - Resultados obtidos através de modelamento matemático para aço
IF de ensaios isotérmicos com duas deformações para tempo entre passes (tip) de 1, 5 e 40 s, temperatura de 1100ºC e deformação de
0,3. ... 125 Tabela 20 - Comparação do tamanho de grão austenítico obtido através dos
ensaios de torção com duas deformações após o segundo passe com o obtido por modelo matemático à 1100ºC. ... 125
LISTA DE SIMBOLOS
Ar3 - Temperatura de início de transformação de fase da austenita em
resfriamento (Kelvin)
Ar1 - Temperatura de final de transformação de fase da austenita em
resfriamento (Kelvin)
d0 - Tamanho de grão inicial (micrometros)
drec - Tamanho do grão da austenita após completa recristalização
(micrometros)
Qrec - Energia de ativação para a recristalização (joule)
tdin - Tempo em que o material sofre recristalização (segundos)
tip - Tempo entre deformações (segundos)
TEM - Tensão de escoamento média (MPa)
TEMMK - Tensão de escoamento média da equação de Misaka (MPa)
Cor
TEM - Tensão de escoamento média do Misaka corrigida (MPa) TEMMod - Tensão de escoamento média do Modelo Matemático (MPa) Tnr - Temperatura de não recristalização (Kelvin)
X - Fração recristalizada num tempo t
Xdin - Fração recristalizada durante a recristalização dinâmica
Z - Parâmetro de Zener-Hollomom α - Ferrita – Austenita
'
- Deformação cisalhante θ - Taxa de Encruamento ε - Grau de deformação έ - Taxa de Deformaçãoεc - Deformação crítica
εp - Deformação de Pico
σc - Tensão crítica (MPa)
σp - Tensão de pico (MPal)
SUMÁRIO 1 INTRODUÇÃO ... 18 2 OBJETIVOS ... 19 2.1 OBJETIVO GERAL ... 19 2.2 OBJETIVOS ESPECÍFICOS ... 19 3 REVISÃO DA LITERATURA ... 20 3.1 ESPECIFICAÇÕES DO AÇO IF ... 20
3.2 PRINCÍPIOS METALÚRGICOS DE DEFORMAÇÃO A QUENTE ... 21
3.3 MECANISMOS DE AUMENTO DE RESISTÊNCIA E AMACIAMENTO DOS METAIS ... 22
3.3.1 Mecanismos de Endurecimento ... 22
3.3.1.1 Encruamento ... 23
3.3.1.2 Endurecimento por Soluto em Contorno de Grão ... 23
3.3.1.3 Endurecimento por refinamento de grão ... 24
3.3.1.4 Endurecimento por textura ... 24
3.3.1.5 Endurecimento por Solução Sólida ... 25
3.3.2 Mecanismos de Amaciamento ... 26 3.3.2.1 Recuperação Dinâmica ... 26 3.3.2.2 Recristalização Dinâmica ... 28 3.3.2.3 Recuperação Estática ... 30 3.3.2.4 Recristalização Estática ... 32 3.3.2.5 Recristalização Metadinâmica ... 32 3.4 ESTRATÉGIAS DE LAMINAÇÃO ... 33
3.5 PROCESSAMENTO TERMOMECÂNICO CONTROLADO ... 35
3.5.2 Processo de Resfriamento Acelerado ... 37
3.6 ENSAIO DE TORÇÃO ... 38
3.6.1 Ensaio de Torção a Quente ... 40
3.6.2 Métodos do limite de escoamento ( Johnson) ... 42
3.6.3 Método para o cálculo da Tensão de Escoamento Média (TEM) .... 44
3.6.4 Temperaturas Críticas durante o processo de torção do Aço IF .... 46
3.6.5 Ensaios Isotérmicos ... 47
3.6.6 Tipos de testes de torção a quente... 51
3.6.6.1 Ensaio de Torção Múltiplas Deformações em Resfriamento Contínuo . 51 3.6.6.2 Ensaios Isotérmicos ... 53
3.6.6.3 Ensaios Isotérmicos com Dupla Deformação ... 56
3.7 MODELOS MATEMÁTICOS MICROESTRUTURAIS ... 58
3.7.1 Cinética de Recristalização ... 59
3.7.2 Tensão de Escoamento Média ... 64
3.7.3 Fração de Recristalização Dinâmica (Xdin) ... 66
3.7.4 Tamanho de grão da austenita completamente recristalizada após a deformação ... 67
3.7.5 Crescimento do grão após completa recristalização na laminação 68 3.7.6 Tamanho de grão da austenita parcialmente recristalizada ... 69
3.8 MÉTODO PARA CÁLCULO DA FRAÇÃO DE AMACIAMENTO ... 70
3.9 MICROESTRUTURA DOS AÇOS IF ... 71
3.10 EFEITO DOS ELEMENTOS DE LIGA NOS AÇOS IF ... 72
3.10.1 Efeito do Fosforo ... 72 3.10.2 Precipitados FeTiP ... 72 3.10.3 Efeitos do Titânio ... 73 04 MATERIAIS E MÉTODOS ... 75 4.1 MATERIAL ... 75 4.2 CORPOS DE PROVA ... 75 4.3 EQUIPAMENTO UTILIZADO NOS ENSAIOS TORÇÃO A QUENTE 76 4.4 DESENVOLVIMENTO DO BRAÇO DE APOIO PARA O TERMOPAR 78
4.4.1 Análise da temperatura no cone do corpo de prova com e sem furação
por meio do termopar tipo K. ... 82
4.5 PROGRAMAÇÃO DOS ENSAIOS DE TORÇÃO A QUENTE ... 83
4.5.1 Ensaios com múltiplas deformações em resfriamento contínuo ... 83
4.5.2 Ensaios isotérmicos ... 85
4.5.3 Ensaios isotérmicos com dupla deformação: ... 86
4.6 ANÁLISE METALOGRÁFICA – MICROSCOPIA ÓTICA ... 88
5 RESULTADOS E DISCUSSÕES ... 89
5.1 DETERMINAÇÃO DO TAMANHO DE GRÃO INICIAL ... 89
5.2 ENSAIO COM MÚLTIPLAS DEFORMAÇÕES EM RESFRIAMENTO CONTÍNUO ... 90
5.3 ENSAIOS ISOTÉRMICOS ... 94
5.3.1 Parâmetros Termomecânicos (Experimentais versus Modelo) ... 103
5.4 ENSAIOS ISOTÉRMICOS COM DUPLA DEFORMAÇÃO ... 108
5.5 METALOGRAFIA DOS ENSAIOS INTERROMPIDOS COM DUAS DEFORMAÇÕES ... 112
5.6 MODELO MICROESTRUTURAL PARA DETERMINAÇÃO DA TENSÃO DE ESCOAMENTO MÉDIA ... 114
5.7 MODELO MICROESTRUTURAL PARA DETERMINAÇÃO DA FRAÇÃO DE RECRISTALIZAÇÃO E DO TAMANHO DE GRÃO AUSTENÍTICO ... 121
6. CONCLUSÕES ... 127
7 RECOMENDAÇÕES PARA TRABALHOS FUTUROS ... 129
1 INTRODUÇÃO
Aços IF (Interstitial Free) são materiais com grande capacidade de serem conformados a frio, normalmente na forma de chapas, utilizados na indústria automobilística na fabricação de carrocerias de automóveis e outros componentes similares. Os aços IF são uma classe de aços que se distingue dos aços convencionais por apresentarem baixo limite de escoamento, alta qualidade superficial e grande elongação total. Tais propriedades são possibilitadas pelo controle de intersticiais, como o carbono e nitrogênio
A excelente conformabilidade do aço requer um preço uma vez que o problema baixa resistência mecânica é uma característica, logo para sanar estes efeitos indesejáveis é imprescindível fazer uma análise microestrutural do aço durante seu processamento com intuito de justificar ou não um tratamento térmico para uma melhoria das propriedades mecânicas.
Para compreender melhor estes fenômenos citados o trabalho trata em simular a laminação a quente por meio de torção a quente com o objetivo de reproduzir as condições de processo e trabalhar como os dados gerados.
Com ensaios de torção a quente pode-se realizar sequências de passes impondo parâmetros de processamento tais como a temperatura de reaquecimento, a taxa de resfriamento, a quantidade de deformação, a taxa de deformação e o tempo de espera entre passes. A análise da evolução microestrutural durante os passes de deformação é de suma importância pois pode avaliar os tipos mecanismo de restauração ou encruamento que estão atuando, se ocorre ou não refinamento de grão
No trabalho é abordado as temperaturas críticas do aço IF e o seu método para obtê-las e fazendo o confronto com a literatura. Neste trabalho investiga-se o amaciamento do material variando o grau de deformação. E por fim é proposto um modelo matemático para predizer a evolução da curva de escoamento plástico de acordo as condições exigidas (temperatura, taxa de deformação, deformação entre outros).
2 OBJETIVOS
2.1 OBJETIVO GERAL
Avaliar o comportamento termomecânico, os mecanismos de amaciamento e a evolução microestrutural que ocorrem em um aço IF por meio de ensaios de torção a quente.
2.2 OBJETIVOS ESPECÍFICOS
Para alcançar o objetivo principal, é necessário realizar as seguintes etapas: Realizar o perfil térmico para avaliar o aquecimento do corpo de prova em relação a potência injetada no forno de indução.
Realizar o ensaio de torção a quente com múltiplas deformações em resfriamento contínuo, isotérmicos contínuos e isotérmicos interrompidos com duas deformações;
Realizar análise metalográfica das amostras via microscopia ótica após os ensaios de torção a quente visando determinar o tamanho de grão austenítico; Comparar os resultados obtidos nos ensaios de torção a quente e as análises metalográficas com os resultados obtidos através de modelos matemáticos disponíveis na literatura.
3 REVISÃO DA LITERATURA
Os aços IF são uma categoria de aços que se distingue dos demais por apresentar baixo limite de escoamento, alta qualidade superficial e excelente estampabilidade.
3.1 ESPECIFICAÇÕES DO AÇO IF
Aços IF representa a composição com ultra baixo carbono e nitrogênio, com o auxilio de elementos formadores de carbeto e nitreto como a adição de titânio e nióbio, ou seja, um aço de matriz ferritica livre de elementos intersticiais. O significado da sigla IF vem do inglês, “interstitial-free” que para melhor compreensão é livre de elementos intersticiais.
Os aços IF não tem uma classificação padronizada, normalmente são diferenciados pelo tipo de elemento que estabiliza os solutos. Tendo com exemplo aços IF estabilizado por Ti, Nb ou a combinação dos dois elementos no mesmo aço (FIETO, 2013).
É um aço estabilizado por Ti que captura elementos como nitrogênio e Carbono para a formação de precipitados de variadas formas como: TiN, TiS, Ti4C2S2 e TiC. Normalmente segue esta ordem de formação de precipitados à medida que a temperatura diminui (DEARDO, 2000).
No ponto de vista mecânico o aço IF possui uma excelente estampabilidade e corformabilidade devido a matriz ser predominantemente ferritica e com ausência de elementos intersticiais tornando-os maleáveis e macios. Entretanto há um comprometimento da resistência mecânica do material pelo fato de existir apenas resquícios de elementos intersticiais.
Para compensar à falta de resistência mecânica as indústrias visam o aumento das propriedades mecânicas por meio de tratamentos termomecânicos como: solução solida e encruamento.
Em geral, o aço IF é classificado em função do elemento químico utilizado como formador de carboneto. Existem três tipos: aço IF com adição de titânio (IF-Ti), aço IF com adição de nióbio Nb) e aço IF com adições de nióbio e titânio (IF-Nb+Ti). Desses três, o aço IF-Ti é o mais sensível às variações de composição e de processamento. (HOILE, 2000). O aço IF em estudo é do tipo IF-Ti.
3.2 PRINCÍPIOS METALÚRGICOS DE DEFORMAÇÃO A QUENTE
Na torção de um metal ou liga metálica a quente deve-se considerar os aspectos relativos à resistência mecânica e também as mudanças microestruturais que ocorrem em função da temperatura, deformação, taxa de deformação e intervalo entre passes (SELLARS, 1980)
Os fenômenos metalúrgicos que ocorrem em uma sequência de deformações serão abordados nos tópicos de Encruamento, Recuperação Dinâmica e Recristalização Dinâmica, Recuperação Estática e Recristalização Estática e Recristalização Metadinâmica. Também será analisado o fenômeno de precipitação que ocorre no material em sequência de deformações, ou seja a precipitação induzida por deformação. O controle do processamento termomecânico dos aços será interpretado através da análise conjunta dos fenômenos metalúrgicos e de processamento a quente (CALLISTER, 2012). Os fenômenos metalúrgicos de recuperação e de recristalização são processos através dos quais um metal encruado pode ter a sua microestrutura restaurada, e as suas propriedades mecânicas são restauradas, parcial ou totalmente. Os processos de restauração são chamados dinâmicos quando o amaciamento ocorre durante a deformação e os processos de restauração são chamados estáticos quando o amaciamento do material ocorre após a deformação ou nos intervalos entre deformações, Curvas de escoamento plástico, ou seja, curvas tensão equivalente em função da deformação equivalente, podem descrever os fenômenos metalúrgicos de amaciamento dinâmico e estático que atuam interagindo com o encruamento e também, quando existir, com a precipitação.
Portanto, de forma global, todos esses dados devem ser plotados e interpretados para obter-se o controle da conformação mecânica a quente. (MACHADO, 2005) Estas variações são particularmente importantes na conformação mecânica a quente, uma vez que a microestrutura obtida é a resposta intrínseca das propriedades dos materiais. Uma maneira de análise extrínseca do comportamento do material pode ser feita por ensaios de torção a quente, em escala de laboratório, gerada por uma sequência de deformações programadas através da observação dos fenômenos metalúrgicos existentes.3.3 MECANISMOS DE AUMENTO DE RESISTÊNCIA E AMACIAMENTO DOS METAIS
3.3.1 Mecanismos de Endurecimento
Para compreender melhor o mecanismo de aumento de resistência nos aços IF é entender a relação entre a movimentação das discordâncias e o comportamento mecânico dos metais. Sendo que a deformação plástica de um metal significa habilidade de se deformar plasticamente conforme as discordâncias se movem. (CALLISTER, 2012).
No processamento termomecânico controlado os mecanismos utilizados para o aumento de resistência são: encruamento, solução sólida, refino de grão e formação de precipitado.
Quanto ao aço IF cabe fala que a quantidade de elementos intersticiais é na casa dos milésimos, assim o endurecimento por solução sólida de átomos intersticiais não é significativo, o mecanismo de endurecimento por átomos substitucionais tem um papel de maior importância.
Os tipos de mecanismos que vão ser abordados a seguir são: Encruamento, Endurecimento por Soluto em Contorno de Grão, Endurecimento por Refino de Grão, Endurecimento por Textura, Endurecimento por Precipitação ou Envelhecimento e Endurecimento por Solução Sólida.
3.3.1.1 Encruamento
O encruamento é um fenômeno que ocorre quando um metal dúctil adquire melhor resistência mecânica e aumento de dureza quando deformado plasticamente. Durante a deformação plástica as discordâncias interagem entre si ou com outras imperfeições, o que impedem seu movimento através do reticulado. Esse impedimento ao movimento das discordâncias torna o material mais duro, ou seja, o material fica encruado. Normalmente estas propriedades são adquiridas à temperatura ambiente com a realização do trabalho a frio (CALLISTER, 2012).
O fenômeno de endurecimento é explicado com base nas interações entre as discordâncias do metal e os campos de deformação na matriz do metal.
O efeito do encruamento pode ser “apagado” por meio de um tratamento térmico de mento. Ao passa pela zona crítica (a parti de 700°C), o material recristaliza e volta a adquirir grãos normais removendo o efeito do encruamento (COLPAERT, 1974).
3.3.1.2 Endurecimento por Soluto em Contorno de Grão
A fim de diminuir a energia global do sistema, os átomos de soluto tendem a se segregar para regiões distorcidas da microestrutura. Consequentemente ocorre o aumento da densidade de discordâncias nos cortornos de grão, resultando no aparecimento de degraus. O tamanho dos degraus formados é função do número, coalescência e aglomeração de discordâncias nos contornos de grão (FLOREEN e WESTBROOK, 1969).
3.3.1.3 Endurecimento por refinamento de grão
O movimento das discordâncias deve ocorrer através do contorno de grão. Porém a passagem de uma discordância de um grão para o outro é dificultada pelo fato dos grãos adjacentes possuírem orientações cristalográficas diferentes. A dificuldade encontrada por discordâncias ao se propagarem de um grão para o outro é aumentada à medida que a diferença de orientação cristalográfica entre os grãos é maior. Além disso, na região do contorno de grão a falta de ordenação atômica resulta em descontinuidade de planos de escorregamento de um grão para o outro, conforme figura 3.1. Dessa forma um metal com granulação refinada possui uma maior área de contornos de grão, o que dificulta o movimento de discordâncias e consequentemente aumenta a resistência do material (CALLISTER, 2012).
A relação da resistência mecânica com o tamanho de grão foi estabelecida empiricamente e chamada de relação de Hall-Petch em homenagem aos pesquisadores pioneiros nesta observação: quanto menor o tamanho de grão , maior o limite de escoamento apresentado pelo material.
É importante ressaltar que o endurecimento por refino de grão é o único mecanismo que além de aumentar a resistência mecânica, melhora a tenacidade do metal (CALLISTER, 2012).
3.3.1.4 Endurecimento por textura
Um material com textura apresentará variações das propriedades mecânicas em função da direção ( material anisotrópico).
Textura é a orientação preferencial adquirida por planos atômicos e direções cristalinas, adquirida através de tratamento termomecânico.
Macroscopicamente, o desenvolvimento de tais texturas fica evidente nas variações do módulo de elasticidade, limite de escoamento, alongamento e muitas outras propriedades conforme a direção em que são medidas (anisotropia plástica). A caracterização mais conveniente é realizada através da medição das deformações transversais em ensaios de tração de amostras de chapas.
Nos metais CCC predomina {100} <110> Sabe-se que precipitados grosseiros e espaçados favorecem a formação de texturas {111}, o que resulta em boa estampabilidade, enquanto que precipitados finos e densos inibem a recristalização e o crescimento do grão causando propriedades relativamente inferiores de ductilidade Nas chapas laminadas a textura é descrita pelos planos cristalográficos paralelos à superfície da chapa bem como pelas direções cristalográficas deste plano que ficam paralelas à direção de laminação (SATOH, OBARA e TSUNOYAMA, 1986).
3.3.1.5 Endurecimento por Solução Sólida
O mecanismo de aumento da resistência por solução sólida se dá pela formação solução sólida substitucional ou intersticial na matriz ferrítica do aço Consequentemente ocorre distorção na rede cristalina do ferro, devido a diferença de tamanho dos raios atômicos do soluto e do solvente. Essas interações entre as discordâncias e os átomos de impureza no campo de deformação da rede cristalina dificulta o movimento das discordâncias, levando a um aumento da resistência do material (CALLISTER, 2012).
Nos aços IF os elementos intersticiais como carbono e nitrogênio são praticamente eliminados da solução sólida e estabilizados na forma de precipitados. O endurecimento dos aços IF não é notório por solução solida de átomos intersticiais, sendo de papel de maior importância os átomos substitucionais no endurecimento do metal (FIETO, 2013).
3.3.2 Mecanismos de Amaciamento
Metais deformados em temperaturas baixas em relação a sua temperatura de fusão sofrem alterações microestruturais e de propriedades, tais como, alteração na forma do grão, endurecimento por refino de grão e aumento na densidade de discordâncias. Essas propriedades e estruturas podem ser revertidas aos seus estados iniciais mediante um tratamento térmico adequado. Essa restauração resulta dos processos de recuperação e recristalização, que podem ser seguidos por crescimento de grão (CALLISTER, 2012).
No processo de deformação a quente dos metais estão presentes processos de amaciamento simultaneamente aos processos de encruamento.
Os processos de recuperação dinâmica e recristalização dinâmica ocorrem durante a deformação. Já os processos que iniciam e terminam após a deformação são chamados de processo de recuperação estática e recristalização estática. No caso da recristalização metadinâmica é iniciada durante a deformação e se completam após a deformação do metal. Estes cinco processos são explicados com mais detalhes no tópico seguinte.
A recuperação dinâmica e a recristalização dinâmica podem ser observadas indiretamente através de curvas tensão – deformação obtidas em ensaios mecânicos a quente (PADILHA e SICILIANO, 2005). No presente trabalho foram utilizadas as curvas tensão – deformação, obtidas por meio de ensaios de torção a quente, para identificar os mecanismos de amaciamento presentes na deformação a quente do aço IF.
3.3.2.1 Recuperação Dinâmica
A recuperação de um metal encruado está relacionada com a eliminação parcial dos efeitos da deformação plástica na sua microestrutura. Durante a recuperação há uma diminuição das discordâncias e de outros defeitos cristalinos, e alguma ordenação no arranjo “emaranhado” das discordâncias nos
contornos de grão. Em geral, a recuperação ocorre a temperaturas não muito altas. (RIZZO, 2001)
Quando um metal é deformado a quente há um aumento na geração de defeitos cristalinos e devido à ativação térmica, as discordâncias geradas se rearranjam para uma estrutura de subgrãos. A formação de subgrãos precisa de uma maior ativação térmica devido à necessidade de ocorrência de escorregamento com desvio (“dislocation cross-slip”) e escalada (“dislocation climb”). (PADILHA e SICILIANO JR., 2005)
Figura 1 – Vários estágios de recuperação de um metal deformado plasticamente. (a) emaranhados de discordâncias, (b) formação de células, (c) aniquilação de discordancias nas paredes das células e (d) formação de subgrãos.
Fonte: PADILHA e SICILIANO, 2005.
Durante a recuperação dinâmica não ocorre a migração de contornos de grão, mas um rearranjo das discordâncias em contornos de subgrãos, e os grãos vão se deformando de acordo com a forma do material. (PADILHA e SICILIANO, 2005)
Quando a taxa de geração de defeitos é compensada pela taxa de aniquilação de defeitos chega-se ao estado estacionário, ou seja, a quantidade de defeitos permanece constante. Esse comportamento é típico de metais com alta energia de falha de empilhamento. Na curva tensão-deformação, esse efeito aparece com tensão permanecendo constante à medida em que o material vai se deformando, conforme pode ser visto na figura 2
Figura 2- Esquema da curva tensão com a deformação de um material que só se recupera dinamicamente.
Fonte: PADILHA e SICILIANO, 2005.
3.3.2.2 Recristalização Dinâmica
Na recristalização dinâmica há uma aniquilação de grandes quantidades de defeitos através da migração de contornos de grão. A recristalização dinâmica está associada à geração de um grande número de defeitos durante a deformação a quente.
Esses defeitos não podem ser eliminados somente por recuperação dinâmica, devido às altas taxas de deformação ou devido à baixa energia de falha de empilhamento do metal, aumentando o potencial termodinâmico para a recristalização. Quando este estágio é atingido, ocorre recristalização dinâmica. A figura 3 mostra a comparação dos fenômenos encruamento, recuperação dinâmica e recristalização dinâmica. A deformação de pico εp, corresponde à
Figura 3– Curvas esquemáticas tensão-deformação mostrando comparativamente a ocorrência de encruamento, recuperação dinâmica e recristalização dinâmica.
Fonte: PADILHA e SICILIANO, 2005.
Materiais que recristalizam dinamicamente apresentam um ou vários picos de tensão de acordo com a velocidade de deformação. Para altas taxas de deformação, a curva tensão-deformação apresenta um pico de tensão, seguido de uma estabilização da tensão a medida que o material se deforma. Para baixas taxas de deformação, a restauração se dá em ciclos de deformação-recristalização conforme pode ser observado na figura 4.
Figura 4– Curva σxε esquemática para um material que sofreu recristalização dinâmica. (a) alta taxa de deformação; (b) baixa taxa de deformação.
A recristalização dinâmica pode iniciar-se pelo encurvamento de contornos de grãos, pelo coalescimento de subgrãos ou pela nucleação em células com alta desorientação dentro dos grãos. Após a formação dos núcleos, estes crescem devido à diferença de densidade de discordâncias entre o interior dos núcleos e as regiões adjacentes até que uma estrutura de novos grãos esteja formada (TASCA, 2013).
Para o início da recristalização dinâmica existe uma deformação mínima definida como deformação crítica (εc)que é menor do que a deformação de pico (εp). Para
aços baixo carbono a relação εc/εp é de 0,83 e para aços ao nióbio esse valor
pode chegar a 0,5 (PADILHA e SICILIANO, 2005).
3.3.2.3 Recuperação Estática
A recuperação estática ocorre imediatamente após a deformação a quente e a aniquilação das discordâncias ocorre individualmente (TASCA, 2013).
Nesse estágio, as propriedades mecânicas que sofreram alterações pelo encruamento tendem a retornar a seus valores iniciais (REED-HILL, 1982). As propriedades não recuperam seus valores com a mesma velocidade, pois a taxa de recuperação depende das características do material e do trabalho termomecânico como da energia de falha de empilhamento (EDE), elementos de liga, taxa de deformação, deformação e da temperatura/ limite de mobilidade das discordâncias (TASCA, 2013).
No esquema da figura 5 (a) podemos verificar o efeito da recuperação estática na microestrutura de um material após laminação a quente. Para metais com alta energia de falha de empilhamento (EDE) ocorre somente recuperação rápida, diminuindo a quantidade de defeitos cristalinos e o potencial termodinâmico para a recristalização. Já os metais com baixa energia de falha de empilhamento (EDE) apresentam cinética de recuperação lenta e a quantidade de defeitos é mantida alta com a deformação. Dessa forma, a ocorrência de recristalização é mais provável, pois existe potencial termodinâmico (PADILHA e SICILIANO, 2005).
Figura 5– Representação esquemática dos mecanismos de restauração possíveis durante a deformação a quente. (a) durante a laminação (baixas deformações) para metais de alta EDE. (b) durante a laminação para metais de baixa EDE. (c) durante a extrusão (altas deformações) para metais de alta EDE. (d) durante a extrusão para metais de baixa EDE.
3.3.2.4 Recristalização Estática
Após a deformação ocorre a recuperação estática que restaura parte do material, porém sua restauração total só ocorre através da recristalização estática. Na recristalização ocorre a nucleação e crescimento de grãos não deformados eliminando assim os defeitos cristalinos como a discordância. Uma vez que a recristalização inicia-se pela nucleação de novos grãos, é necessário um tempo de incubação e uma quantidade de energia armazenada maior que um certo valor crítico, que é característico de cada material (ROSA, 2011).
3.3.2.5 Recristalização Metadinâmica
A recristalização metadinâmica consiste na geração de núcleos durante a deformação do material que crescem após cessar a deformação e, portanto, sem a presença de tensões. É como uma recristalização que inicia dinamicamente e cresce estaticamente (PADILHA e SICILIANO, 2005).
No processamento termomecânico dos aços, a recristalização metadinâmica tem um papel importante, visto que para a maioria dos casos a deformação do estado estacionário não é atingida para reduções usuais. Quando é atingida, a deformação crítica εc, os núcleos formados dinamicamente crescem livres de
tensão aplicada. A recristalização metadinâmica tem cinética muito rápida, diferindo do outros mecanismos de recristalização por não apresentar período de incubação. Na figura 6 verifica-se a ocorrência de recristalização metadinâmica acontecendo durante o processo de laminação a quente (PADILHA e SICILIANO, 2005).
Figura 6- Esquema da evolução da recristalização metadinâmica durante a laminação a quente. Os grãos estão representados em "escala macroscópica”.
Fonte: PADILHA e SICILIANO, 2005.
3.4 ESTRATÉGIAS DE LAMINAÇÃO
O processamento termomecânico controlado consiste em deformações na região de recristalização da austenita, com refinamento dos grãos pela recristalização entre passes de laminação e deformações na região de não recristalização da austenita com a produção de grãos alongados e bandas de deformação (CALDEIRA, 2006) (PORTO, 2010). Estas bandas de deformação
também servem de sítios de nucleação da ferrita (PORTO, 2010). A laminação pode ser seguida de resfriamento ao ar com a produção de grãos ferríticos muito finos ou de resfriamento a água resultando em grãos ferríticos mais refinados que no primeiro caso.
Dependendo das taxas de resfriamento e das temperaturas de início e fim de resfriamento, podem-se obter estruturas aciculares (CALDEIRA, 2006). Nos esquemas 1 e 2 da figura 7 podemos verificar os dois tipos de laminação controlada.
Figura 7– Esquema de Laminação Controlada TMCP e HTP.
Fonte: SICILIANO, 2008
O encruamento da austenita na fase de acabamento da laminação faz com que as cargas de laminação atinjam valores muito altos. Uma alternativa para contornar essa situação é a utilização de aços com teores relativamente altos de nióbio, normalmente entre 0,08 e 0,11%, os quais elevam a temperatura de não
recristalização da austenita conforme pode ser visto nos esquemas 3 e 4 da figura 3.16.
Esse tipo de laminação é conhecido como processamento sob alta temperatura (HTP – High Temperature Processing) (SICILIANO JR, STALHEIM e GRAY, 2008). Um dos principais benefícios do projeto de liga HTP é a capacidade de processamento em temperaturas mais elevadas que na laminação TMCP convencional o que permite uma redução sensível nas cargas de laminação (SICILIANO JR, STALHEIM e GRAY, 2008) (STALHEIM, 2005).
3.5 PROCESSAMENTO TERMOMECÂNICO CONTROLADO
Nesta seção serão abordadas as etapas de um processamento termomecânico controlado, aplicado em um laminador de tiras a quente para a produção de um aço microligado ao Nb-Ti.
A figura 8 mostra um desenho esquemático do laminador de tiras a quente da ArcelorMittal Tubarão, mostrando suas etapas que serão discutidas na sequência.
Figura 8– Desenho esquemático do laminador de tiras a quente da ArcelorMittal Tubarão.
Fonte: ArcelorMittal Tubarão.
A Figura 9, ilustra esquematicamente as regiões de uma laminação controlada de aços microligados.
Figura 9- Esquema representando as regiões durante um Processo de Laminação Controlada.
Fonte: CALDEIRA, 2006
3.5.1Laminação de Acabamento
A laminação de acabamento é normalmente realizada entre a temperatura de não-recristalização da (Tnr) e a temperatura de transformação (Ar3),
obtendo-se grãos austeníticos alongados devido restrições à recristalização da austenita (ROSA, 2011)
Ocorre um progressivo encruamento dos grãos da aumentando a área de superfície dos grãos por unidade de volume, que corresponde à relação da área de descontinuidades (contornos de grão, células de deslocações e contornos de pequeno ângulo) por unidade de volume. Formam-se também bandas de deformação nos grãos da austenita. Os contornos de grãos e as bandas de deformação são locais preferenciais para nucleação da ferrita. Esse aumento no número de sítios disponíveis para nucleação gera grãos ferríticos bem refinados (CALDEIRA, 2006) (ROSA, 2011). Tempe ratura Tnr Ar3 Laminação de Acabamento (Não-recristalização de ) Resfriamento Acelerado Bobinamento Laminação de Desbaste (Recristalização de ) Microestrutura objetivada Reaquecimento das placas
Tempo Tempe ratura Tnr Ar3 Laminação de Acabamento (Não-recristalização de ) Resfriamento Acelerado Bobinamento Laminação de Desbaste (Recristalização de ) Microestrutura objetivada Reaquecimento das placas
3.5.2 Processo de Resfriamento Acelerado
Uma das maneiras de se conseguir aços com níveis mais elevados de resistência mecânica e tenacidade é através do resfriamento da chapa com jatos de água logo após sua laminação a quente (GORNI, SILVEIRA e REIS, 2009). O resfriamento acelerado abaixo da Ar3 abaixa a temperatura de transformação
, favorecendo a nucleação em relação ao crescimento de ferrita, resultando em um refino da microestrutura. Altas taxas de resfriamento favorece a formação de estruturas aciculares que apresentam alta densidade de discordâncias e tamanho de grão da ordem de 1µm (CALDEIRA, 2006). O resfriamento acelerado também melhora o endurecimento por precipitação pela formação de precipitados mais finos e dispersos na matriz, melhorando o limite de resistência do aço (CALDEIRA, 2006) (HULKA, 2005).
3.6 ENSAIO DE TORÇÃO
O ensaio de torção pode ser utilizado para diversas aplicações em engenharia e em estudos teóricos do escoamento plástico. Esses ensaios são utilizados para determinar propriedades mecânicas como módulo de elasticidade em cisalhamento, tensão de escoamento em torção e módulo de ruptura. São importantes para determinar as propriedades de materiais submetidos a esforços de torção como eixos, brocas e rodas(DIETER, 1981).
O Ensaio de Torção consiste na aplicação de uma carga rotativa em um corpo-de-prova geralmente cilíndrico, onde mede-se o ângulo de deformação como função do momento torsor aplicado (HIBBELER, 2000).
Ao submeter uma barra metálica cilíndrica à torção, o momento torsor é oposto pelas tensões cisalhantes na seção transversal da barra. A tensão cisalhante é máxima na superfície da amostra diminuindo até atingir o valor zero no centro da barra. A tensão cisalhante é calculada através da equação 1 (DIETER, 1981):
j r Mt
c .
(1)
onde
c é a tensão cisalhante (kgf/mm2), MT é o momento torsor (kgf.mm), r é o raio (mm), J é o momento de inércia polar (mm4) dado por:32
4
D
Jmáx (2)
Sabendo que a tensão cisalhante é máxima na superfície da barra, então a tensão cisalhante máxima é (DIETER, 1981)
3 4 16 32 2 D M D D Mt t máx
(3)Para se calcular a deformação aplicada, é necessário conhecer o ângulo de torção, expresso em radianos. A deformação cisalhante é dada por (DIETER, 1981):
L r
' (4)
onde
'
é a deformação cisalhante, r o raio da amostra (mm),
é o ângulo de torção e L o comprimento da amostra (mm).No regime elástico, a tensão de cisalhamento é proporcional à deformação de cisalhamento, de forma similar ao módulo de elasticidade que caracteriza a relação entre tensão e deformação para o ensaio de tração. Dessa forma a tensão de cisalhamento no interior de um eixo é dada por (HIBBELER, 2000)
'
G (5)
No caso de materiais isotrópicos, os módulos de elasticidade e de elasticidade em cisalhamento estão relacionados entre si com o coeficiente de Poisson (n). O módulo de elasticidade pode ser expresso segundo a equação (CALLISTER, 2012):
n
G
E2 1 (6)
3.6.1 Ensaio de Torção a Quente
O ensaio de torção a quente contribui para o estudo de estruturas metalúrgicas produzidas em processos como a laminação. Através do controle adequado da temperatura e da taxa de deformação é possível reproduzir, em escala laboratorial, o processo de laminação. Uma vez que o corpo de prova não está sujeito ao empescoçamento, é possível realizar o ensaio até grandes deformações plásticas (DIETER, 1981) (BORATTO, BARBOSA e SANTOS, 1989)
Nestes ensaios pode-se variar e controlar as taxas de deformação, a deformação, a temperatura e o tempo de espera entre passes. Dessa forma é possível reproduzir os processos de pré-aquecimento, deformação e taxas de resfriamento próximas às do processamento de laminação (BORATTO, YUE, et al., 1987).
Os resultados obtidos através do ensaio correspondem aos valores do torque e do ângulo medidos. A tensão equivalente e a deformação equivalente são calculadas através das expressões (SICILIANO JR., 1999):
m n
R eq 3 2 3 3
(7)3 L R eq
(8)Onde é o torque aplicado, R é o raio útil do corpo de prova, L é o comprimento útil do corpo de prova, θ é o ângulo de rotação e, m e n correspondem à sensibilidade do material à taxa de deformação e ao encruamento, respectivamente. O valor de m+n pode ser considerado 0,3 (SICILIANO JR., 1999).
Utilizando essas equações podemos traçar as curvas de tensão equivalente com a deformação equivalente e, estudar os fenômenos metalúrgicos que caracterizam o comportamento mecânico do material. Diferentes tipos de ensaios podem ser realizados em uma máquina de torção a quente, no presente trabalho serão realizados ensaios de torção a quente com múltiplas deformações em resfriamento contínuo, isotérmicos contínuos e isotérmicos interrompidos com duas deformações.
No trabalho de Oudin foi realizado o ensaio de torção a quente com o aço IF sendo sua composição química (0,005%C, 0,003%N, 0,13%Mn, 0,084%Ti, 0,042%Al), cujo objetivo é a avalição de diferentes tamanhos de grãos submetidos a ensaio de torção (OUDIN, 2008)
Na figura 10 com tensão vs deformação no artigo de Oudin mostra o comportamento do aço IF para diferentes níveis de taxa de deformação e temperatura, tendo uma máxima alcançada em torno de 120 Mpa no ensaio de 765°C (OUDIN, 2008).
Figura 10- Típicas Curvas de escoamento para diferentes condições com tamanho de grãos iniciais diferentes
Fonte: OUDIN, 2008
3.6.2 Métodos do limite de escoamento ( Johnson)
O método utilizado neste trabalho é conhecido como limite elástico aparente ou limite Johnson, que pode substituir o limite elástico ou o limite de proporcionalidade devido sua determinação relativamente fácil. Na figura 3.25 o ponto A corresponde à tensão na qual a velocidade de deformação é 50% maior do que na origem, ou seja, é a tensão onde a inclinação da tangente à curva, no ponto A, é 50% menor que a inclinação da reta inicial OD. Um processo para determinar o ponto A é traçar uma reta FD fora da curva, onde FD = 1,5 FE, no qual o ponto E está na continuação da reta da zona elástica. O ponto A é o ponto de tangência à curva da reta MN paralela a OD (SOUZA, 1982).
Para o cálculo do limite elástico pelo método Johnson vamos considerar a figura 11, onde o ponto O corresponde a origem e o ponto A corresponde ao limite elástico. Considere θ0 o ângulo entre a reta OE e o eixo da deformação (ε), e θA
o ângulo entre a reta OD ou MN e o eixo da deformação (ε). As retas OD e MN são paralelas (TASCA, 2013).
Figura 11– Determinação do limite Johnson.
Fonte: SOUZA, 1982.
Na figura 11 temos:
1,5FE = FD (9)
1,5.cotan θ0 = cotan θA
A
0 tanθ
1
tanθ1,5
.tanθ0 tanθA3
2
(10)
Sendo θ0 = θmáx, a tangente no limite elástico é obtida por:
máx A .tanθ 3 2 tanθ (11) máx A .E 3 2 E (12)
Dessa forma fica definido que o limite Johnson é igual a dois terços do módulo de elasticidade máximo (SOUZA, 1982)
3.6.3 Método para o cálculo da Tensão de Escoamento Média (TEM)
Durante a deformação do aço, a energia é armazenada devido a deformação dos grãos na forma de defeitos cristalinos (discordâncias). Quando ocorre a eliminação destes defeitos pela recristalização essa energia é reduzida. Dessa forma, a tensão de escoamento de uma estrutura completamente recristalizada é menor do que a de em uma estrutura parcialmente recristalizada. Diante do exposto, o controle da evolução microestrutural durante o processo de laminação a quente tem grande influência no resultado da tensão de escomaento média (TEM) do material e, consequentemente nas propriedades mecânicas do mesmo.
A tensão média de escoamento (TEM) é calculada como a área sob a curva tensão com a deformação para um determinado intervalo de tensão. A Figura 12
mostra uma representação esquemática da TEM para um intervalo de deformação entre ε0 e ε1. Dessa forma, a TEM entre os pontos ε0 e ε1 é calculado
pela equação: 𝑇𝐸𝑀 = 𝜎̅ = 1 𝜀2 − 𝜀1∫ 𝜎𝑑𝜀 𝜀2 𝜀1 (13)
Figura 12– Representação esquemática da tensão média de escoamento
Fonte: SOLHJOO, 2010
Solhjoo, Ebrahimi utilizaram a curva TEM com o inverso da temperatura para determinar a temperatura de não recristalização da austenita (Tnr). A partir dos
dados obtidos no ensaio de torção a quente de múltiplas deformações em resfriamento contínuo, calcula-se a tensão média de escoamento (TEM) para cada uma das deformações impostas (SOLHJOO e EBRAHIMI, 2010).
O intervalo de tensão analisada nos experimentos leva em consideração apenas o escoamento plástico do aço IF, tirando assim qualquer interferência do escoamento elástico durante o cálculo. O método utilizado para retirar a influência da deformação elástica é o Método Johnson, apresentado no tópico anterior.
3.6.4 Temperaturas Críticas durante o processo de torção do Aço IF
O valor da Tnr pode ser determinado em função da composição química através
da equação 14 propostas por Boratto, Barbosa e Santos, a partir de resultados obtidos por ensaios de torção a quente com múltiplos passes (BORATTO, BARBOSA e SANTOS, 1989)
TNR = 887 + 464[%C ] + 6645[%Nb]– 644[%Nb]0.5+ 732[%V ] −
−230[%V]0.5+ 890[%Ti] + 363[%Al ]– 357[%Si] (14)
Os teores de composição química para os quais a equação é válida são: 0,04%<C<0,17%; Nb< 0,05%; V< 0,12%; Ti< 0,06%; Al< 0,05% e Si< 0,5%.
O valor da Ar3 pode ser obtido em função da composição química através da
equação 15 desenvolvida por Sekine (GORNI, 2015 )
Ar3 = 868 − 396[%C ] − 68,1[%Mn] + 24,6[%Si] − 36,1[%Ni ] − −24,8[%Cr] − 20,7[%Cu]
(15)
O valor da Ar1 pode ser obtido em função da composição química através da
equação 16 desenvolvida por Lutsenko (GORNI, 2015 )
Ar1 = 741,7 − 7,13[%C ] − 14,09[%Mn] + 16,26[%Si]+ +11,54[%Cr ] − 49,69[%Ni]
3.6.5 Ensaios Isotérmicos
Esse tipo de ensaio fornece dados sobre o comportamento mecânico do material, parâmetros como deformação de pico e deformação crítica podem ser determinados (MARQUES, 2012). A deformação de pico (εp) corresponde à
deformação na tensão de pico (σp) (PADILHA e SICILIANO, 2005).
Curvas típicas de ensaios isotérmicos para diferentes taxas de deformação podem ser vistas na Figura 13. É observado que as curvas apresentam um pico de tensão e em seguida seu valor diminui gradualmente até um estado estacionário o que caracteriza ocorrência de recristalização dinâmica, com exceção das curvas a 900ºC, onde ocorre somente recuperação dinâmica (SHABAN e EGHBALI, 2010).
Figura 13: Curvas típicas de ensaio de torção isotérmico para diferentes taxas de deformação.
Fonte: SHABAN e EGHBALI, 2010.
Como pode ser visto na Figura 13 as curvas tensão com a deformação tendem a se deslocar para baixo com o aumento da temperatura. Já com o aumento da taxa de deformação as curvas se deslocam para cima e para direita.
O valor da deformação crítica (εc) pode ser determinado através da curva Taxa
de Encruamento (θ) com a Tensão Equivalente (σ). A taxa de encruamento (θ) é definida pela derivada da tensão em relação a deformação (dσ/dε).O ponto de inflexão dessa curva representa o ponto em que a curva tensão com a deformação sai do comportamento em que só ocorre a recuperação dinâmica (PADILHA e SICILIANO, 2005). Na curva θ x σ no ponto onde a taxa de encruamento é igual a zero, corresponde a tensão de pico (σp) e o ponto de
inflexão da curva indica a tensão crítica (σc) para o início da recristalização
dinâmica. Com o valor da tensão crítica volta-se a curva σxε e obtém-se a deformação crítica (PADILHA e SICILIANO, 2005; SHABAN e EGHBALI, 2010). Isso pode ser visualizado na Figura 14.
Através de outro tipo de curva, derivada da taxa de encruamento em função da tensão (dθ/dσ) x Tensão Equivalente (σ), também pode-se determinar mais precisamente o valor da deformação crítica (εc). O ponto máximo (pico) dessa
nova curva representa a tensão crítica (σc), que é usada para determinar a
deformação crítica (εc) por correspondência na curva de escoamento plástico
(σxε) (SHABAN e EGHBALI, 2010). Na figura 15 tem-se exemplos dos dois tipos de curvas, taxa de encruamento com a tensão equivalente (θxσ) e derivada da taxa de encruamento com a tensão equivalente (dθ/dσ) x σ.
Figura 14 - Determinação da deformação crítica. (a) deformação crítica correspondente ao ponto onde a curva sai do comportamento onde ocorre apenas recuperação dinâmica. (b) ponto de inflexão correspondente a tensão crítica, σc.
Figura 15 – (a) Exemplo de curvas de taxa de encruamento x tensão, (b) E suas respectivas curvas de derivadas da taxa de encruamento em função da tensão para um aço microligado ao Nb-Ti deformado por torção a quente em diversas temperaturas e taxas de deformação.
Fonte: SHABAN e EGHBALI, 2010.
No trabalho de Regone foram feitas curvas de escoamento plástico com a deformação de um aço IF para compreender o comportamento do material quando submetido a variações de temperatura e taxas de deformações na Figura 16.
Figura 16- Curvas de escoamento plástico para o aço IF obtidas em ensaios realizados com taxa de deformação de 0,3 s-1 e temperaturas na faixa de 1150° C a 900 ° C (a) e na faixa de 850° C a 600°C (b)
Fonte: REGONE, 2001
Foram também realizados ensaios com taxa de deformação de 1 s-1 como mostra
na Figura 17
Figura 17- Curvas de escoamento plástico para o aço IF obtidas em ensaios realizados com taxa de deformação de 1 s-1 e temperaturas na faixa de 1150° C a 900 ° C (a) e na faixa de 850° C a 600°C (b)
Fonte: REGONE, 2001
Nas figuras 16 (a) e 17 (a) mostra que temperaturas maiores que 900°C são curvas de escoamento plástico típicos de matérias que se recristalizam dinamicamente . Já pra temperaturas menores que 900°C tem forma típica de materiais que se recuperam dinamicamente pode serem observadas nas Figuras 16 (b) e 17 (b).
3.6.6 Tipos de testes de torção a quente
Nesta seção são discutidos os três tipos de testes realizados no presente trabalho que são Ensaio de Torção com Múltiplas Deformações em Resfriamento Contínuo, Ensaios Isotérmicos e Ensaios Isotérmicos com Dupla. Cada tipo de teste permite encontrarmos determinados parâmetros que depois são comparados aos valores encontrados na literatura. Os principais parâmetros estudados são: temperatura de não recristalização da austenita (Tnr), temperatura de início e fim da transformação austenítica (Ar3 e Ar1), tensão e deformação de pico (σp), tensão crítica (σc ), deformação crítica (εc), tensão no
estado estacionário (σss ) e fração de amaciamento (PA).
Desta forma, obtêm-se um gráfico da Tensão de Escoamento Média (TEM) de cada curva em função do inverso da temperatura em Kelvin vezes 1000.
3.6.6.1 Ensaio de Torção com Múltiplas Deformações em Resfriamento Contínuo
Com esse tipo de ensaio é possível determinar as temperaturas críticas de processamento, ou seja, a temperatura de não recristalização da austenita (Tnr)
e as temperaturas de início e fim de transformação (Ar3 e Ar1) (TASCA, 2013;
MARQUES, 2012). Na figura 18 (a) estão ilustradas curvas típicas de ensaios de torção com múltiplas deformações em resfriamento contínuo (SOLHJOO e EBRAHIMI, 2010)
