Influência da Temperatura de Laminação de Acabamento na Estrutura e Propriedades Magnéticas de Um Aço Silício GNO com 2,0% Si.
Sebastião da Costa Paolinelli*, Marco Antônio da Cunha* e André Barros Cota** * Acesita S.A. - Centro de Pesquisa. Praça Primeiro de Maio nº 9, Timóteo, M.G.
35180000 - Brasil.
** Universidade Federal de Ouro Preto, Departamento de Física – Redemat - Campus Universitário – Ouro Preto, M.G.
35400000 - Brasil
Resumo
Amostras de esboço com 25mm de espessura de um aço silício de grão não orientado (GNO) contendo 2,0% Si e 0,25% Al foram reaquecidas a 1150°C, laminadas num laminador reversível piloto em temperaturas de acabamento de 920 a 1120°C e processadas até o recozimento final para avaliação da evolução da orientação cristalográfica, estrutura de grãos e propriedades magnéticas. Os resultados mostraram que o acréscimo da temperatura de laminação de acabamento provoca pouco benefício na orientação cristalográfica e um aumento contínuo no tamanho de grão da bobina a quente (BQ). Como conseqüência, verificou-se um acréscimo da fração volumétrica da fibra Eta e uma redução da fração da fibra Gama após recozimento final, o que ocasionou um aumento contínuo da indução magnética a 5000A/m (B50). Observou-se também que o tamanho de grão final diminuiu com a laminação a partir de 1040°C, mesmo com um tamanho de grão de partida crescente. Isto resultou num acréscimo na perda magnética a partir desta temperatura e revelou a existência de um tamanho de grão ótimo da BQ. A redução do tamanho de grão final a partir de certo tamanho de grão da BQ é explicada pelo aumento do número de bandas de cisalhamento com o aumento de tamanho de grão de partida para laminar, o que gerou maior número de núcleos para recristalização com conseqüente redução do tamanho de grão final.
Palavras-chave: Temperatura de Acabamento, Textura, Tamanho de Grão, Bandas de cisalhamento, Propriedades Magnéticas.
*Contato: scpaolinelli@acesita.com.br; macunha@acesita.com.br
** Contato: abcota@ufop.br
1 – Introdução.
Aços siliciosos de grão não orientado GNO que apresentam simultaneamente baixa perda e alta densidade de fluxo magnético são de grande interesse pois, proporcionam melhor desempenho e eficiência numa maior faixa de condições de operação das máquinas elétricas.
A rota mais econômica para produção de aços GNO totalmente processados é realizar a laminação a quente e, em seguida, promover o recozimento e decapagem da bobina a quente (BQ), laminar a tira para espessura final e recozê-la. A fase recozimento da BQ pode ser suprimida sem prejuízo para as propriedades magnéticas, em casos particulares, tornando o processo ainda mais barato e competitivo.
Quando o recozimento da BQ é suprimido, a estrutura da bobina a quente é a de partida para a laminação a frio que antecede o recozimento final. Uma combinação adequada de tamanho de grão e orientação cristalográfica pode gerar na tira após recozimento final (BF), maiores frações volumétricas de componentes texturais de interesse e minimizar componentes indesejáveis. Isto é possível ou facilitado, com a otimização da Laminação a Quente de Acabamento.
Frações mais altas de componentes de textura que contém eixos de mais fácil magnetização <100> no plano da chapa são de interesse para alcance de induções magnéticas mais altas no produto final. No entanto, a perda magnética, além de depender da orientação cristalográfica, depende largamente do tamanho de grão final. Existe um tamanho de grão final ótimo que deve ser alcançado numa temperatura mais baixa e num tempo mais curto possíveis para se evitar os efeitos nocivos da atmosfera como oxidação e nitretação. Uma vez definidas composição química e pureza da liga, o alcance de altas frações de componentes de textura contendo <100> paralela à superfície da chapa e do tamanho de grão adequado resulta em alta densidade de fluxo e baixa perda magnética no produto final.
Este trabalho apresenta resultados do estudo do efeito da temperatura de laminação de acabamento nas propriedades magnéticas com base na evolução da estrutura de grãos e orientação cristalográfica desenvolvidas em cada etapa de processo.
2 – Revisão Bibliográfica.
Fig.2.1: Anisotropia magnética de um cristal de Fe-Si(1).
Assim, a orientação cristalográfica dos aços siliciosos toma um papel muito importante no alcance de melhores propriedades magnéticas e as texturas mais desejadas são aquelas que contêm maior número de grãos com eixos <100> e menor número de grãos com eixos <111> paralelos ao plano da chapa. Grãos com eixos <110>, ditos de média dificuldade de magnetização, são também indesejáveis.
Considerando um material de ferro silício para uso em uma máquina de núcleo rotativo, a “textura” mais adequada seria (001)[hk0] ou [001]//DN (DN = direção normal à chapa), na qual os direções cristalográficas <100> são paralelas à superfície da chapa distribuídas aleatoriamente, conferindo-lhe baixa anisotropia planar. Este tipo de “textura” considerada ideal para os aços GNO é difícil de conseguir industrialmente e a maioria dos esforços para desenvolvimento de aços com alta densidade de fluxo tem se concentrado em atuar no aumento da fração da fibra Eta [001]//DL (DL = direção de laminação) e na diminuição da fibra Gama [111]//DN, mediante alterações nas ligas e processos de laminação a quente e a
frio(4-7).
Durante o recozimento final após a laminação a frio, grãos recristalizados são formados em sítios de nucleação específicos, tais como regiões de contornos de grão originais, bandas de deformação, maclas e precipitados preexistentes, etc, conduzindo a orientação cristalográfica típica de cada fonte(8-10).
A geração de grãos com orientação de Goss (110)[001] em bandas de cisalhamento é
freqüentemente observada nos aços siliciosos (11-15). As bandas de cisalhamento passam a
ser então uma opção importante para a nucleação da recristalização em relação, por exemplo, aos contornos de grão originais, e mudar intencionalmente a nucleação para estas pode resultar em orientações mais favoráveis ao processo de magnetização.
A fração de bandas de cisalhamento aumenta com a raiz quadrada do tamanho de grão de partida para laminar. O aumento do tamanho de grão da BQ pode aumentar o número de bandas de cisalhamento possibilitando a nucleação de grãos com orientação (110)[001] e ainda diminuir a área de contornos de grão originais, onde pode ocorrer a nucleação de
Técnicas de laminação a quente que produzam um maior tamanho de grão da BQ, o recozimento da BQ para aumentar o tamanho de grão de partida para laminar a frio e o uso de elementos que segregam em contornos de grão como o Sb, o Pb e o P têm apresentado bons resultados no acréscimo da fração de grãos com orientação [100]//DL e redução
daqueles com orientação (111)//DN e conseqüentemente melhores resultados magnéticos(6,
13, 15-20) .
A adição de Mn pode deslocar a nucleação da recristalização para regiões centrais do grão e, combinada com um grande tamanho de grão de partida, pode também favorecer simultaneamente o aumento da fração da fibra Eta e redução da fibra Gama, o que contribui
para o aumento da densidade de fluxo e redução da perda magnética(5). A adição de Mn tem
um benefício adicional, pois aumenta a temperatura de dissolução do MnS no reaquecimento de placas, produzindo precipitados mais grosseiros, o que acelera o crescimento de grão no recozimento final, facilitando o alcance de menores perdas magnéticas(21).
A composição química das ligas Fe-Si determina as fases presentes durante a laminação a quente numa dada temperatura. A laminação numa determinada fase ou mistura de fases conduz a texturas típicas das fases presentes. Ligas com teores de silício equivalente Sieq (Sieq = %Si + %Al*2) superiores a 2,0% são processadas somente na fase ferrítica, pois não são susceptíveis à transformação de fase como mostrado na figura 2.2. O acréscimo dos teores de Mn e C pode aumentar o campo de estabilidade da austenita e diminuir a
temperatura de transformação(22).
Fig.2.2: Fases das ligas Fe-Si em função do Sieq e da temperatura de laminação(22).
com grãos muito grosseiros e alongados, devido à dificuldade de recristalização da ferrita
que sofre apenas recuperação e tem seu tamanho de grão aumentado a cada passe(23).
A produção de uma bobina a quente com alta fração de componentes pertencentes à fibra Alfa não é de interesse devido ao fato de que esta acumula pouca energia durante a laminação a frio antecedente e, no recozimento final, grãos com orientações pertencentes a esta fibra fazendo fronteira com grãos de orientação (111)[112], podem favorecer a geração de grãos com orientação (111)[112], de péssima influência no processo de
magnetização(24,25). Grãos grandes com orientação (111)[112] na BQ podem gerar mais
bandas de deformação durante a laminação a frio resultando em menor fração da fibra Gama e maior fração da fibra Eta após recozimento final e auxiliar no alcance de alta indução e baixa perda magnética.
Quando se pode variar largamente o processo de laminação a frio, por exemplo, introduzindo um recozimento intermediário, é possível controlar melhor a orientação de partida para o último estágio de laminação a frio que antecede o recozimento final e facilitar a produção de orientações mais favoráveis no produto final. No entanto, quando se leva em conta os custos de produção, a introdução de uma ou mais etapas de laminação a frio e de recozimentos intermediários encarecem o processo e pode torná-lo inviável economicamente.
A opção pelo processo de apenas um estágio, com a possibilidade de eliminação do recozimento da BQ é a que resulta em menores custos de produção e, se esta pode ser viabilizada tecnicamente, será a de maior interesse. Nesta escolha a estrutura da bobina a quente é a estrutura de partida para laminação a frio, antes do recozimento final. Seu controle é muito importante e é feito através da otimização da composição química e do desenvolvimento de processos de laminação a quente que produzam estrutura de grãos e orientação cristalográfica adequados.
3 – Técnicas experimentais.
Amostras de um aço GNO com composição química apresentada na Tab.3.1 foram retiradas após laminação de desbaste com 25mm de espessura e cortadas nas dimensões de 100x100mm para simulação da laminação de acabamento reversível tipo Steckel, em temperaturas de 920 a 1120°C, com temperatura de reaquecimento fixa de 1150°C.
Tab.3.1: Análise química (% em peso) do material utilizado na experiência.
C Mn Si P S Cr Ni Mo Al Ti Sn N
0,003 0,093 1,94 0,016 0,003 0,060 0,035 0,011 0,2406 0,002 0,041 0,0030
temperatura de saída do forno foi monitorada por pirômetro ótico. Todas as amostras foram laminadas para 2,3mm em sete passes e, em seguida, resfriadas com jato de ar comprimido até 550°C, colocadas em um forno nesta temperatura e mantidas durante duas horas para simular o bobinamento.
A simulação da laminação a frio envolveu um processo sem recozimento da BQ, decapagem com ácido clorídrico, laminação para espessura final 0,50mm e recozimento
final num forno contínuo a 940°C/30s, sob uma atmosfera de 75% de H2 e 25%N2 com
ponto de orvalho –30°C.
Indução magnética a 5000A/m (B50) e perda magnética a 1,5T/60Hz (P1,5T/60Hz) foram
medidas em amostras 30,5x3,0cm cortadas na direção de laminação após recozimento final no acessório chapa única do aparelho Brokhaus modelo MPG100D, num total mínimo de quatro tiras por evento, sendo que o resultado apresentado é a média aritmética das medições.
Metalografia ótica na direção longitudinal e análise de orientação cristalográfica via difratômetro de raios-X no centro da espessura foram realizadas nas amostras após laminação a quente e após recozimento final. Foi determinado tamanho de grão, calculadas a função distribuição de orientação cristalográfica e as frações volumétricas das orientações de interesse. Para estes cálculos foi utilizado o “software” MTM-FHM (Fast Harmonic Method).
4 – Resultados e discussão.
As figuras 4.1 (a), (b), (c) e (d) mostram como a temperatura de laminação de acabamento (TLA) influenciou a orientação cristalográfica da BQ e da BF, através da fração volumétrica das fibras e componentes de interesse. A variação mais substancial na orientação da BQ, fig.s 4.1 (a) e (c), ocorre quando TLA passa de 920 para 960°C: a fibra Alfa, que é predominante e {100}<uvw> têm suas frações diminuídas; a fração de Eta cresce. A fibra Gama mostra uma tendência de acréscimo com TLA. A fração da fibra Alfa decresce principalmente, pela diminuição da componente {001}<110>, seguida de uma redução em {112}<110>. Gama cresce pelo aumento de {111}<112>.
Com o recozimento final (BF), a fração de Alfa sofre drástica redução; a fração de{100}<uvw> uma pequena redução; as fibras Gama e Eta apresentam um pequeno aumento em relação à BQ. O acréscimo em TLA provocou um aumento na fração da fibra Eta e uma redução em Gama na BF, figura 4.1(b). O benefício do acréscimo de TLA no produto final pode ser visto na figura 4.1(d): (111)[112] é reduzida e Cubo e Goss aumentam a partir de 1040°C.
As figuras 4.2 (a), (b), (c) e (d) mostram as FDOC com ϕ2 = 45° para BQ e BF
aparecem com intensidades maiores. Na BF, a laminação em 1080°C (b) provoca uma intensificação de Cubo e Goss e uma redução de (111)[112] em relação a laminação a 920°C, como foi também demonstrado pela fração volumétrica na figura 4.1(d).
0,00 0,05 0,10 0,15 0,20 0,25 0,30 0,35
920 960 1000 1040 1080 1120
TEMPERATURA (°C)
F
RAÇÃO
VO
L.
{100}<uvw>BQ ALFA BQ GAMA BQ ETA BQ
0,05 0,10 0,15 0,20 0,25 0,30 0,35
920 960 1000 1040 1080 1120
TEMPERATURA (°C) FR AÇ ÃO V O L.
ALFA BF ETA BF GAMA BF (100)<uvw> BF
(a) (b) 0,00 0,02 0,04 0,06 0,08 0,10 0,12 0,14 0,16
920 960 1000 1040 1080 1120
TEMPERATURA (°C)
F
RAÇÃO
VO
L.
CUBO BQ GOSS BQ {001}<110>BQ
{111}<110>BQ {111}<112>BQ {112}<110>BQ
0,020 0,030 0,040 0,050 0,060 0,070 0,080
920 960 1000 1040 1080 1120
TEMPERATURA (°C) F RAÇ ÃO V O L. G O SS E CU BO 0,090 0,095 0,100 0,105 0,110 0,115 0,120 0,125 FR AÇ Ã O V O L. (111 )[1 12]
GOSS BF CUBO BF (111)<112> BF
(c) (d) Fig.4.1: Frações volumétricas das fibras e componentes cristalográficas da BQ ( (a) e (c) ) e
da BF ( (b) e (d) ) em função da temperatura de laminação de acabamento.
A redução de Gama e acréscimo de Eta na BF com o acréscimo de TLA aparentemente tem pouca relação com as variações provocadas na orientação cristalográfica da BQ, mesmo porque estas foram mais expressivas quando a temperatura passou de 920 para 960°C. As mudanças benéficas na orientação cristalográfica parecem estar associadas mais á variação provocada no tamanho de grão da BQ, como se verá adiante.
O acréscimo da temperatura de laminação de acabamento provocou um aumento contínuo no tamanho de grão da bobina a quente (TG BQ), como visto na figura 4.3. A composição química do material utilizado, com Sieq maior que 2,4%, não produziu transformação de fase e permitiu a laminação somente na fase Ferrita em todas temperaturas utilizadas. Os valores de tamanho de grão alcançados são relativamente grandes, decorrentes da ausência de transformação de fase e das características da laminação reversível utilizada, a qual disponibilizou longos tempos para recristalização estática e crescimento de grão durante a permanência dentro do forno de reaquecimento entre passes. Mesmo com um tamanho de grão de partida para laminar em ascenção, o tamanho de grão final (TG BF) sofre uma
(a) BQ TLA 920°C. Intensidade max = 13,52
(b) BF TLA 920°C Intensidade max = 6,14
(c) BQ TLA 1080°C Intensidade max = 5,71
(d) BF TLA 1080°C Intensidade max = 5,07
Fig. 4.2: FDOC com ϕ2 = 45° para BQ e BF para TLA 920 e 1080°C.
Níveis de intensidade relativa: 1-2-3-4-5-6-7-9-11-13.
A queda no tamanho de grão final é relativamente abrupta e coincide com um salto na fração volumétrica dos grãos com orientação de Goss na tira após recozimento final, como evidenciado na figura 4.4. Sabe-se que a orientação de Goss é gerada entre bandas de cisalhamento, que por sua vez aumentam em número à medida que o tamanho de grão de
partida aumenta(11-17). Este salto na fração de Goss estaria então, associado a um acréscimo
no número de bandas de cisalhamento devido ao aumento do tamanho de grão da BQ. Com isto, o número de sítios para nucleação da recristalização aumentou e, conseqüentemente, provocou uma redução no tamanho de grão final. Outras pesquisas revelaram fato
semelhante com um aço GNO com 3,0%Si(26).
O aumento do tamanho de grão da BQ causado pelo acréscimo de TLA gera na BF uma redução na fração da componente indesejável (111)[112] como visto na figura 4.5. Esta redução se deve à redução da área de contornos originais, onde esta orientação é nucleada,
quando o tamanho de grão de partida aumentou. Park, J.T., Szpunar, J.A(27) apontam que
120 140 160 180 200 220 240
920 960 1000 1040 1080 1120
TEMPERATURA (°C) TG B Q (u m ) 35 40 45 50 55 60 65 70 TG B F ( um )
TG BQ TG BF
40 45 50 55 60 65
120 140 160 180 200 220 240
TG BQ (um)
TG B F (u m ) 0,025 0,030 0,035 0,040 0,045 0,050 0,055 0,060 F R AÇ Ã O VO L. D E (1 10) [0 01]
TG BF GOSS BF
Fig.4.3: Tamanho de grão da bobina a quente-TGBQ e final-TGF em função da temperatura de laminação a quente.
Fig.4.4: Tamanho de grão final e fração volumétrica de grãos com orientação de Goss em função do tamanho de grão da bobina a quente.
A componente (111)[112], que é indesejável para o processo de magnetização, apresenta um decréscimo com TLA provocado pelo acréscimo contínuo do tamanho de grão da BQ.
A fração de Goss na BF mantém-se praticamente a mesma até TG BQ 200μm, ou 1040°C,
quando sobe bruscamente, sugerindo um disparo na geração de Goss, ou mesmo um
disparo no número de bandas geradas, quando o TG BQ supera 200μm. A fração de Cubo
tem um comportamento parecido com Goss, porém seus dados são mais dispersos. Como
esta componente pode também ser gerada em bandas de cisalhamento(27), o aumento do TG
BQ pode também ter favorecido seu aumento na BF.
120 140 160 180 200 220 240
920 960 1000 1040 1080 1120
TEMPERATURA (°C) DI ÂM . M ÉDI O DA B Q (u m ) 0,090 0,095 0,100 0,105 0,110 0,115 0,120 0,125 0,130 F R A Ç Ã O V O L. (111) [[112]
TG BQ (111)<112> BF
0,085 0,090 0,095 0,100 0,105 0,110 0,115 0,120 0,125 0,130
120 140 160 180 200 220 240 TG BQ (um)
F R A Ç Ã O V O L. ( 111) [112 ]
Fig.4.5: Efeito da temperatura de laminação de acabamento TLA no tamanho de grão da BQ e fração de (111)[112] na BF e do tamanho de grão da BQ em (111)[112] na BF.
As propriedades indução e perda magnética respondem às mudanças na orientação cristalográfica e tamanho de grão da BF, provocadas pela variação de TLA, conforme a figura 4.6. B50 tem seus valores aumentados mais significativamente quando TLA supera 1000°C, quando as frações de Goss e Cubo aumentam, uma vez que esta propriedade é
mais dependente da orientação cristalográfica(28),(29). A perda magnética sofre um acréscimo
1740 1745 1750 1755 1760 1765 1770
920 960 1000 1040 1080 1120
TEMPERATURA (°C) B 50 (mT ) 4,25 4,30 4,35 4,40 4,45 4,50 4,55 4,60 4,65 P 1, 5T /6 0H
z (W/
kg
)
B50 P15/60 0,50
1740 1745 1750 1755 1760 1765 1770
120 140 160 180 200 220 240
DIÂM. DE GRÃO DA BQ (um)
B 50 (m T ) 4,25 4,30 4,35 4,40 4,45 4,50 4,55 4,60 4,65 P 1,5T /60H z (W /k g)
B50 P15/60 0,50
Fig.4.6: Efeito da temperatura de laminação a quente e do tamanho de grão da BQ sobre indução e perda magnética.
Na verdade o acréscimo de TLA provocou pouca alteração na orientação cristalográfica da BQ a partir de 960°C, o que se esperava, pois a laminação a quente foi realizada sempre na fase Ferrita, sem a presença de outra fase que gerasse outras orientações características. A
variação do TG BQ até 200μm pouco alterou a orientação cristalográfica e tamanho de grão
finais, refletindo em poucas alterações nas propriedades magnéticas. A partir deste valor acontece um acréscimo na indução magnética provocado pela melhora na orientação cristalográfica e uma piora na perda magnética provocada pela redução do tamanho de grão final. A figura 4.7 mostra como o tamanho de grão final influencia a perda magnética e esta influência é tão forte que supera os efeitos da melhora na orientação cristalográfica. Em contrapartida, a figura 4.8 mostra como a mudança na orientação cristalográfica beneficiou
a indução magnética através da razão Eta/Gama. O aumento desta fração aumenta B50, não
importando o tamanho de grão final alcançado.
, 4,25 4,30 4,35 4,40 4,45 4,50 4,55 4,60
40 45 50 55 60 65
TG BF (um)
P 1, 5T /60H z (W /k g) 1740 1745 1750 1755 1760 1765 1770 1775
0,3 0,4 0,5 0,6 0,7 0,8 0,9
ETA / GAMA
B
50
(m
T
)
Fig.4.7: Efeito do tamanho de grão final sobre a perda magnética.
Fig.4.8: Efeito da razão Eta/Gama na BF sobre a indução magnética.
O caminho de modificar a estrutura e propriedades magnéticas pela alteração da temperatura de laminação de acabamento da liga em questão requer uma escolha da
propriedade a beneficiar: caso se queira privilegiar B50, temperaturas mais altas são as
recomendadas. Caso seja a perda magnética, temperaturas mais baixas são mais indicadas. Um tamanho de grão ótimo da BQ ao qual corresponderia um melhor conjunto das duas
5 - Conclusões.
O acréscimo da temperatura de laminação de acabamento provoca poucas alterações na orientação cristalográfica a partir de 960°C e um aumento contínuo no tamanho de grão da bobina a quente (BQ). Como conseqüência, verifica-se um acréscimo da fração volumétrica da fibra Eta e uma redução da fração da fibra Gama após recozimento final, o que ocasiona
um aumento contínuo da indução magnética a 5000A/m (BB50). O tamanho de grão final
diminui com a laminação a partir de 1040°C, mesmo com um tamanho de grão de partida crescente. Isto resulta num acréscimo na perda magnética a partir desta temperatura e revela a existência de um tamanho de grão ótimo da BQ. A redução do tamanho de grão final a partir de certo tamanho de grão da BQ pode estar associada aumento do número de bandas de cisalhamento com o aumento de tamanho de grão de partida para laminar, o que gerou maior número de núcleos para recristalização com conseqüente redução do tamanho de grão final.
6 – Referências Bibliográficas
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