INSTITUTO FEDERAL DO ESPÍRITO SANTO
PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA METALÚRGICA E DE MATERIAIS
ARMANDO MARQUES
AVALIAÇÃO DO COMPORTAMENTO MECÂNICO DO AÇO ESTRUTURAL SAE 4340 ATRAVÉS DE ENSAIOS DE TORÇÃO A QUENTE
VITÓRIA 2012
ARMANDO MARQUES
AVALIAÇÃO DO COMPORTAMENTO MECÂNICO DO AÇO ESTRUTURAL SAE 4340 ATRAVÉS DE ENSAIOS DE TORÇÃO A QUENTE
Dissertação apresentada ao Programa de Pós-Graduação em Engenharia Metalúrgica e de Materiais do Instituto Federal do Espírito Santo como requisito parcial para obtenção do grau de Mestre em Engenharia Metalúrgica e de Materiais.
Orientador: Prof. Dr. Marcelo Lucas Pereira Machado
Vitória 2012
(Biblioteca Nilo Peçanha do Instituto Federal do Espírito Santo)
M357a Marques, Armando
Avaliação do comportamento mecânico do aço estrutural SAE 4340 através de ensaios de torção a quente / Armando Marques. – 2012.
83 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.
1. Aço – Metalurgia. 2.Aço - Testes. 3. Engenharia de materiais. 4. Aço SAE 4340. I. Machado, Marcelo Lucas Pereira. II. Instituto Federal do Espírito Santo. III. Título.
ARMANDO MARQUES
AVALIAÇÃO DO COMPORTAMENTO MECÂNICO DO AÇO ESTRUTURAL SAE 4340 ATRAVÉS DE ENSAIOS DE TORÇÃO A QUENTE
Dissertação apresentada ao Programa de Pós-Graduação em Engenharia Metalúrgica e de Materiais do Instituto Federal do Espírito Santo como requisito parcial para obtenção do grau de Mestre em Engenharia Metalúrgica e de Materiais.
Aprovado em 04 de julho de 2012
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 à fonte e ao autor.
Ao Senhor Jesus Cristo o autor e consumador de toda a obra.
Ao Prof. Marcelo Lucas Pereira Machado, pela orientação e apoio na elaboração deste trabalho. Aos colegas de mestrado, Rafael, Mário, Luciana e Mariana, pelo apoio na realização dos ensaios e discussões.
Ao Prof. Msc. Flávio Antônio de Morais Pinto na realização de ensaios metalográficos.
A Técnica de laboratório Samira Gomes Brandão, pela elaboração dos reagentes.
Ao Prof. Rogério Bolzan, pelo apoio na usinagem dos corpos de prova e aos demais colegas da Coordenadoria do Curso Técnico em Mecânica do Campus Vitória.
A todos os Professores do PROPEMM, pelos ensinamentos e apoio durante a realização deste trabalho.
Aos meus Pais (Aroldo Marques e Olga Zanetti Marques) e irmãos, pelo apoio e incentivo.
A Minha esposa Magda e a minha filha Amanda, pelo apoio e compreensão.
Ainda que as figueiras não produzam frutas, e as parreiras não deem uvas; ainda que não haja azeitonas para apanhar nem trigo para colher; ainda que não haja mais ovelhas nos campos nem gado nos currais, mesmo assim eu darei graças ao Senhor e louvarei a Deus, o meu Salvador.
O Senhor Deus é a minha força. Ele torna o meu andar firme como o de uma corça e me leva para as montanhas onde estarei seguro.
RESUMO
Durante o processo de conformação a quente o comportamento dos aços está diretamente relacionado aos parâmetros de processamento como a temperatura, taxa de deformação, deformação, taxa de resfriamento e tempo entre passes. O controle desses parâmetros é de fundamental importância para a melhoria das propriedades mecânicas do material. Neste trabalho realizou-se o estudo do comportamento termomecânico do aço estrutural SAE 4340 utilizando-se ensaio de torção a quente isotérmicos e contínuos, ensaios de torção isotérmicos com duas deformações, ensaios de torção com múltiplas deformações em resfriamento contínuo. Através das curvas de escoamento plástico foi possível determinar a tensão e a deformação de pico, a tensão a e deformação crítica, para as temperaturas variando de 1150ºC à 800ºC, com uma taxa de deformação de 0,2s-1. Para os ensaios de torção com duas deformações a temperatura do ensaio e a taxa de deformação foram mantidas constantes em 1050ºC e 0,2s-1 respectivamente, variando a deformação aplicada de (0,2 e 0,4) e o tempo entre passes (1s, 5s e 40s). Em ambos os casos houve amaciamento do material, com refinamento dos grãos para o material que sofreu maior deformação. Foi realizado o cálculo das temperaturas críticas (Tnr e Ar3) através da utilização de equações disponíveis na literatura e comparado com os valores obtidos durante o ensaio com múltiplas deformações em resfriamento contínuo, foi verificado que houve uma variação de aproximadamente 9% para a Tnr e 5% para a Ar3. O modelo matemático utilizado apresentou boa concordância na maioria dos parâmetros analisados, mas não se aplica a predição do tamanho do grão. Após os ensaios foram retiradas amostras do material e analisadas com o auxílio de microscopia ótica.
Palavras-chave: Ensaio de torção a quente. SAE 4340. Recristalização dinâmica.
ABSTRACT
During the hot forming processes the steel behavior is directly related to processing parameters such as temperature, strain rate, strain, cooling rate and interpass time. The control of these parameters and have fundamental importance for the improvement of mechanical properties. In this work the study of the thermomechanical behavior of structural steel SAE 4340 using the hot torsion test isothermal, isothermal with two strain and multiple strains in continuous cooling. Through the flow/stress curves was possible to determinate the peak stress and peak strain and critical strain for temperatures ranging from 1150 °C to 800 °C at a strain rate of 0.2 s-1. For tests with two torsion strain temperature and strain rate testing were held keeping at 1050 °C and 0.2 s-1 respectively, by changing the applied strain between (0.2 and 0.4) and the interpass time (1s, 5s and 40s). In all cases there was a material softening and grain refinement for the material that suffered the highest strain. It was calculated the critical temperatures (Tnr and Ar3) by using equations from literature and compared with the values obtained during the torsion test with multiple strains, continuous cooling and It was found that there were a variation of about 9% for the Tnr and 5 % to Ar3. The mathematical model used showed well agreement with most parameters, but not well for the prediction of grain size. After torsion test, the material samples were removed and analyzed by optical microscopy.
Keywords: Hot torsion test. SAE 4340. Dynamic recrystallization. Flow/stress
LISTA DE FIGURAS
Figura 1 – Representação esquemática da curva tensão x deformação de um material que se recupera dinamicamente... 22 Figura 2 - Curva tensão x deformação esquemática para metais que recristalizam dinamicamente e a evolução microestrutural ao longo da deformação. ... 23 Figura 3 - Curva de acordo com a taxa de deformação. (1) (a) alta taxa de resfriamento e (b) baixa taxa de resfriamento [6]; e (2) evidenciando, e σss. ... 24 Figura 4 - Curvas de escoamento plástico do aço 0,25%C deformado a 1100°C. .... 24 Figura 5 - Curvas de tensão x deformação típica de ensaios isotérmicos mostrando o efeito da temperatura. ... 25 Figura 6 - Curvas
e
(a) Deformação crítica obtida através da tensão crítica e (b) Ponto de inflexão corresponde a tensão crítica. ... 26 Figura 7 - Estágios da recuperação em um metal deformado plasticamente. (a) emaranhados de discordâncias, (b) formação de células, (c) aniquilação de discordâncias nas paredes das células, (d) formação de subgrãos. ... 27 Figura 8 - Efeito do trabalho a quente na microestrutura. Laminação a quente com redução da espessura de 50%. Extrusão a quente com deformação de 99%. ... 28 Figura 9 - Ilustração esquemática do mecanismo de recristalização estática ... 30 Figura 10 - Curva típica de ensaios com múltiplas deformações em resfriamento contínuo... 31 Figura 11 - Curvas de tensão x deformação típica de ensaios isotérmicos... 32 Figura 12 - Ensaios isotérmicos interrompidos realizados a 1050C com duas deformações ... 33 Figura 13 – Representação esquemática das curvas tensão versus deformação comparando a ocorrência de encruamento, recuperação dinâmica e recristalização dinâmica ... 34 Figura 14 - Esquema do estado de tensões em uma amostra cilíndrica submetida a um esforço de torção ... 35 Figura 15 - Curvas de escoamento plástico obtidas em ensaio com duas deformações ... 36 Figura 16 - Representação esquemática da tensão média de escoamento. ... 37 Figura 17 - Desenho esquemático do corpo de prova. ... 47Figura 18 - Visão geral da máquina de torção e forno de indução no laboratório de conformação do Ifes. ... 48 Figura 19 - Visão do corpo de prova e da proteção com tubo de quartzo. ... 49 Figura 20 - Esquema de posicionamento dos termopares para determinação do perfil térmico na seção útil. O termopar “A” está localizado no centro do comprimento útil e o termopar “B” está localizado no ponto de medição da temperatura. ... 50 Figura 21 - Curva de calibração da temperatura. ... 51 Figura 22 - Representação esquemática de uma sequência de deformações controladas (1, 2, ..., n) em resfriamento, realizada com ensaios de torção a quente. ... 52 Figura 23 - Representação esquemática do ciclo termomecânico utilizado nos ensaios isotérmicos. ... 53 Figura 24 - Ilustração esquemática do ciclo termomecânico usado nos ensaios de torção com duas deformações. ... 54 Figura 25 - Ilustração esquemática do corpo de prova mostrando a região onde serão realizadas as observações microestruturais. ... 54 Figura 26 - Fluxograma do modelo para cálculo do tamanho de grão recristalizado, fração de recristalização, tensão média de escoamento, etc. ... 56 Figura 27 - Curvas tensão equivalente versus deformação equivalente geradas através do ensaio com múltiplas deformações, com taxa de deformação de 0,2s-1, deformação de 0,2 e temperaturas variando entre 1170ºC a 480ºC. ... 57 Figura 28 - Gráfico da tensão média equivalente versus 1/T, mostrando as regiões de Tnr, Ar3 para o aço estrutural SAE 4340. ... 58 Figura 29 - Gráfico da tensão equivalente versus deformação equivalente para diferentes taxas de deformação e temperatura constante 1100ºC. ... 59 Figura 30 - Gráfico da tensão equivalente versus deformação equivalente para diferentes temperaturas e taxa de deformação constante 0,2s-1. ... 61 Figura 31 – Variação de taxa de encruamento ( ), em função de tensão aplicada para ensaios realizados com taxa de deformação de 0,2s-1. ... 62 Figura 32 - Fotografias mostrando a metalografia realizada na região deformada para as temperaturas de: (a) 1150 ºC, (b) 1100 ºC, (c) 1050 ºC e (d) 1000 ºC. Aumento 100X. Ataque ácido pícrico. ... 64
Figura 33 - Fotografias mostrando a metalografia realizada na região deformada para as temperaturas de: (a) 950 ºC, (b) 900 ºC, (c) 850 ºC e (d) 800 ºC. Aumento 100X. Ataque àcido pícrico. ... 65 Figura 34 - Ensaios isotérmicos com duas deformações realizados a 1050ºC, taxa de deformação 0,2 s-1, deformação 0,2 e tempo entre passes (tip) de: (a) 1s, (b) 5s e (c)
40s. Sendo (d) curva de comparação entre todos os tempos. ... 66 Figura 35 - Ensaios isotérmicos com duas deformações realizados a 1050ºC, taxa de deformação 0,2 s-1, deformação 0,4 e tempo entre passes (tip) de: (a) 1s, (b) 5s e (c)
40s. Sendo (d) curva de comparação entre todos os tempos. ... 68 Figura 36 - Gráfico do parâmetro de amaciamento versus tempo entre passes para temperatura de 1050ºC, deformação 0,2 e 0,4 e taxa de deformação de 0,2s-1. ... 69 Figura 37 - Microestrutura do aço SAE 4340 deformado em ensaio isotérmico interrompido com 2 deformações, temperatura de deformação 1050°C, deformação 0,2, taxa de deformação 0,2 s-1 e tempo entre passes: (a) 1 s, (b) 5 s e (c) 40 s... 70 Figura 38 - Microestrutura do aço SAE 4340 deformado em ensaio isotérmico interrompido com 2 deformações, temperatura de deformação 1050°C, deformação 0,4, taxa de deformação 0,2 s-1 e tempo entre passes: (a) 1 s, (b) 5 s e (c) 40 s... 71 Figura 39 – Variação da deformação crítica em função da temperatura. Parâmetros obtidos através de ensaios de torção a quente e modelamento matemático. ... 73 Figura 40 – Parâmetro de amaciamento versus tempo entre passes para deformação de 0,2 e temperatura de 1050ºC. Parâmetros obtidos através de ensaios de torção a quente e modelamento matemático. ... 75 Figura 41 - Parâmetro de amaciamento versus tempo entre passes para deformação de 0,4 e temperatura de 1050ºC. Parâmetros obtidos através de ensaios de torção a quente e modelamento matemático. ... 75 Figura 42 - Tensão Média de Escoamento (TEM) em função do tempo entre passes. Valores obtidos através do modelo matemático e ensaios de torção com duas deformações, com deformação de 0,2 e temperatura de 1050ºC. ... 76 Figura 43 - Tensão Média de Escoamento (TEM) em função do tempo entre passes. Valores obtidos através do modelo matemático e ensaios de torção com duas deformações, com deformação de 0,4 e temperatura de 1050ºC. ... 76 Figura 44 – Comparação do tamanho do grão austenítico obtido através dos ensaios de torção após o segundo passe com o obtido por modelo matemático. ... 77
LISTA DE TABELAS
Tabela 3-1 Equações cinéticas da fração de recristalização estática, dinâmica e metadinâmica (X) e do tempo para se alcançar 50% de recristalização (t0,5). ... 40
Tabela 3-2 Equações que descrevem o tamanho de grão da austenita (drec) após completa recristalização. ... 41 Tabela 3-3 Equações que descrevem o tamanho de grão final da austenita após recristalização completa em função do tempo. ... 43 Tabela 5-1 Valores de Tnr e Ar3 encontrados no ensaio e calculado utilizando as equações ... 59 Tabela 5-2 - Valores obtidos nos ensaios isotérmicos contínuos com diferentes taxas de deformação e temperatura de 1100ºC. ... 60 Tabela 5-3 – Valores obtidos nos ensaios isotérmicos contínuos. ... 63 Tabela 5-4 – Parâmetro de amaciamento PA (%) calculado para as curvas de escoamento plástico nos ensaios de deformação isotérmicos a 1050 ºC com duas deformações de 0,2 e taxa de deformação de 0,2s-1. ... 67 Tabela 5-5 - Tensão média de escoamento (TEM) calculado para as curvas de escoamento plástico nos ensaios de deformação isotérmicos com duas deformações de 0,2 e taxa de deformação de 0,2s-1... 67 Tabela 5-6 – Parâmetro de amaciamento PA (%) calculados para as curvas de escoamento plástico nos ensaios de deformação isotérmicos a 1050 ºC com duas deformações de 0,4 e taxa de deformação de 0,2s-1. ... 68 Tabela 5-7 - Tensão média de escoamento (TEM) calculado para as curvas de escoamento plástico nos ensaios de deformação isotérmicos com duas deformações de 0,4 e taxa de deformação de 0,2s-1... 69 Tabela 5-8 - Tamanho de grão obtido dos ensaios metalográficos. ... 72 Tabela 5-9 - Deformação critica e deformação de pico determinadas através de modelamento matemático para ensaios de deformação isotérmicos contínuos. ... 73 Tabela 5-10 – Resultados obtidos através de modelamento matemático para ensaios isotérmicos com duas deformações para tempo entre passes (tip) de 1, 5 e 40 s,
temperatura de 1050 ºC e deformação de 0,2. ... 74 Tabela 5-11 - Resultados obtidos através de modelamento matemático para ensaios isotérmicos com duas deformações para tempo entre passes (tip) de 1, 5 e 40 s,
LISTA DE QUADROS
LISTA DE ABREVIATURAS
Ar3 - Temperatura de inicio de transformação de fase da austenita em resfriamento Ar1 - Temperatura de final de transformação de fase da austeniita em resfriamento Tnr - Temperatura de não recristalização
α - Ferrita γ - Austenita σc - Tensão crítica
σp - Tensão de pico
σss - Tensão de estado estacionário
εp - Deformação de Pico εc - Deformação crítica θ - Taxa de Encruamento ε - Grau de deformação εa - Deformação acumulada έ - Taxa de Deformação tip - Tempo entre deformações
X - Fração recristalizada num tempo t
Qrec - Energia de ativação para a recristalização
d0 - Tamanho de grão inicial
drec - Tamanho do grão da austenita após completa recristalização
Z - Parâmetro de Zener-Hollomom TEM - Tensão de escoamento média PA - Parâmetro de amaciamento RD - Recristalização dinâmica
SUMÁRIO 1 INTRODUÇÃO ... 17 2 OBJETIVOS ... 19 2.1 OBJETIVOGERAL ... 19 2.2 OBJETIVOSESPECÍFICOS ... 19 3 REVISÃO DA LITERATURA ... 20
3.1 FENÔMENOSMATELÚRGICOSDADEFORMAÇÃOAQUENTE ... 20
3.1.1 Encruamento ... 20 3.1.2 Recuperação Dinâmica ... 21 3.1.3 Recristalização Dinâmica ... 22 3.1.4 Recuperação Estática ... 26 3.1.5 Recristalização Estática ... 28 3.1.6 Recristalização Metadinâmica ... 29
3.2 ANÁLISEDACURVATENSÃOVERSUSDEFORMAÇÃO ... 30
3.2.1 Ensaios com múltiplas deformações em resfriamento contínuo... 31
3.2.2 Ensaios isotérmicos e contínuos... 32
3.2.3 Ensaios isotérmicos interrompidos com duas deformações ... 32
3.3 INTERRELAÇÃO ENTRE ENCRUAMENTO, RECUPERAÇÃO E ... 33
3.4ESTADODETENSÕESNOENSAIODETORÇÃO ... 34
3.5MÉTODOPARACÁLCULODAFRAÇÃODEAMACIAMENTO ... 36
3.6CÁLCULODATENSÃOMÉDIADEESCOAMENTO(TEM) ... 37
3.7ANÁLISEDEMODELOSMICROESTRUTURAIS ... 38
3.7.1 Cinética da recristalização ... 38
3.7.2 Tamanho de grão da austenita completamente recristalizado após deformação ... 40
3.7.3 Deformação critica (εc) e deformação de Pico(εp) ... 43
3.7.4 Tensão de escoamento média (TEM) ... 44
3.7.5 Temperatura de não recristalização (Tnr) e temperatura de início de transformação de fase austenita-ferrita (Ar3) ... 45
4 MATERIAIS E MÉTODOS ... 47
4.1 MATERIAL ... 47
4.2 CORPOSDEPROVA ... 47
4.4DETERMINAÇÃODASCURVASTENSÃOXDEFORMAÇÃOEQUIVALENTES49
4.5CALIBRAÇÃODATEMPERATURA ... 50
4.6PROGRAMAÇÃODOSENSAIOSDETORÇÃOAQUENTE ... 51
4.6.1 Ensaios com múltiplas deformações em resfriamento contínuo... 51
4.6.2 Ensaios isotérmicos e contínuos... 52
4.6.3 Ensaios isotérmicos interrompidos com duas deformações ... 53
4.7ANÁLISEMETALOGRÁFICA ... 54
4.8MODELOMICROESTRUTURAL... 55
5 RESULTADOS E DISCUSSÃO ... 57
5.1ENSAIOSDEMÚLTIPLOSPASSES ... 57
5.2ENSAIOSISOTÉRMICOSCONTÍNUOS ... 59
5.3ENSAIOSISOTÉRMICOSINTERROMPIDOSCOMDUASDEFORMAÇÕES ... 65
5.4MODELOMICROESTRUTURAL... 72
6 CONCLUSÕES ... 78
1 INTRODUÇÃO
Em busca da melhoria da qualidade e da redução dos custos de produção, e visando uma melhor competitividade no mercado da indústria metalúrgica, diversos processos de fabricação de materiais têm sido bastante estudados.
Nos processos de laminação existe a preocupação não apenas na redução da seção do material, mas também na sua microestrutura, pois a mesma irá conferir ao produto final suas principais propriedades mecânicas.
Quando um material é deformado a quente, além dos aspectos relacionados à resistência mecânica e a ductilidade, ocorrem também variações microestruturais importantes durante e após o processamento. Estas variações devem ser observadas de forma bastante criteriosa, já que a microestrutura final dos aços é um dos principais fatores que irão determinar seu comportamento mecânico.
Um dos obstáculos para realização destes estudos está na dificuldade de se montar uma planta piloto ou interromper a produção para realização dos testes. Uma técnica experimental capaz de reproduzir estas condições de processamento e que permite investigar os mecanismos que estão operando é o ensaio de torção a quente, através das curvas de escoamento plástico e do acompanhamento microestrutural (36).
O ensaio de torção a quente favorece a análise do material sob deformação, permitindo realizar sequências de passes impondo parâmetros de processamento tais como a temperatura de reaquecimento, taxa de resfriamento, quantidade de deformação, taxa de deformação e o tempo entre passes. Visto que os corpos de prova podem sofrer grandes deformações e permitem várias etapas de deformação sem que o teste seja interrompido (36).
Neste trabalho será estudado o comportamento do aço estrutural AISI/SAE 4340 que tem uma grande utilização na fabricação de componentes mecânicos sob a ação de tensões dinâmicas. Dentre eles podemos citar a fabricação de peças na indústria automotiva, construção naval, construção de máquinas e equipamentos aplicados principalmente na geração de energia, na siderurgia, produção de açúcar e álcool, na mineração e na exploração de petróleo.
Exemplos: Eixos para turbinas e geradores hidráulicos, rotores integrados para turbinas a vapor, pilões e hastes de martelo para forjamento em matriz fechada,
luvas e árvores universais para laminadores, eixos para calandras, engrenagens, pinhões, eixos para britadores, cilindro externo, “hub” de elevação, hastes e porcas para árvores de natal.
2 OBJETIVOS
2.1 OBJETIVO GERAL
Analisar o comportamento mecânico, evolução microestrutural e os mecanismos de amaciamento que atuam em um aço estrutural comercial do tipo SAE 4340 por meio de ensaios de torção a quente.
2.2 OBJETIVOS ESPECÍFICOS
Para alcançar o objetivo principal proposto, é necessário que as seguintes etapas sejam consideradas:
Realizar ensaios 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 antes e após os ensaios de torção.
3 REVISÃO DA LITERATURA
Durante e após a deformação a quente de um metal, ele está sujeito a diversos processos de restauração ou amaciamento, existindo ainda a possibilidade da ocorrência de transformação de fase.
Deve-se ainda observar 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.
Estes processos de restauração são denominados de dinâmicos quando ocorrem durante a aplicação da carga e estáticos quando ocorrem após a deformação, sendo estes que determinam o tipo de microestrutura resultante após a deformação a quente (19, 42).
3.1 FENÔMENOS MATELÚRGICOS DA DEFORMAÇÃO A QUENTE
Os processos de recristalização e recuperação são fenômenos metalúrgicos através dos quais o metal encruado pode ter a sua microestrutura restaurada, e assim, as suas propriedades mecânicas parcial ou totalmente recuperadas.
Podendo ser representados através de curvas de escoamento plástico, ou seja, curvas tensão equivalente em função da deformação equivalente (36).
Estes fenômenos metalúrgicos que ocorrem durante as deformações serão abordados nos tópicos: Encruamento, Recuperação Dinâmica e Recristalização Dinâmica, Recuperação Estática e Recristalização Estática e Recristalização Metadinâmica.
3.1.1 Encruamento
Encruamento é um dos mecanismos pelo qual o metal adquire uma maior resistência mecânica quando sofre uma deformação plástica. Como em média as interações entre as discordâncias são repulsivas, o resultado é que o movimento de uma discordância acaba sendo dificultado pela outra. Proporcionando um aumento da tensão imposta para que o material seja deformado (10).
Durante a deformação plástica, podem estar presentes na rede cristalina basicamente duas classes de discordâncias: as móveis, que são aquelas através das quais se têm mudanças de forma ou acomodações nos cristais, e as imóveis,
são aquelas que se acumulam interagindo entre si de forma aleatória, aprisionando-se e formando subestruturas emaranhadas, células ou subgrãos (24).
Quanto maior a dificuldade das discordâncias móveis caminharem e vencerem os campos de tensões gerados na rede cristalina, maior será o encruamento. Este bloqueio continua até o estagio onde algumas discordâncias conseguem evitar e transpor os obstáculos através de deslizamento cruzado (10,24).
3.1.2 Recuperação Dinâmica
Durante o processo de deformação plástica de um material metálico, sua densidade de discordâncias aumenta devido aos defeitos criados na rede cristalina pela deformação. No entanto, quando este material é deformado a quente, além dos mecanismos de endurecimento, também podem atuar mecanismos de amaciamentos como a recuperação e recristalização dinâmica.
Segundo Padilha e Siciliano (35,44), recuperação é um processo que diminui a energia de deformação pela aniquilação e rearranjo das discordâncias e de outros defeitos, como, por exemplo, as lacunas, interstícios e movimentação de átomos. A recuperação dinâmica envolve o rearranjo de discordâncias, que pode alcançar o equilíbrio dinâmico entre as taxas de geração e de aniquilação de discordâncias, com a formação de células e subgrãos (poligonização). Este comportamento é típico de metais com alta energia de falha de empilhamento (29).
A recuperação dinâmica é um processo de amaciamento sempre presente na deformação a quente. A Figura 1 mostra a curva de escoamento plástico típica de um material que somente se recupera dinamicamente.
Figura 1 – Representação esquemática da curva tensão x deformação de um material que se recupera dinamicamente (36).
Quando o equilíbrio dinâmico entre as taxas de geração e de aniquilação é alcançado, chega-se ao estado estacionário, que é caracterizado por manter a tensão constante. No estado estacionário tem-se o rearranjo contínuo dos contornos de subgrãos com a aniquilação de subcontornos antigos e formação de novos, fazendo com que o tamanho médio dos subgrãos não varie com a deformação, sendo dependente da temperatura e da taxa de deformação (30).
3.1.3 Recristalização Dinâmica
A recristalização dinâmica ocorre em materiais metálicos com baixa e média energia de falha de empilhamento, devido a sua recuperação dinâmica ser lenta e permitir que a densidade de discordâncias aumente até um nível apreciável durante a deformação em altas temperaturas (4,35).
Este processo pode iniciar-se pelo encurvamento de contornos de grãos, pelo coalescimento de subgrãos ou pela nucleação de novos grãos em células com alta desorientação dentro dos grãos (38). 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 grãos novos esteja formada (38). A recristalização dinâmica pode ser entendida como um processo de restauração que
envolve a eliminação coletiva de discordâncias pela migração de contorno de alto ângulo (4).
Este fenômeno pode ser observado na Figura 2, que mostra o formato típico de uma curva esquemática de escoamento plástico de um material que sofre recristalização dinâmica.
Figura 2 - Curva tensão x deformação esquemática para metais que recristalizam dinamicamente e a evolução microestrutural ao longo da deformação (4).
Durante o processo de deformação os metais formam uma subestrutura celular de discordâncias que desenvolvem contornos muitos emaranhados (estágio I), onde ocorre um aumento rápido da densidade de discordâncias, até que esta atinja um valor crítico, e novos grãos são nucleados no estágio II. Esses novos pequenos grãos equiaxiais, substituíram os grãos originais e permanecem na forma equiaxial e com tamanho constante ao longo do estado estacionário (σss) (Estágio III).
Quando se aplica altas taxas de deformação, a curva tensão x deformação apresenta um pico de tensão correspondente à deformação de pico (
p), seguidade decréscimo até chegar ao estado estacionário, que é causado pelo equilíbrio entre a geração e aniquilação das discordâncias, assim o material pode ser deformado sem nenhum aumento ou decréscimo da tensão. Já para baixas taxas de deformação, a restauração se processa em ciclos de deformação e recristalização dinâmica (35,44). Este efeito pode ser observado na Figura 3.
Figura 3 - Curva de acordo com a taxa de deformação. (1) (a) alta taxa de resfriamento e (b) baixa taxa de resfriamento (35); e (2) evidenciando, e σss (44).
Tanto a temperatura como a taxa de deformação ( ) interferem nas curvas de
escoamento plástico. Aumentando a taxa de deformação ( ), tem-se um aumento
na deformação correspondente ao pico de tensões, como pode ser vista na Figura 4. Quanto maior a quantidade de deformação antes do pico de tensão maior será a energia armazenada, resultando em grãos menores recristalizados dinamicamente (38). A temperatura interfere de maneira oposta à taxa de deformação. Em altas temperaturas têm-se menores deformações de pico para início da recristalização, como mostrado na Figura 5. Assim, os grãos serão maiores que os obtidos em temperatura menores (38).
Figura 5 - Curvas de tensão x deformação típica de ensaios isotérmicos mostrando o efeito da temperatura (33).
A recristalização dinâmica inicia quando a deformação atinge um valor crítico (c),
que é menor que a da deformação de pico (p), ou seja, εp ≥ εc. Sendo que esta
diferença pode ser associada ao fato de que os primeiros núcleos restauram apenas localmente, enquanto o material como um todo continua a encruar (14,36). Para aços microligados a relação εc / εp geralmente varia de 0,6 até 0,8 (12,35). Essa
relação pode assumir valores de até 0,5 para aços ao nióbio (35).
A relação entre a deformação de pico (εp) e a deformação crítica (εc) pode ser
representada pela expressão abaixo, onde k é uma constante que depende do material (30,42):
p K
c
(3.1)Os valores da deformação de pico estão relacionados com o tamanho de grão inicial e o parâmetro Zener-Hollomon (Z) pela seguinte equação(42):
p n o p
A
.
d
.
Z
(3.2) Onde, A, n e p são constantes que dependem do material e d0 o tamanho de grãoinicial.
Os efeitos da temperatura e da taxa de deformação são descritos simultaneamente utilizando o parâmetro de Zener-Hollomon (Z), uma vez que os fenômenos que ocorrem durante a deformação são termicamente ativados.
RT
Q
Z
.
exp
(3.3)Onde
é a taxa de deformação, Q é a energia de ativação aparente para deformação, R é constante universal dos gases e T é a temperatura.A deformação crítica (εc) também pode ser definida através da curva
, onde é a taxa de encruamento definida pela derivada e a tensão equivalente. No ponto de inflexão da curva
Figura 6b pode obter a tensão crítica ( ), pois cesta inflexão evidencia uma mudança no comportamento onde só acontece a recuperação dinâmica. E com esse valor retorna-se a curva
Figura 6a e obtém a deformação crítica (35).Figura 6 - Curvas
e
(a) Deformação crítica obtida através da tensão crítica e (b) Ponto de inflexão corresponde a tensão crítica (35).3.1.4 Recuperação Estática
A recuperação estática inicia-se após a interrupção da deformação sem a necessidade de um tempo de incubação, e a aniquilação de discordâncias dá-se individualmente (36).
Durante a deformação plástica a energia interna do material é aumentada e parte desta energia que foi armazenada é liberada pela aniquilação e rearranjo de discordâncias. Para altas temperaturas, o rearranjo ocorre pela formação de células e subgrãos, devido à escalagem e ao deslizamento cruzado de discordâncias (19,25,36).
Portanto, o processo de recuperação estática ocorre sem movimentos de fronteiras de alto ângulo, característico do processo de recristalização, e consequentemente, o processo de recuperação não acarreta amaciamento total do material (34).
Na Figura 7 podemos o observar os diversos estágios da recuperação desde um emaranhado de discordâncias até uma estrutura rearranjada de subgrãos.
Figura 7 - Estágios da recuperação em um metal deformado plasticamente. (a) emaranhados de discordâncias, (b) formação de células, (c) aniquilação de discordâncias nas paredes das células, (d) formação de subgrãos (21).
Os metais com baixa ou moderada energia de falha de empilhamento (ex. Cu e Ni) poligonizam menos que aqueles com alta energia de falha de empilhamento como o (Al e Feα), pois as discordâncias possuem maior mobilidade (30,35,44).
Na Figura 8 podemos visualizar um esquema com os mecanismos de restauração, recuperação, e recristalização que atuam durante a deformação a quente dos metais.
Figura 8 - Efeito do trabalho a quente na microestrutura. Laminação a quente com redução da espessura de 50%. Extrusão a quente com deformação de 99% (15).
3.1.5 Recristalização Estática
A recristalização estática é um mecanismo que ocorre após a deformação, normalmente nos tempos entre passes durante a laminação a quente de aços, em metais com baixa energia de falha de empilhamento (44). Envolve a migração de contornos de grão de grande ângulo, que aniquilam as discordâncias, reduzindo a energia armazenada e removendo a microestrutura deformada, através da nucleação e crescimento de novos grãos (37).
Tendo em vista que a recristalização estática tem o seu início pela nucleação de novos grãos, é necessário um tempo de incubação e uma quantidade de energia armazenada maior que um determinado valor crítico, que é dependente de cada material (36).
Essa energia previamente armazenada no material é a força motriz necessária para que ocorra a recristalização. Esta depende tanto da taxa de deformação como
também da deformação aplicada durante os passes. À medida que a taxa de deformação aumentar, maiores densidades de discordâncias serão armazenadas no metal, ou seja, maior será a energia armazenada originada dessas discordâncias e subgrãos mais finos serão produzidos (37,44).
Alguns fatores que influenciam a recristalização estática podem ser descritos da seguinte forma (9):
1) É necessária uma deformação mínima antes que a recristalização estática ocorra; 2) Quanto maior a temperatura, menor quantidade de deformação necessária para que a recristalização estática ocorra.
3) O tamanho de grão final está intimamente relacionado à quantidade de deformação, à temperatura de recozimento e com o tamanho de grão original.
3.1.6 Recristalização Metadinâmica
A recristalização metadinâmica ou pós-dinâmica, consiste no crescimento de núcleos gerados durante o processo de deformação a quente e que continuam a crescer após o descarregamento do material. É um tipo de recristalização que inicia dinamicamente e cresce estaticamente sem a presença de tensões, uma vez que a deformação foi finalizada (35,42).
A recristalização metadinâmica normalmente ocorre na laminação a quente, quando a deformação crítica (εc) é atingida, mas o regime estacionário não é alcançado para
as reduções usuais que o material é submetido.
Um esquema de recristalização metadinâmica na laminação a quente é mostrado na Figura 9.
Figura 9 - Ilustração esquemática do mecanismo de recristalização estática (35).
Enquanto os núcleos da recristalização dinâmica estão crescendo por recristalização metadinâmica, o restante do material sofre recristalização e recuperação estática. A cinética de recristalização metadinâmica é muito rápida e não necessita de tempo de incubação, isto porque ela faz uso dos núcleos formados pela recristalização dinâmica. A consequência disso é que, a microestrutura dos grãos recristalizados dinamicamente está sujeito a uma rápida mudança depois do descarregamento e isto resulta em um crescimento de tamanho do grão (23,46).
A cinética da recristalização metadinâmica depende basicamente da taxa de deformação, com pouca influência da temperatura e dos elementos de liga (20,35). Quanto maior a taxa de deformação utilizada, mais rapidamente a recristalização metadinâmica se completa.
3.2 ANÁLISE DA CURVA TENSÃO VERSUS DEFORMAÇÃO
No processo termomecânico de ligas metálicas, o aumento da densidade de discordâncias é continuamente reduzido por processos de amaciamento tais como a recuperação e a recristalização dinâmicas (2,29). Se a recuperação dinâmica for o único mecanismo de restauração, a tensão aumenta progressivamente até um estado estacionário (ss), que é determinado pelo balanço do encruamento e efeitos
Há uma progressão mais lenta da recuperação dinâmica para materiais com baixa ou moderada energia de falha de empilhamento, e desta forma, a densidade de discordâncias atinge um valor suficientemente alto para que a recristalização dinâmica seja iniciada, fazendo com que a curva possua uma forma característica, Figura 13 (36). Quando a deformação crítica (c) é atingida a taxa de encruamento
diminui marcadamente e, eventualmente, o amaciamento faz com que a curva tensão versus deformação exiba um pico de tensão. Continuando o processo de deformação a taxa de amaciamento atinge um máximo, com a queda da tensão até o início de um regime de estado estacionário (σss), como resultado da resistência
reduzida dos novos grãos (28).
3.2.1 Ensaios com múltiplas deformações em resfriamento contínuo
Com esse tipo de ensaio é possível determinar as temperaturas críticas de processamento, tais como a temperatura de não recristalização (Tnr) e as temperaturas de início e fim de transformação (Ar3 e Ar1), possibilitando assim
analisar os fenômenos metalúrgicos e as variações dessas temperaturas que ocorrem nos materiais em função dos parâmetros de processamento (33,36,37). A Figura 10 apresenta curvas de escoamento plástico típica desse tipo de ensaio.
3.2.2 Ensaios isotérmicos e contínuos
Ensaios isotérmicos e contínuos fornecem dados sobre o comportamento mecânico do material. Pode-se determinar os valores da tensão de pico e da deformação crítica para o início da recristalização dinâmica, bem como a energia de ativação aparente para a deformação a quente do aço, conforme discutido anteriormente (12,36). A Figura 11 apresenta curvas de escoamento plástico típica desse tipo de ensaio.
Figura 11 - Curvas de tensão x deformação típica de ensaios isotérmicos (33).
3.2.3 Ensaios isotérmicos interrompidos com duas deformações
É utilizado quando se deseja investigar os fenômenos que ocorrem nos intervalos entre os passes durante a conformação mecânica (11,18).
Nesse tipo de ensaio, os testes são interrompidos após uma deformação pré-determinada, mantendo-se a amostra na mesma temperatura por diferentes tempos entre passes (tip), e, em seguida os corpos de prova são deformados com a mesma
deformação anterior (33). Para quantificar o amaciamento e a tensão de escoamento média que ocorre no intervalo entre as duas deformações utilizam-se os critérios estabelecidos nos itens 3.5 e 3.6. A Figura 12 apresenta curvas de escoamento plástico típica desse tipo de ensaio.
Figura 12 - Ensaios isotérmicos interrompidos realizados a 1050C com duas deformações (36).
3.3 INTERRELAÇÃO ENTRE ENCRUAMENTO, RECUPERAÇÃO E RECRISTALIZAÇÃO
A interrelação entre os mecanismos que atuam durante a deformação a quente podem ser observados na Figura 13, a quantidade de encruamento e amaciamento atribuído a cada um dos processos está esquematizado. A linha tracejada (a) mostra que o material está somente encruando, não apresentando nenhum mecanismo de amaciamento. Podemos observar o aumento de resistência mecânica à medida que o material está sendo deformado plasticamente abaixo da sua temperatura de recristalização (10). Os processos dinâmicos reduzem a tensão a partir do encruamento até os valores apresentados pela linha (b), que mostra que está ocorrendo recuperação dinâmica. Neste caso a geração de defeitos é compensada pela sua aniquilação, sendo que esse efeito aparece na curva tensão versus deformação como uma estabilização de tensão à medida que o material é deformado (35).
A linha (c) mostra o fenômeno de recristalização dinâmica. Em metais com energia de falha de empilhamento moderada ou baixa, a recristalização dinâmica produz um amolecimento adicional durante a deformação, abaixando a tensão ao nível da linha (c), que é a curva tensão versus deformação final apresentada pelos materiais que recristalizam dinamicamente (22).
Figura 13 – Representação esquemática das curvas tensão versus deformação comparando a ocorrência de encruamento, recuperação dinâmica e recristalização dinâmica (35).
3.4 ESTADO DE TENSÕES NO ENSAIO DE TORÇÃO
Nos ensaios de torção, os corpos de prova estão sujeitos a um esforço de rotação em uma das suas extremidades, enquanto a outra permanece fixa gerando um estado de tensões. O estado de tensões de uma amostra submetida a esforço de torção pode ser observado na Figura 14, que representa as tensões em um ponto da superfície da barra (38).
Podemos verificar que a tensão cisalhante máxima atua em dois planos mutuamente perpendiculares, perpendicular ao eixo longitudinal “y” e paralelo ao eixo longitudinal “x” da amostra. As tensões principais σ1 e σ3 fazem um ângulo de 45º com o eixo
longitudinal da amostra e são iguais em magnitude às tensões cisalhantes máximas (17). Sendo que as tensões σ1 de tração e σ3 de compressão são de mesmo valor, e
a tensão intermediária σ2 é zero.
Para metais dúcteis, a ruptura ocorre por cisalhamento em um plano normal ao eixo longitudinal, onde a tensão cisalhante é máxima. Em metais frágeis, a ruptura ocorre ao longo de um plano paralelo à direção da tensão de tração máxima e a superfície de fratura tem a forma de uma espiral (16, 38).
Figura 14 - Esquema do estado de tensões em uma amostra cilíndrica submetida a um esforço de torção (16).
Esta tensão pode ser calculada utilizando a seguinte fórmula (17):
j r Mt c .
(3.4)
Onde c é a tensão cisalhante dada em Kg/mm2, r é o raio dado em mm e J é o
momento de inércia polar dado em mm4 e que pode ser calculado por (17):
32
4 D
Jmáx (3.5)
A tensão cisalhante máxima, na superfície da barra para um corpo de prova cilíndrico sólido é dada por (17):
3 4 16 32 2 D M D D Mt t máx (3.6)
Para se obter a deformação aplicada é necessária a determinação do ângulo de torção, que é definida pela equação (17):
L r
(3.7)
Onde é a deformação cisalhante, r o raio da amostra em mm, o ângulo de torção
em radianos e L o comprimento da amostra em mm.
No processo de deformação do metal, primeiramente ocorre a deformação elástica que não é permanente. Nesta etapa do processo a tensão e deformação são proporcionais resultando em um segmento linear. A inclinação (coeficiente angular) deste segmento corresponde ao módulo de cisalhamento, quando tratamos de torção. Que pode ser expressado pela seguinte equação (10):
Onde representa a tensão cisalhante, a deformação cisalhante e G o módulo de
cisalhamento (ou módulo transversal).
No caso dos materiais isotrópicos, ou seja, aqueles nos quais as propriedades medidas são as mesmas, independente da direção que se mede, o módulo de cisalhamento e de elasticidade estão relacionados entre si e com o coeficiente de Poisson de acordo com a seguinte expressão (10):
) 1 ( 2
G E (3.9) Onde E, G, são respectivamente a tensão cisalhante, a deformação cisalhante e o módulo de cisalhamento (ou módulo transversal).3.5 MÉTODO PARA CÁLCULO DA FRAÇÃO DE AMACIAMENTO
Através de ensaios interrompidos com duas deformações é possível determinar a fração de amaciamento que ocorre nos intervalos entre os passes, calculando-se o parâmetro de amaciamento PA (%), que é expresso pela equação (36):
100 x (%) 0 m m PA r (3.10)
Onde σm é a tensão na primeira interrupção do teste, σ0 é a tensão de início de
escoamento plástico na primeira deformação e σr a tensão na segunda deformação,
como mostrado na Figura 15.
Como o método de deformações interrompidas é baseado no princípio de que a tensão de escoamento plástico em altas temperaturas é uma medida sensível às mudanças microestruturais, surge a oportunidade de se determinar o amaciamento do material no intervalo entre deformações (36).
3.6 CÁLCULO DA TENSÃO MÉDIA DE ESCOAMENTO (TEM)
A partir dos dados obtidos em cada uma das sequências de deformações realizadas em resfriamento contínuo, calcula-se a tensão média de escoamento (TEM) para cada uma das deformações impostas (33,36).
A tensão média de escoamento (TEM) é calculada como a área sob a curva tensão versus deformação para um determinado intervalo de tensão (12). A Figura 16 mostra uma representação esquemática da TEM para um intervalo de deformação entre ε0 e ε1. Portanto, a TEM entre os pontos ε0 e ε1 é calculado pela seguinte
equação:
1 0 d 1 0 1 TEM (3.11)3.7 ANÁLISE DE MODELOS MICROESTRUTURAIS
Podemos encontrar na literatura vários modelos matemáticos que podem descrever a cinética de recristalização estática, dinâmica e metadinâmica. Estes modelos permitem predizer quais são os fenômenos relevantes que ocorrem durante o processo de laminação. E desta forma, realizar predições quanto à evolução da microestrutura e das propriedades mecânicas finais do produto. Outro fator importante a ser explorado é o potencial de refino do grão austenítico e, por consequência também o refino de grão ferrítico, através da laminação controlada por recristalização metadinâmica (37).
Os primeiros modelos foram desenvolvidos para aços C-Mn sendo posteriormente desenvolvidas correções para outros tipos de aços, inclusive aços microligados (27). O controle do tamanho de grão austenitico inicial é muito importante, pois o mesmo controla o comportamento da recristalização, que é um dos principais mecanismos que atuará para o refino do grão final. E a sua medição é importante para a determinação das características microestruturais do aço e, consequentemente, de suas propriedades finais.
3.7.1 Cinética da recristalização
O processo de recristalização pode ser definido como uma transformação de nucleação e crescimento dos grãos, onde o amaciamento do material devido à recuperação e recristalização estáticas ocorre numa velocidade que depende das condições de deformação e das temperaturas anteriores (27,37).
Durante a laminação a quente dos aços, a recristalização estática normalmente ocorre entre passes, ou seja, após a deformação (27).
A fração volumétrica transformada pode ser descrita utilizando-se equação de Avrani-Johnson-Mehl, na qual a recristalização depende do tempo (20), ou seja:
Onde:
X = fração recristalizada num tempo t,
tf = tempo necessário para obter uma dada fração recristalizada f,
A = definido como - ln(1 –f),
n = expoente de Avrami que apresenta valores relatados na literatura, em função da liga e do tipo de mecanismo atuante: estático, dinâmico ou metadinâmico.
O tempo tf para se produzir certa fração de recristalização X, pode ser determinado
pela expressão que depende da temperatura (T), da deformação (ε), da taxa de deformação ( )̇, do tamanho de grão inicial (do) e da energia de ativação(Qrec) para a
recristalização. A forma geral desta expressão pode ser descrita como (44):
= .
.
.
.
(3.13)Onde,
R = constante dos gases, T = Temperatura,
B,p,q e r = são constantes que dependem do material, ε = deformação do material,
d0 = tamanho de grão inicial,
Qrec = Energia de ativação para a recristalização.
Z = Parâmetro Zener-Hollomon.
Diversos autores desenvolveram equações para determinar a fração de recristalização (X) e o tempo tf para se alcançá-la, para vários tipos de aços em função do mecanismo de restauração atuante.
Na Tabela 3-1 estão listadas algumas equações disponíveis na literatura para calcular a fração de recristalização e o tempo necessário para 50% de recristalização.
Tabela 3-1 Equações cinéticas da fração de recristalização estática, dinâmica e metadinâmica (X) e do tempo para se alcançar 50% de recristalização (t0,5) (20,27,43).
Mecanismo Tipo de aço Autor Equações
Recrist. Estática Carbono Manganês Sellars ×= 1 − −0,693. , 3.14 , = 2,5. 10 . . . 3.15 Hodgson ×= 1 − −0,693. , 3.16 , = 2,3. 10 . , . . 3.17 Microligado Kirihata ×= 1 − −0,693. , 3.18 , = 1,57. 10 . , . . 3.19 Recrist. Dinâmica Carbono Manganês Sellars ×= 1 − −0,693. , 3.20 , = 1,06. , . 3.21 Hodgson ×= 1 − −0,693. , , 3.22 , = 1,1. , . 3.23 Yada ×= 1 − −0,693. , 3.24 = 4,76. 10 . 3.25 , = 1,144. 10 . , . 3.26 Recrist. Metadinâmica Nióbio e Carbono – Manganes Hodgson ×= 1 − −0,693. , , 3.27 , = 0,4. , . 3.28 Microligado Kirihata ×= 1 − −0,693. , 3.29 , = 1,84 ̇. , . 3.30
3.7.2 Tamanho de grão da austenita completamente recristalizado após deformação
O tamanho dos grãos recristalizados depende basicamente da deformação prévia e do tamanho do grão inicial. Estes grãos podem ter sido originados após a recristalização estática, dinâmica ou metadinâmica.
.
.
(3.31)Onde,
E, F e G são constantes da equação, d0= diâmetro inicial,
ε = deformação aplicada.
Os tamanhos de grãos completamente recristalizados originados após a recristalização metadinâmica foram estudados por alguns autores e na Tabela 3-2 estão listadas as equações para o cálculo do tamanho de grão completamente recristalizado.
Tabela 3-2 Equações que descrevem o tamanho de grão da austenita (drec) após completa recristalização (13,39,41,43).
Mecanismo Tipo de aço Autor Equações
Recrist. Estática Carbono Manganês Sellars = 0,5. , . , 3.32 Hodgson = 343. , . , . 3.33 Ao Nióbio Sellars = 1,1. , . , para (T>950ºC) 3.34 Choquet = 472. , . , . ̇ , [ ] 3.35 Ao Titânio e Vanádio Roberts = 4.3 + 195,7. , . , . , 3.36 Recrist. Dinâmica/ Metadinâmica Carbono Manganês Hodgson = 2,6. 10 . , 3.37 Ao Nióbio e Carbono- Manganês Hodgson = 6,8. 10 . , 3.38 Ao nióbio Roucoules = 1370. , . 3.39
No caso onde a recristalização se completa antes de um determinado passe e os grãos recristalizados ainda não são estáveis podendo, com isso, crescer. Este crescimento é fortemente influenciado pelo tempo entre passes (tip). Para a
laminação a quente dos aços a equação geral para o crescimento de grão é dada por (37):
Onde,
d e drec = tamanho de grão final e recristalizado, respectivamente,
Qcre = energia de ativação para o crescimento de grão,
y = exponencial do crescimento do grão,
K = constantes que dependem do processo e do material, t – tempo entre passes na laminação.
A cinética de crescimento do grão depende da composição química dos aços, já que adições de elementos de liga retardam o crescimento de grão devido ao efeito da presença de precipitados ou ainda do arraste de solutos (37).
Vários autores desenvolveram equações que descrevem o crescimento de grão da austenita após completa recristalização. Estas equações foram desenvolvidas em função do tipo de recristalização e do tempo entre passes (tip). A Tabela 3-3
apresenta estas equações.
O tempo entre passes tem um papel muito importante no crescimento do grão, o que durante o primeiro segundo é muito rápido e segue uma curva parabólica (20). Após este tempo, a taxa de crescimento do grão diminui para um exponencial da ordem de sete. Como na laminação a quente o tempo entre passes é muito curto, este tempo de um segundo afeta significativamente o tamanho de grão (27).
Quando a recristalização parcial for menor do que 95%, o tamanho de grão para o próximo passe pode ser calculado pela seguinte expressão (7,26).
=
.
+
. (1 − )
(3.47)Quando não ocorre a recristalização completa num determinado passe, resultará em alguma deformação retida (deformação acumulada) para o próximo e pode ser calculada conforme a equação abaixo (26):
=
+ (1 −
).
(3.48)
Onde,
ai=Deformação acumulada no passe i,
i = Deformação no passe i,
Xi-1 = Fração de recristalização do material, do passe anterior i-1.
Tabela 3-3 Equações que descrevem o tamanho de grão final da austenita após recristalização completa em função do tempo (20,39).
Mecanismo Tipo de aço Autor Equações
Recrist. Estática Carbono Manganês Hodgson P/ t <1seg = . +4,0. 10 . − 4,32. , . −113000 3.41 Hodgson P/ t >1seg = . +1,5. 10 . − 4,32. , . −400000 3.42 Recrist. Dinâmica/ Metadinâmica Carbono Manganês Hodgson P/ t <1seg = . +1,2. 10 . − 2,65. , . −113000 3.43 Hodgson P/ t >1seg = . +8,2. 10 . − 2,65. , . −400000 3.44 Carbono Manganês Roberts = + , . 3.45 Ao Nióbio Hodgson e Gibbs , = , + 4,1. 10 . . 3.46
3.7.3 Deformação Critica (εc) e Deformação de Pico(εp)
Para o aço com microestrutura austenítica e deformado a altas temperaturas o processo de recristalização dinâmica é verificado nas curvas de escoamento plástico, pela existência de um ou mais picos de deformação, seguido de uma estabilização, após certo tempo de deformação, apresentando características e variáveis conforme pode ser visto na Figura 5.
Podemos encontrar na literatura muitos estudos que relacionam o limite de resistência em função do tamanho de grão inicial, temperatura, taxa de deformação, etc., pode-se então calcular a deformação crítica do aço em função destas mesmas variáveis (27). Algumas dessas equações podem ser vistas abaixo (31).
Onde A, n e p são constantes dependentes do material e “do” é o tamanho do grão
inicial e Z é parâmetro de Zener-Hollomon.
= 4,9.10 .
,.
,(3.50)
Assim, os autores obtiveram uma equação da deformação crítica que leva em consideração o efeito do nióbio (31,45).
=
. 0,8 − 13.
+ 112.
(3.51)
Para o aço microligado (26).
= 5,6. 10 .
,. ̇.
, (3.52)3.7.4 Tensão de escoamento média (TEM)
Misaka e Yoshimoto (32) desenvolveram um modelo que calcula a tensão de escoamento média (TEM) em aços C-Mn durante a laminação de tiras a quente. Esta equação considera somente recristalização estática e leva em consideração o teor de carbono (%C), a deformação (ε) e a taxa de deformação ( ̇) (27). Esta equação é escrita da seguinte forma:
= 9,8. 0,126 − 1,75[ ] + 0,594[ ] + [ ] [ ] . , . ̇ , (3.53)
Onde,
TEMMK = tensão de escoamento média da equação de Misaka, [kgf/ mm2],
T = Temperatura, K,
C = Teor de carbono no aço.
Alguns autores passaram a utilizar a equação de Misaka para predizer a TEM dos aços em função da temperatura e teor de carbono (45). Porém, para se levar em consideração outros elementos de liga e também não somente a ocorrência de completa recristalização estática entre passes, mas também a recristalização dinâmica e metadinâmica foi necessário fazer melhoramentos na sua equação (27).
=
. {0,768 + 0,137. [
]}
(3.54)TEMCor - Tensão de escoamento média do Misaka corrigida para aços ao Carbono .
A faixa de concentração de manganês estudada foi de 0,27 a 1,08%.
Para se levar em consideração a recristalização dinâmica foi utilizada a seguinte equação (31,32).
=
. (1 −
) + .
.
(3.55)
Onde,
TEMFinal = Tensão de escoamento média final,
Xdin = Fração de recristalização dinâmica do material que ocorre a partir do pico da curva de tensão/deformação no regime estacionário - σss,
K = Constante da equação acima,
σss = Tensão de escoamento no regime estacionário.
=
. ̇.
(3.56)
Onde,
Ass= Constantes da equação acima, valores de 7,2; 4,2 e 1,18 para aços carbono ao nióbio e microligados, respectivamente, (31,44).
q = Constantes da equação acima, valores de 0,09; 0,09 e 0,15 para aços carbono ao nióbio e microligados, respectivamente, (31,44).
Qdef = Energia de ativação para a deformação, valores de 300; 375 e 330KJ/mol para aços carbono ao nióbio e microligados, respectivamente, (31,44).
R = Constante universal dos gases ideais, R = 8,314 kJ/mol.k, T = Temperatura.
3.7.5 Temperatura de não recristalização (Tnr) e temperatura de início de transformação de fase austenita-ferrita (Ar3)
Região 1 – Ocorre a altas temperaturas. Nesta etapa a austenita que está sendo deformada é recristalizada promovendo um refinamento dos grãos;
Região 2 – Ocorre em temperaturas intermediárias, onde a deformação da austenita é realizada sem que ocorra a recristalização. Assim, o material apresenta um encruamento residual, multiplicando assim o número de sítios disponíveis para nucleação posterior da ferrita.
Região 3 – Ocorre abaixo da Ar3, onde existem as duas fases austenita e ferrita. Durante o processo de deformação, a ferrita sofre um encruamento que ocasiona o aumento da resistência do material. Já a austenita ao sofrer encruamento aumenta ainda mais o número de sítios disponíveis para nucleação da ferrita. Desta forma, a ferrita produzida possui um grão ainda mais fino que o produzido na região 2 (6). O resfriamento rápido influencia fortemente o tamanho de grão ferrítico do produto final (37). A estrutura de grãos é mais fina e uniforme em aços que foram resfriados rapidamente do que de aços que foram laminados até a região bifásica e resfriados ao ar (5).
O valor da Tnr e Ar3 pode ser calculado de uma maneira bem simples como função da composição química dos aços (5,26), conforme a equação 3.57 e 3.58:
T = 897 + 464C + 6445Nb − 644(Nb) + 732V − 230(V) + 890Ti + 363Al − 357Si (3.57)
Ar3 = 910 − 310. C − 80. Mn − 20Cu − 15. Cr − 55. Ni − 80. Mo + 0,35. (t − 8) , (3.58)
Sendo que o “t” é a espessura da placa laminada em mm, considerando “t” entre 8 e 30 mm. O tamanho de grão final da ferrita é dado em função da taxa de nucleação e de crescimento da ferrita na austenita e da composição química. Uma queda no valor de Ar3 diminui a taxa de crescimento da ferrita na austenita, com isso se a taxa de nucleação não for alterada, tem-se então um decréscimo do tamanho de grão ferrítico final (6). Em relação aos elementos de liga, são pela ordem de eficácia na redução de Ar3 o C, Mn, Mo e Ni (5).
4 MATERIAIS E MÉTODOS
4.1 MATERIAL
Foi estudado o comportamento sob deformação a quente de um aço estrutural comercial do tipo AISI/SAE 4340, no qual a composição química está apresentada no Quadro 1. A análise química foi realizada utilizando um espectrômetro da marca Oxford Instruments, modelo Foundry-Master Pro, do laboratório de análise instrumental do IFES Campus Vitória.
Quadro 1 - Composição química do aço SAE 4340 (% em peso)
C Mn P S Si Cr Mo Ni
0, 433 0, 710 0, 0129 0, 0181 0, 232 0, 731 0, 241 1,65
Este aço é fornecido tratado termicamente (alívio de tensões) e com dureza média de 248 HB, possui alta temperabilidade, que atinge elevada resistência mecânica após beneficiamento (1).
4.2 CORPOS DE PROVA
Os corpos de prova foram usinados, a partir de barras cilíndricas de 15,88mm, com diâmetro útil de 5mm e comprimento útil de 20mm, como representado na Figura 17. O dimensionamento dos corpos de prova, diâmetro e comprimento úteis, foram otimizados para atender a capacidade de máximo torque do equipamento de torção e obter maiores taxas de deformação.
4.3 EQUIPAMENTO UTILIZADO NOS ENSAIOS DE TORÇÃO A QUENTE
Os ensaios de torção a quente foram realizados utilizando uma máquina horizontal de torção a quente INSTRON, modelo 55MT do laboratório de conformação mecânica do IFES Campus Vitória, como visto na Figura 18. O equipamento está conectado a um microcomputador que, via “software”, permite aquisição dos dados e controle do processo de torção, fornecendo resultados na forma de gráfico momento torsor x ângulo de rotação. A velocidade de rotação do equipamento varia de 0 a 120 RPM e os esforços são medidos por uma célula de carga que possui capacidade máxima de leitura de 22Nm.
O eixo torsor da máquina é composto do lado esquerdo pelos dispositivos responsáveis pelo movimento de rotação, sistema de freio e leitura do ângulo de rotação e do lado direito está localizado a célula de carga que é responsável pela leitura do momento torsor durante os ensaios.
Os corpos de prova serão aquecidos utilizando-se um forno de indução INDUCTOTHERM, Figura 18, com potência máxima de 10KW e capacidade de aquecimento de até 1600 Graus Celsius. Para o controle da temperatura serão utilizados termopares do tipo K (Cromel-Alumel) inseridos em um furo no corpo de prova localizado logo após a seção útil.
Figura 18 - Visão geral da máquina de torção e forno de indução no laboratório de conformação do Ifes.
Para proteção do corpo de prova contra a corrosão, adaptou-se a máquina um tubo de quartzo, Figura 19, que passa pelo eixo longitudinal (garras e corpo de prova), no qual circula um fluxo contínuo de gás argônio. O tubo de quartzo também permite a injeção de gás CO2, responsável pelo tratamento de têmpera dos corpos de prova
sem a necessidade de retirá-los da máquina de torção.
Figura 19 - Visão do corpo de prova e da proteção com tubo de quartzo.
4.4 DETERMINAÇÃO DAS CURVAS TENSÃO X DEFORMAÇÃO EQUIVALENTES
Os dados obtidos através dos ensaios de torção a quente são arquivados e tratados para se obter as curvas de tensão x deformação equivalentes. Estas curvas são obtidas através das expressões apresentadas a seguir (10,36):
m n
R M eq 3 2 . 3 3 (4.1) L R eq . 3 . (4.2)Onde M é o torque aplicado, R é o raio e L o comprimento útil do corpo de prova, o ângulo de rotação medido em radianos. Os coeficientes “m” e “n” representam a sensibilidade da tensão às mudanças na taxa de deformação e ao encruamento, respectivamente e podem ser definidas de acordo com as expressões (44): ln ln T m (4.3)
