R EDET EMÁTICA EME NGENHARIA DEM ATERIAIS

REDEMAT

R

T

E

M

UFOP – CETEC – UEMG

Tese de Doutorado

"Efeitos das Adições de Mo+V e Ti+Nb na

Microestrutura e Propriedades Mecânicas de um Aço

C-Mn-Cr Multifásico Submetido a Processamento

Termomecânico"

Autor: Charles de Abreu Martins

Orientador: Prof. Dr. Leonardo Barbosa Godefroid

Co-orientadora: Prof. Dr. Nina M. Fonstein

REDEMAT

R

T

E

M

UFOP – CETEC – UEMG

Charles de Abreu Martins

"Efeitos das Adições de Mo+V e Ti+Nb na Microestrutura e

Propriedades Mecânicas de um Aço C-Mn-Cr Multifásico Submetido

a Processamento Termomecânico"

Tese de Doutorado apresentada ao Programa de Pós-Graduação em Engenharia de Materiais da REDEMAT, como parte integrante dos requisitos para a obtenção do título de Doutor em Engenharia de Materiais.

Área de concentração: Análise e Seleção de Materiais

Orientador: Prof. Dr. Leonardo Barbosa Godefroid

Co-orientadora: Prof. Dr. Nina M. Fonstein

Catalogação: [email protected]

M386e Martins, Charles de Abreu.

Efeitos das adições de Mo+V e Ti+Nb na microestrutura e propriedades mecânicas de um aço C-Mn-Cr multifásico submetido a processamento termomecânico [manuscrito] / Charles de Abreu Martins. – 2013. xxxvii, 254f.: il. color., grafs., tabs.

Orientador: Prof. Dr. Leonardo Barbosa Godefroid Coorientadora: Profa.Fonstein, Nina M.

Tese (Doutorado) - Universidade Federal de Ouro Preto. Escola de Minas. Rede Temática em Engenharia de Materiais.

Área de concentração: Análise e seleção de materiais.

1. Precipitação(Química) - Teses. 2. Aço – Tratamento térmico - Teses. 3. Aço - Indústria - Teses. I. Godefroid, Leonardo Barbosa. II. Fonstein, Nina M. III. Universidade Federal de Ouro Preto. IV. Título.

DEDICATÓRIA

A Deus.

Aos meus pais e irmãos.

À minha esposa Airim e filhos Lara e Lucas.

AGRADECIMENTOS

Ao Professor Doutor Leonardo Barbosa Godefroid pela orientação, colaboração e persistência ao longo de todo o andamento do trabalho, sempre otimista, metodológico e amigo.

À Professora Doutora Nina M. Fonstein do Centro de Pesquisas e Desenvolvimento da ArcelorMittal em Chicago, EUA, que desde o início acreditou na viabilidade dessa parceria para a realização dessa tese, pela co-orientação, perseverança e idéias criativas diante das dificuldades, além da disposição contínua em contribuir com sua erudição de conhecimento e tenacidade russa. Deixo um carinhoso abraço e minha gratidão.

À ArcelorMittal Tubarão, principalmente ao Eng. Jardel Prata Ferreira, pela oportunidade de desenvolver este trabalho, acreditando sempre na capacitação e inovação como chaves para a competitividade.

Ao Centro de Pesquisas e Desenvolvimento de Chicago, em especial aos Doutores Richard C. Sussman, Debanshu Bhattacharya e Narayan S. Pottore pela acolhida sempre amiga e cortês em todo o período que estive lá, disponibilizando todos os recursos e conhecimentos científicos existentes, não poupando esforços para viabilizar a realização desta tese.

Aos Pesquisadores e equipes dos laboratórios e biblioteca do Centro de Pesquisas e Desenvolvimento de Chicago por toda boa vontade em atender a todas as demandas sempre com postura pró-ativa, em especial ao Doutor Evgueni I. Poliak pelas didáticas e científicas explicações e discussões relativas à austenita em deformação a quente e ensaios de compressão a quente via máquina Gleeble, e à Doutora Astrid Perlade do Centro de Pesquisas de Maizières da ArcelorMittal, França, pelas discussões e suporte na definição do tema e seus objetivos, além de procedimentos nos testes de dilatometria.

À Companhia Brasileira de Metalurgia e Mineração (CBMM) pelo suporte à minha ida a Chicago em janeiro de 2013.

Ao Eng. João Batista Ribeiro Martins do Laboratório de Metalurgia Física da ArcelorMittal Tubarão por todo apoio nas análises via microscopia ótica e eletrônica de varredura.

SUMÁRIO

LISTA DE FIGURAS...xii

LISTA DE TABELAS...xxx

LISTA DE NOTAÇÕES...xxxii

RESUMO...xxxvi

ABSTRACT...xxxvii

1 INTRODUÇÃO...1

2 OBJETIVOS...5

3 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA...6

3.1 Tratamento Termomecânico...6

3.1.1 Deformação da Austenita na Região de Recristalização...8

3.1.2 Fatores que Influenciam a Temperatura de Não Recristalização da Austenita...16

3.1.3 Deformação da Austenita na Região de Não Recristalização...20

3.1.4 Transformação da Austenita durante o Resfriamento Controlado...22

3.2 Aços Multifásicos de Alta Resistência Mecânica...24

3.2.1 Efeitos de Elementos de Liga...28

3.2.2 Aços Bifásicos Produzidos em Laminação...46

3.2.2.1 Efeito de Parâmetros de Processamento...47

3.2.2.2 Estrutura e Comportamento Mecânico de Aços Bifásicos... 49

3.2.3 Aços Ferrita-Bainita Produzidos em Laminação...51

3.2.4 Aços Bainíticos...54

3.3 A Transformação Bainítica...56

3.3.1Classificação das Estruturas Bainíticas em Resfriamento Contínuo...62

3.3.2.1 Efeito do Tamanho de Grão da Austenita...69

3.3.2.2 Efeito da Deformação da Austenita...70

3.3.2.3 Efeito da Taxa de Resfriamento Acelerado...71

4 MATERIAIS E MÉTODOS...73

4.1. Materiais...73

4.2 Tratamento Termomecânico...74

4.3 Levantamento de Diagramas de Transformação em Resfriamento Contínuo...76

4.3.1 Equipamento Utilizado e Corpos de Prova...78

4.3.2 Ciclos Térmicos...79

4.4 Investigação dos Corpos de Prova de Dilatometria e Laminação...81

4.4.1 Microscopia Ótica...81

4.4.2 Microscopia Eletrônica de Varredura...82

4.4.3 Microscopia Eletrônica de Transmissão...82

4.5 Investigações Complementares dos Corpos de Prova de Dilatometria...83

4.5.1 Microdureza...83

4.5.2 Análise Quantitativa da Precipitação via Espectrometria de Emissão Ótica por Plasma...83

4.6 Investigações Complementares dos Corpos de Prova Laminados...84

4.6.1 Ensaio de Tração...84

4.6.2 Ensaio de Expansão de Furo...85

4.6.3 Análise do Comportamento da Austenita em Deformação a Quente...88

5.1 Levantamento dos Diagramas de Transformação em Resfriamento Contínuo...96

5.1.1 Efeito da Temperatura de Austenitização e da Taxa de Resfriamento...96

5.1.2 Efeito de Elementos de Liga...113

5.1.3 Aspectos Fundamentais sobre o Comportamento dos Aços Estudados em Dilatometria...126

5.2 Tratamento Termomecânico em Escala Piloto...130

5.2.1 Comportamento da Austenita Deformada a Quente...131

5.2.2 Comportamento Estrutural...145

5.2.3 Avaliação da Precipitação...148

5.2.4 Comportamento nos Ensaios de Tração e de Expansão de Furo...154

5.2.5 Aspectos Fundamentais sobre o Comportamento dos Aços Estudados em Escala Piloto...161

6 CONCLUSÕES...166

6.1 Levantamento de Diagramas de Transformação em Resfriamento Contínuo...166

6.2 Investigação do Comportamento da Austenita em Deformação a Quente...167

6.3 Tratamento Termomecânico em Escala Piloto...168

7 PROPOSTAS PARA FUTUROS TRABALHOS...170

8 REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS...171

ANEXO I −−−− Tratamento Termomecânico em Escala Industrial...194

I MATERIAIS E MÉTODOS...194

I.2 Tratamento Termomecânico...194

I.3 Investigação dos Corpos de Prova Laminados em escala Industrial...195

I.3.1 Análise por Difração de Elétrons Retroespalhados...195

II RESULTADOS E DISCUSSÃO...200

II.1 Comportamento da Austenita Deformada a Quente...201

II.2 Comportamento Estrutural ...212

II.3 Avaliação da Precipitação...215

II.4 Análise por Difração de Elétrons Retroespalhados...220

II.5 Comportamento nos Ensaios de Tração e de Expansão de Furo... 226

II.6 Aspectos Fundamentais sobre o Comportamento dos Aços Estudados em Escala Industrial...229

III CONCLUSÕES...233

ANEXO II −−−− Diagramas de Transformação em Resfriamento Contínuo...235

ANEXO III −−−− Técnica por Regressão Não-Linear para Cálculo de Tc RXD...249

LISTA DE FIGURAS

Figura 1.1 – Desenho esquemático apresentando a correlação entre composição química, processamento termomecânico, estrutura e propriedades finais...3

Figura 3.1 – Ilustração esquemática dos três estágios da laminação controlada e das mudanças na estrutura com a deformação em cada estágio. Adaptado de [1]...7

Figura 3.2 – Desenho esquemático do gráfico tensão-deformação apresentando o encruamento, a recuperação dinâmica e a recristalização dinâmica. Adaptado de [8]...10

Figura 3.3 – Ilustração esquemática da evolução da recristalização dinâmica. Adaptado de [15]...11

Figura 3.4 – Esquema da influência do grau de deformação a quente na fração de amaciamento após deformação, sob a ação da recuperação, recristalização estática e recristalização metadinâmica. Adaptado de [13]...13

Figura 3.5 – Efeito da quantidade de deformação no tamanho de grão austenítico na etapa de recristalização. Adaptado de [48]...14

Figura 3.6 – Efeito da temperatura de deformação no tamanho de grão austenítico recristalizado. Foi utilizada redução total de 60% em cinco passes em um aço com 0,08% C; 1,45% Mn; 0,28%Si; 057% Nb. Adaptado de [51]...15

Figura 3.7 – Efeito da taxa de deformação no tamanho de grão austenítico recristalizado em um aço com 0,08% C; 1,45% Mn; 0,28%Si; 057% Nb, que sofreu uma redução de 70% em um passe a 1050oC. Adaptado de [51]...15

Figura 3.8 – Efeito da deformação por passe no tamanho de grão austenítico recristalizado em um aço com 0,08% C; 1,45% Mn; 0,28%Si; 057% Nb, que sofreu uma redução de 65 a 75% entre 1060 e 980oC. Adaptado de [51].]...16

Figura 3.10 – Efeito do tempo entre passes na Tnr para um aço com 0,04% C; 0,31% Si; 1,67% Mn; 0,20% Mo; 0,026% Ti; 0,07% Nb. Adaptado de [61]...19

Figura 3.11– Sítios de nucleação para os grãos ferríticos e tamanho de grão final ferrítico, para aços laminados a quente a para aços laminados controladamente. Adaptado de [1]...20

Figura 3.12 – Efeito da quantidade de deformação abaixo da Tnr no refinamento do grão ferrítico para diferentes aços microligados. Adaptado de [65]... 21

Figura 3.13 – Redução da altura do grão austenítico e do tamanho de grão ferrítico com o aumento da quantidade de deformação abaixo da Tnr em um aço com 0,08% C; 1,45% Mn; 0,28%Si; 057% Nb. Adaptado de [51]... 22

Figura 3.14 – Efeito da quantidade de deformação abaixo da Tnr na Ar3 de um aço com 0,03%Nb reaquecido a 1250oC. Adaptado de [63]...22

Figura 3.15 – Redução do tamanho de grão final com o aumento taxa de resfriamento em um aço com 0,10% C; 1,50 Mn; 0,04% Nb e 0,09%V. Temperatura de reaquecimento: 1200oC; temperatura de fim de laminação:900oC. Adaptado de [1]... 23

Figura 3.16 – Efeito da taxa de resfriamento na tensão limite de escoamento, Rp, e na tensão limite de resistência, Rm, de um aço com 0,14% C; 1,33% Mn; 0,02% Nb; 0,03% V. Adaptado de [68]...24

Figura 3.17 − Relação entre resistência mecânica e dutilidade em tração para diversos aços:

“mild” – ao carbono; IF – “intertitial free”; IF-HS - IF de alta resistência mecânica; IS - isotrópico; BH – “bake hardening”; DP – CP – “dual phase”- “complex phase”; MART – martensítico; HSLA – “high strength low alloy”. Adaptado de [80]...25

Figura 3.18 − Curvas esquemáticas de tensão-deformação em tração de diferentes aços,

Figura 3.19 − Valores típicos de expoente de encruamento para diferentes aços. Adaptado de

[75]...27

Figura 3.20 − Efeito de elementos de liga na transformação em laminação a quente com

estrutura bifásica. Adaptado de [86]...29

Figura 3.21 − Influência dos elementos de liga nas propriedades mecânicas de aços bifásicos.

Adaptado de [86]...30

Figura 3.22 – Influência ponderada com o custo dos elementos de liga nas propriedades mecânicas de um aço bifásico. Adaptado de [86]...30

Figura 3.23 – Efeito de diversos elementos de liga na temperabilidade dos aços. Adaptado de [6]...31

Figura 3.24 – Solubilidade de carbonetos e nitretos na austenita de aços microligados. Adaptado de [98]...34

Figura 3.25 – Tamanho de grão da ferrita em função da taxa de resfriamento para três aços. Adaptado de [106]...35

Figura 3.26 – Variação da composição química dos precipitados (Tix Nb1-x)(Cy N1-y) com a temperatura para três aços diferentes microligados ao Nb-Ti. Adaptado de [119]...38

Figura 3.27 – Diagramas precipitação-tempo-temperatura para um aço com 0,09%C; 0,20% Si; 1,62% Mn; 0,02% Nb e 0,042% Ti. Adaptado de [120]...39

Figura 3.28 – Representação esquemática dos principais efeitos do Mo durante a laminação a quente. Adaptado de [121]...40

Figura 3.30 – Tamanhos médios de partículas precipitadas em três aços com diferentes tempos de encharque a 600oC. Todos os aços com 0,10% C e 0,20% Ti; aço Ti-Nb com 0,04% Nb; aço Ti-Mo com 0,35% Mo. Adaptado de [125]...41

Figura 3.31 – Exemplo de precipitação alinhada de compostos de Ti em um aço com 0,05%C-Mo-Nb-Ti, bobinado a 630oC. Análise via MET [121]...42

Figura 3.32 – Influência de combinações de Mo-Nb na recristalização estática de três aços com diferentes níveis de Mo e Nb. Adaptado de [121]...43

Figura 3.33 − Efeito da adição combinada de Nb e B ou Mo e B na tensão limite de

resistência em um aço com 0,014% C; 0,20% Si; 1,54% Mn; 0,015% Ti; 0,0021% N, com adições individuais ou combinadas de 0,0008% B; 0,040% Nb e 0,35% Mo. Adaptado de [126]...44

Figura 3.34 − Distribuição de B nos contornos de grão registrada usando método de ataque

por raios α. As amostras foram temperadas após trabalho a quente em 850oC. Analisado aço com 0,014% C; 0,20% Si; 1,54% Mn; 0,015% Ti; 0,0021% N, com adições individuais ou combinadas de 0,0008% B; 0,040% Nb e 0,35% Mo Adaptado de [126]...45

Figura 3.35 − Efeitos de adições crescentes de Cr na decomposição isotérmica da austenita a

480oC em bainita em um aço com 0,20% C; 1,5% Mn. Adaptado de [90]... 46

Figura 3.36 − Balanço entre fases como uma função da deformação efetiva abaixo da Tnr em um aço com 0,075% C; 1,39% Mn; 0,69% Cr e 0,1% Si. Adaptado de [130]...48

Figura 3.37 − Perfil esquemático da concentração de C nas ilhas de martensita-bainita e no

grão de ferrita adjacente de um aço bifásico com 0,075% C; 1,39% Mn; 0,69% Cr e 0,1% Si. Adaptado de [130]...48

Figura 3.38 − Efeito da variação da fração volumétrica da segunda fase nas propriedades de

Figura 3.39 − Efeito da variação do diâmetro médio da ilha de segunda fase nas propriedades

em tração de um aço bifásico (fração volumétrica de martensita: 0,19 a 0,23). Adaptado de [135]...50

Figura 3.40 − Tensão limite de escoamento (Rp) e tensão limite de resistência (Rm) como

função da fração volumétrica da martensita em um aço C-1,55% Mn, com temperaturas de têmpera variando de 730oC a 840oC. Adaptado de [128]...51

Figura 3.41 − Curvas tensão-deformação de aços ferrita-bainita (sem B: 0,07% C; 0,10% Si;

1,9% Mn; 0,25% Mo; outros: Cu; Ni; Nb; V; Ca) e bainítico (com B: 0,05% C; 0,10% Si; 1,9% Mn; 0,30% Mo; outros: Cu; Ni; Nb; V; Ca e B). Adaptado de [139]...52

Figura 3.42 − Efeito da presença de martensita na relação limite de resistência-taxa de

expansão de furo de aço 0,08% C; 1,4% Mn. Baixo Si: 0,5% Si; alto Si: 1,3% Si. Adaptado de [138]...53

Figura 3.43 − Conformabilidade de diversos aços laminados a quente com alta resistência

mecânica. Trifásico: 0,10% C; 1,19% Si; 1,20% Mn; 0,50% Cr; ferrita-bainita: 0,05% C; 0,04% Si; 1,48% Mn; 0,025% Nb; 0,036% Ti; ferrita-martensita: 0,09% C; 0,96% Si; 1,06% Mn; 0,3% Cr. Composições químicas dos aços ferrita-perlita e com austenita retida não informadas. Adaptado de [138]...54

Figura 3.44 − As características estruturais na cinética da formação da bainita (princípio

adifusional). Há o crescimento da subunidade e do feixe, sendo que o crescimento do feixe se dá pela nucleação de novas subunidades e precipitação de carbonetos, havendo mudança na fração volumétrica como uma função de tempo e temperatura. Adaptado de [159]...58

Figura 3.45 − Bainita inferior com lamelas de carbonetos em um aço C com 1,10% C,

20.000X [152]...59

Figura 3.46 − Representação esquemática das bainitas superior e inferior. Adaptado de

Figura 3.47 − Ilustração esquemática do mecanismo de formação da bainita inferior proposta

por Spanos. Adaptado de [161]...61

Figura 3.48 − Ilustração esquemática da diversas morfologias de bainita: o constituinte branco

representa a ferrita bainítica a o escuro a cementita: a) bainita nodular; b) bainita colunar; c) ripa de bainita superior em feixe; d) bainita inferior; e) bainita alotriomórfica e f) bainita inversa [149]...61

Figura 3.49 − Diagrama TRC de um aço ultra-baixo C. Adaptado de [95]...63

Figura 3.50 − Diagrama TRC de um aço alta resistência baixa liga (ARBL): 0,06% C, 1,45%

Mn, 1,25% Cu, 0,97% Ni, 0,72% Cr, 0,42% Mo. Nota: PF – Ferrita Poligonal; WF – Ferrita Widmanstatten; AF – Ferrita Acicular; GF – Ferrita Granular; M – Martensita. Adaptado de [95]...63

Figura 3.51 − Ferrita quase-poligonal em um aço com 0,005% C-3% Mn, resfriado a 50oC/s.

Adaptado de [95]...64

Figura 3.52 − Ferrita Widmanstatten (grãos claros) formados em um aço HSLA-80 (C máx.:

0,18%; Mn máx. 1,65%; V máx.: 0,08%; Nb máx.: 0,15%), transformado isotermicamente por 100s a 600o_{C. As áreas escuras são de martensita formada durante a têmpera após} tratamento isotérmico. Adaptado de [95]...64

Figura 3.53 − Ferrita bainítica formada pela transformação isotérmica de aço HSLA-80 (C

máx.: 0,18%; Mn máx. 1,65%; V máx.: 0,08%; Nb máx.: 0,15%) com Cu, mantido por 500s a 500oC. Adaptado de [95]...65

Figura 3.54 − Ferrita bainítica granular formada em resfriamento continuo (1oC/s) em um aço

com 0,033% C, 1,44% Mn, 1,20% Cu, 2,19% Ni, 0,67% Cr, 0,46% Mo. Adaptado de [95]...66

Figura 3.56 − Bainita convencional em um aço com 0,042% C; 1,78% Mn; 0,37% Si; 0,31%

Mo; 0,32% Ni; 0,27% Cu; 0,08% Nb; 0,012% Ti: (a) microscópio ótico; (b) microscópio

eletrônico de varredura. Ataque: Nital 2% [166]...67

Figura 3.57 − Ferrita acicular em um aço com 0,042% C; 1,78% Mn; 0,37% Si; 0,31% Mo; 0,32% Ni; 0,27% Cu; 0,08% Nb; 0,012% Ti: (a) microscópio ótico; (b) microscópio eletrônico de varredura. AF: ferrita acicular; MA: constituinte martensita/austenita. Ataque: Nital 2%. Adaptado de [166]...68

Figura 3.58 – Fotografia a partir do microscópio eletrônico de varredura (MEV) mostrando as posições do constituinte MA (estrutura clara) em um aço com 0,03% C; 1,85% Mn; 0,19% Si; 0,050% Nb; 0,024% Ti; 0,0026% B: (a) como finas camadas alinhadas; (b) como pequenas dispersões de ilhas. Adaptado de [167]...68

Figura 3.59 − Morfologia observada e esquemática (microscópio ótico, 100X) e a morfologia esquemática dos feixes de bainita nos estágios iniciais da transformação isotérmica no aço A (0,12% C; 2,0% Si; 3,0% Mn) com temperatura de aquecimento máxima de 975oC (a) e aço B (0,96% C; 0,21% Si; 0,38% Mn; 1,3% Cr) com T = 1000oC (b). Adaptado de [158]...69

Figura 3.60 − Efeito da deformação no tempo de transformação da austenita. Aço baixo Mn-Si: 0,07% C; 1,08% Mn; 0,09% Si; 0,19% Mo; 0,040% Nb; 0,014% Ti; aço alto Mn-Mn-Si: 0,08% C; 1,55% Mn; 0,41% Si; 0,18% Mo; 0,031% Nb; 0,013% Ti Adaptado de [92]...71

Figura 4.1 – Desenho esquemático da laminação piloto utilizado neste trabalho...74

Figura 4.2 – Fotografia da mesa de resfriamento utilizada na laminação piloto...76

Figura 4.3 – Fotografia mostrando um CP utilizado nos ensaios de dilatometria...78

Figura 4.4 – Desenho esquemático dos ciclos térmicos utilizados para os diagramas TRC....80

Figura 4.6 – Apresentação do sistema para realização do ensaio de expansão de furo, identificação da primeira trinca transpassante e cálculo de EF%...87

Figura 4.7 – Diagrama esquemático do ensaio de compressão a quente: 1) Os CPs foram reaquecidos até 1100oC a 9oC/s; 2) Mantidos por 30s a 1100oC; 3) Resfriados até a temperatura do ensaio a 5oC/s; 4) Mantidos por 2min. na temperatura do ensaio; 5) Deformados em temperaturas constantes (1050oC; 1000oC; 950oC; 900oC e 850oC); 6) Resfriados ao ar...89

Figura 4.8 – Gráfico tensão verdadeira-deformação verdadeira mostrando as tensões de pico

σp e de estado estacionário σs. Adaptado de [38]...90

Figura 4.9 – Evolução de σs com o inverso da temperatura do aço 0,25% Mo...92

Figura 4.10 − Valores médios de m obtidos para σp e σs, em função da temperatura do aço 0,25% Mo...92

Figura 4.11 − Valores médios de Q para σp e σs, em função da temperatura do aço 0,25% Mo...93

Figura 4.12 – Gráfico ln σs x ln Z do aço 0,25% Mo a partir de pontos obtidos nas diferentes taxas de deformação utilizadas nos ensaios de compressão: 0,1/s; 1/s e 10/s...94

Figura 4.13 − Gráfico ln σs x ln de Z do aço 0,25% Mo a partir da técnica de regressão não-linear, pelo método dos mínimos quadrados...95

Figura 5.1 − Diagrama TRC do aço C-Mn-V submetido ao ciclo 900oC...97

Figura 5.2 – MO apresentando o aspecto representativo da austenita para as amostras nos ciclos: (a) 900oC; (b) 1100oC...97

Figura 5.4 – MEV apresentando as estruturas do aço C-Mn-V e dos aços ao Mo resfriados a 1,0oC/s nos 2 ciclos: 900oC e 1100oC. Ataque: Nital 2%...100

Figura 5.5 – Evolução estrutural dos aços C-Mn-V; 0,50 Cr e 0,50% Mo com a taxa de resfriamento para os dois ciclos térmicos adotados. ...101

Figura 5.6 – Variação da Ar3 com os ciclos 900oC e 1100oC para os sete aços analisados....102

Figura 5.7 – Evolução da estrutura final via MEV do aço C-Mn-V submetido ao ciclo 900oC em diferentes taxas de resfriamento. Ataque: Nital 2%. a) 0,5oC/s; b) 1,0oC/s; c) 3,0oC/s; d) 9,0oC/s; e) 20oC/s; f) 40oC/s; g) 60oC/s...103

Figura 5.8 – Evolução da estrutura final via MEV do aço C-Mn-V submetido ao ciclo 1100oC em diferentes taxas de resfriamento. Ataque: Nital 2%. a) 0,5oC/s; b) 1,0oC/s; c) 3,0oC/s; d) 9,0oC/s; e) 20oC/s; f) 40oC/s; g) 60oC/s...104

Figura 5.9 – Evolução da estrutura final via MEV do aço 0,50% Cr submetido ao ciclo 900oC em diferentes taxas de resfriamento. Ataque: Nital 2%. a) 0,5oC/s; b) 1,0oC/s; c) 3,0oC/s; d) 9,0oC/s; e) 20oC/s; f) 40oC/s; g) 60oC/s...105

Figura 5.10 – Evolução da estrutura final via MEV do aço 0,50% Cr submetido ao ciclo 1100oC em diferentes taxas de resfriamento. Ataque: Nital 2%. a) 0,5oC/s; b) 1,0oC/s; c) 3,0o_{C/s; d) 9,0}o_{C/s; e) 20}o_{C/s; f) 40}o_{C/s; g) 60}o_C/s...106

Figura 5.11 – Evolução da estrutura final via MEV do aço 0,50% Mo submetido ao ciclo 900oC em diferentes taxas de resfriamento. Ataque: Nital 2%. a) 0,5oC/s; b) 1,0oC/s; c) 3,0o_{C/s; d) 9,0}o_{C/s; e) 20}o_{C/s; f) 40}o_{C/s; g) 60}o_C/s...107

Figura 5.12 – Evolução da estrutura final via MEV do aço 0,50% Mo submetido ao ciclo 1100oC em diferentes taxas de resfriamento. Ataque: Nital 2%. a) 0,5oC/s; b) 1,0oC/s; c) 3,0oC/s; d) 9,0oC/s; e) 20oC/s; f) 40oC/s; g) 60oC/s...108

Figura 5.14 – Evolução da fração volumétrica dos constituintes do aço 0,25% Cr com a taxa de resfriamento, quando submetido aos ciclos 900oC e 1100oC...110

Figura 5.15 – Evolução da fração volumétrica dos constituintes do aço 0,25% Mo com a taxa de resfriamento, quando submetido aos ciclos 900oC e 1100oC...111

Figura 5.16 – Detalhe em MEV da estrutura: a) aço C-Mn-V submetido ao ciclo 900oC; b) aço 0,50% Cr submetido ao ciclo 1100oC. Ataque: Nital 2%...112

Figura 5.17 – Detalhe em MEV da estrutura: a) aço 0,50% Cr submetido ao ciclo 900oC; b) aço 0,50% Mo submetido ao ciclo 1100oC. Ataque: Nital 2%...112

Figura 5.18 – Evolução da microdureza dos aços com a taxa de resfriamento para o ciclo 900oC: (a) aços ao Cr; (b) aços ao Mo...114

Figura 5.19 – Evolução da microdureza dos aços com a taxa de resfriamento para o ciclo 1100oC. (a) aços ao Cr; (b) aços ao Mo...115

Figura 5.20 − Evolução da % de bainita + martensita dos aços com a taxa de resfriamento

para o ciclo 900oC. (a) aços ao Cr; (b) aços ao Mo...116

Figura 5.21 − Evolução da % de bainita + martensita dos aços com a taxa de resfriamento

para o ciclo 1100o_{C. (a) aços ao Cr; (b) aços ao Mo...117}

Figura 5.22 – Evolução da microdureza média com a taxa de resfriamento para os aços C-Mn-V; 0,25% Cr e 0,25% Mo. (a) aços ao Cr; (b) aços ao Mo...118

Figura 5.23 – Evolução da microdureza média com a taxa de resfriamento para os aços C-Mn-V; 0,50% Cr e 0,50% Mo. (a) aços ao Cr; (b) aços ao Mo...119

Figura 5.25 – Distribuição do tamanho das partículas encontradas nas amostras dos sete aços submetidas ao ciclo 900oC. Identificação realizada via MET, utilizando réplica de C...122

Figura 5.26 – Variação do tamanho do campo ferrítico com a % Cr e a % Mo. (a) aços ao Cr; (b) aços ao Mo...123

Figura 5.27 – Variação da Ar3 com a taxa de resfriamento em diferentes % Cr ou % Mo. (a) aços ao Cr; (b) aços ao Mo...124

Figura 5.28 – Comparação do efeito do Cr e Mo, em relação ao aço C-Mn-V, na variação da Ar3 com a taxa de resfriamento. (a) aços com 0,25% Cr ou Mo; (b) aços com 0,50% Cr ou Mo...125

Figura 5.29 − Variação da microdureza dos aços com a taxa de resfriamento para os dois

ciclos térmicos adotados: 900oC e 1100oC...128

Figura 5.30 – Representação esquemática dos resultados obtidos em dilatometria para as duas temperaturas de austenitização utilizadas: 900oC e 1100oC...129

Figura 5.31 – Curvas tensão – deformação obtidas a partir de ensaios de compressão a quente realizados em uma máquina Gleeble com amostras do aço 0,25% Mo em diferentes taxas de deformação: (a) 0,1/s; (b) 1/s; (c) 10/s...132

Figura 5.32 – Evolução da tensão de estado estacionário σs com a temperatura para os aços ao Cr...133

Figura 5.33 – Evolução da tensão de estado estacionário σs com a temperatura para aços ao Cr (até 0,50%) e ao Mo...133

Figura 5.35 – Evolução da tensão de estado estacionário σs com a temperatura e taxa de deformação para os aços ao Cr (até 0,50%) e ao Mo. F1 a F6 representam as seis cadeiras do trem acabador de um laminador de tiras a quente...135

Figura 5.36 −−−− Evolução do valor médio da energia de ativação aparente, Q, com a taxa de

deformação para os aços ao Cr e ao Mo. (a) aços ao Cr; (b) aços ao Cr (até 0,50% Cr) e ao Mo...136

Figura 5.37 – Evolução do valor médio do coeficiente de sensibilidade da tensão com a taxa de deformação, m, com a taxa de deformação para os aços ao Cr e ao Mo. (a) aços ao Cr; (b) aços ao Cr (até 0,50% Cr) e ao Mo...137

Figura 5.38 −−−− Evolução do valor médio da energia de ativação aparente, Q, com a temperatura

para os aços ao Cr e ao Mo. (a) aços ao Cr; (b) aços ao Cr (até 0,50% Cr) e ao Mo...138

Figura 5.39 – Evolução do valor médio do coeficiente de sensibilidade da tensão com a taxa de deformação, m, com a temperatura para os aços ao Cr e ao Mo. (a) aços ao Cr; (b) aços ao Cr (até 0,50% Cr) e ao Mo...140

Figura 5.40 − Evolução do valor médio da energia de ativação aparente, Q, com a % Cr ou

Mo nas duas técnicas utilizadas: por diferenciação e por regressão não-linear...141

Figura 5.41 – Evolução da temperatura crítica abaixo da qual não ocorre a recristalização dinâmica, Tc RXD, com a % Cr para diferentes taxas de deformação...142

Figura 5.42 – Evolução da temperatura crítica abaixo da qual não ocorre a recristalização dinâmica, Tc RXD, com a % Mo para diferentes taxas de deformação...143

Figura 5.44 − Evolução da temperatura crítica abaixo da qual não ocorre a recristalização

dinâmica, Tc RXD, com a % Cr ou Mo, para uma taxa de deformação de 12/s, utilizando a técnica por regressão não-linear... 144

Figura 5.45 – Estruturas representativas dos aços submetidos ao esquema de laminação, obtidas via MEV. Ataque: Nital 2%...146

Figura 5.46 – Detalhes das estruturas obtidas via MEV dos aços laminados em escala piloto. Ataque: Nital 2%...147

Figura 5.47 – Fração volumétrica de martensita obtida pelos sete aços submetidos à laminação piloto...148

Figura 5.48 – Informações sobre os precipitados encontrados na amostras do aço C-Mn-V. Análise via MET, utilizando réplica de C. (a) imagens representativas dos precipitados encontrados; (b) análise via EDS de um precipitado encontrado...149

Figura 5.49 – Distribuição do tamanho das partículas encontradas na amostra do aço C-Mn-V. Identificação realizada via MET, utilizando réplica de C...150

Figura 5.50 - Informações sobre os precipitados encontrados na amostras do aço 0,50% Cr. Análise via MET, utilizando réplica de C. (a) imagens representativas dos precipitados encontrados; (b) análise via EDS de um precipitado encontrado...151

Figura 5.51 – Distribuição do tamanho das partículas encontradas na amostra do aço 0,50% Cr. Identificação realizada via MET, utilizando réplica de C...152

Figura 5.52 – Imagens obtidas via MET, de réplica de C, de amostras dos aços: a) 0,50% Mo e b) 0,75% Cr...152

Figura 5.54 – Valores de tensão limite de escoamento, Rp, e tensão limite de resistência, Rm, para os aços ao Cr e ao Mo. (a) aços ao Cr; (b) aços ao Mo...155

Figura 5.55 – Valores de alongamento percentual para os aços ao Cr e ao Mo. (a) aços ao Cr; (b) aços ao Mo...156

Figura 5.56 – Evolução da tensão limite de resistência, Rm, com a % de martensita para os aços ao Cr e ao Mo. (a) aços ao Cr; (b) aços ao Mo...157

Figura 5.57 – Efeito das adições de Cr ou Mo nos valores obtidos no ensaio de tração: (a) tensão limite de escoamento, Rp; (b) tensão limite de resistência, Rm...158

Figura 5.58 – Efeito das adições de Cr ou Mo no Alongamento percentual, A...159

Figura 5.59 – Evolução dos valores de expansão de furo, EF, para os sete aços analisados: (a) com a % de martensita; (b) com a % de bainita...160

Figura 5.60 – Representação esquemática dos resultados obtidos com as amostras produzidas em laminação piloto a partir da presença de Cr ou Mo. ...165

Figura I.1 − Desenho esquemático da geração e captação dos padrões de Kikushi. Adaptado de

[194]...196

Figura I.2 − Esquema explicativo da formação do mapa de qualidade da imagem de um aço

(composição química não informada). Adaptado de [194]...197

Figura I.3 – Desenho explicativo da formação da imagem no mapa de imagem de orientação de um aço (composição química não informada). (a) indicação das diferentes orientações cristalográficas encontradas no diferentes grãos; (b) mapa separando os grãos por linhas com diferentes cores, em função da desorientação existente entre os grãos. Adaptado de [194]...198

Figura I.5 – Exemplo de mapa de KAM de um aço (comp. química não informada). (a) mapa de KAM obtido; (b) região mapeada da amostra. Adaptado de [194]...200

Figura II.1 – Aspectos representativos da austenita prévia ao resfriamento forçado nos aços Cr-Mo-V e Cr-Ti-Nb. Imagens obtidas por MO. Ataque: ácido pícrico (2g) e cloreto férrico (2g) em água destilada (100ml)...201

Figura II.2 − Evolução da tensão de estado estacionário, σs, com a temperatura para ambos os aços produzidos industrialmente...202

Figura II.3 − Evolução da tensão de estado estacionário, σs, com a temperatura e taxa de deformação para ambos os aços produzidos industrialmente. F1 a F6 representam as seis cadeiras do trem acabador de um laminador de tiras a quente...203

Figura II.4 − Evolução do valor médio da energia aparente de ativação, Q, com a taxa de

deformação para ambos os aços produzidos industrialmente...204

Figura II.5 − Evolução do valor médio do coeficiente de sensibilidade da tensão à velocidade

de deformação, m, com a taxa de deformação para ambos os aços produzidos industrialmente...205

Figura II.6 – Evolução do valor médio da energia de ativação aparente, Q, com a temperatura para ambos os aços produzidos industrialmente...207

Figura II.7 – Evolução do valor médio do coeficiente de sensibilidade da tensão à velocidade de deformação, m, com a temperatura para ambos os aços produzidos industrialmente...208

Figura II.9 – Comparação dos valores da temperatura crítica abaixo da qual não ocorre a recristalização dinâmica, Tc RXD, entre os aços produzidos industrialmente para diferentes taxas de deformação...209

Figura II.10 - Efeito da taxa de deformação na temperatura crítica abaixo da qual não ocorre a recristalização dinâmica, Tc RXD, para os aços produzidos industrialmente...210

Figura II.11 – Valores da temperatura crítica abaixo da qual não ocorre a recristalização dinâmica, Tc RXD, dos aços produzidos industrialmente, para uma taxa de deformação de 12/s, utilizando a técnica por regressão não-linear...211

Figura II.12 – Imagens via MEV representativas das estruturas de ambos os aços produzidos industrialmente (Cr-Mo-V e Cr-Ti-Nb). Ataque: Nital 2%...213

Figura II.13 – Gráfico apresentando a relação entre o valor da energia de ativação aparente, Q, e o tamanho de grão final dos aços produzidos industrialmente...215

Figura II.14 – Distribuição do tamanho das partículas encontradas no aço Cr-Ti-Nb. Identificação realizada via MET, utilizando réplica de C...216

Figura II.15 − Imagem representativa de precipitados grandes (maiores que 50nm)

encontrados no aço Cr-Ti-Nb. Análise via MET, utilizando réplica de C...217

Figura II.16 – Imagens representativas de precipitados com tamanhos entre 10 e 50nm encontrados no aço Cr-Ti-Nb. Análise via MET, utilizando réplica de C...218

Figura II.17 − Imagem representativa de precipitados com tamanhos menores que 10nm

encontrados no aço Cr-Ti-Nb. Análise via MET, utilizando réplica de C...219

Figura II.18 – Distribuição do tamanho das partículas encontradas no aço Cr-Mo-V. Identificação realizada via MET, utilizando réplica de C...219

Figura II.20 − Imagens das estruturas de ambos os aços via MEV (elétrons retroespalhados:

ataque Nital 2%) e EBSD com o mesmo aumento...221

Figura II.21 – Mapas de desorientação dos contornos de grão e subgrão elaborados via EBSD de ambos os aços produzidos industrialmente. (a) aço Cr-Ti-Nb; (b) aço Cr-Mo-V...222

Figura II.22 – Distribuições da desorientação dos contornos e subcontornos de grão elaborados via EBSD de ambos os aços produzidos industrialmente. (a) aço Cr-Mo-V; (b) aço Cr-Ti-Nb...223

Figura II.23 – Distribuições de tamanho de grãos a partir dos mapas de desorientação elaborados via EBSD de ambos os aços produzidos industrialmente. (a) aço Cr-Mo-V; (b) aço Cr-Ti-Nb...224

Figura II.24 – Mapas de desorientação média de Kernel (KAM) elaborados via EBSD de ambos os aços produzidos industrialmente. (a) aço Cr-Ti-Nb; (b) aço Cr-Mo-V...225

Figura II.25 − Valores médios em MPa de tensão limite de escoamento, Rp, e tensão limite de

resistência, Rm, para ambos os aços produzidos industrialmente...226

Figura II.26 – Valores médios de alongamento percentual, A, para ambos os aços produzidos industrialmente...227

Figura II.27 − Evolução dos valores de expansão de furo, EF, para os aços produzidos

industrialmente: (a) com a % de martensita; (b) com a % de bainita...228

Figura II.28 – Representação esquemática dos resultados obtidos com as amostras produzidas em laminação industrial a partir da comparação entre a adição de Mo+V e TI+Nb...232

Figura III.1 − organização de todos os (σs; T; ) no programa Excel para o aço 0,25%Cr....250

Figura III.3 − Procedimento para criação das colunas no programa Excel para os cálculos de

ln Z pelas Equações (2) e (4), assim como para os erros quadráticos para o aço 0,25%Cr....252

Figura III.4 − Apresentação da diferença entre os valores de ln Z calculados pelas Equações

(2) e (4). Essa diferença está nas colunas “J” e “N” do programa Excel para o aço 0,25%Cr...253

Figura III.5 − Evolução dos valores de ln σs com a variação de ln Z para o aço 0,25%Cr....253

Figura III.6 − Obtenção do valor de ln Zc para o aço 0,25%Cr, utilizando o caminho:

LISTA DE TABELAS

Tabela 3.1 – Faixas de composição química de aços utilizados no levantamento da Equação (3.2). Porcentagem em massa. Adaptado de [56]...17

Tabela 3.2 − Símbolos e características das estruturas ferríticas de acordo com o Comitê de

Bainita da ISIJ. Adaptado de [95]...62

Tabela 4.1 − Composição química dos aços utilizados (% em massa)...73

Tabela 4.2 − Parâmetros de laminação utilizados na etapa de desbaste...75

Tabela 4.3 − Parâmetros de laminação utilizados na etapa de acabamento...75

Tabela 4.4 – Parâmetros utilizados nos dois ciclos térmicos em dilatometria...81

Tabela 5.1 – Tamanho de grão austenítico (µm) das amostras para os ciclos 900oC e 1100ºC e

o erro com intervalo de confiança 95%...98

Tabela 5.2 − Resultado da análise via ICP, apresentando a % V existente na forma de

precipitados de cada amostra...120

Tabela 5.3 – Resumo dos resultados obtidos a partir das análises via dialtometria...129

Tabela 5.4 – Valores de Ar3 e Ms para os sete aços laminados em escala piloto...130

Tabela 5.5 – Resumo dos resultados obtidos a partir das análises das amostras produzidas via laminação piloto. ...165

Tabela I.1 – Parâmetros de laminação utilizados em escala industrial...195

Tabela II.2 – Valores de Tnr (oC) calculados a partir da Equação (3.2)...212

Tabela II.3 – Valores de tamanho de grão e fração volumétrica dos constituintes de ambos os aços produzidos industrialmente e o erro com intervalo de confiança 95%...214

LISTA DE NOTAÇÕES

A − Alongamento percentual total em tração

Ac3 − Temperatura de término da transformação de fase de ferrita para austenita durante o aquecimento

AF – Ferrita Acicular

AHSS – “Advanced High Strength Steel” ARBL – Alta Resistência Baixa Liga

Ar1− Temperatura de término da transformação de fase de austenita para ferrita durante o resfriamento

Ar3 – Temperatura de início da transformação de fase de austenita para ferrita durante o resfriamento

aTM – Martensita Auto-Temperada B − Bainita

Ba2 – Austenita da bainita B2 Ba3 – Austenita da bainita B3 Bc1 – Cementita da bainita B1 Bc2 – Cementita da bainita B2 BC – Bainita convencional BF – Ferrita bainítica BH – “Bake Hardening”

BL – Bainita Inferior de acordo com o Comitê de Bainita da ISIJ Bm2 – Martensita da bainita B2

Bm3 – Martensita da bainita B3 Bp3 – Perlita da bainita B3 Bε

1 – Carboneto Épsilon da Bainita B1

Bs – Temperatura de início da transformação bainítica

BU – Bainita Superior de acordo com o Comitê de Bainita da ISIJ B2− Bainita Superior de acordo com o Comitê de Bainita da ISIJ B1 – Ferrita acicular com precipitados entre as ripas

B2 – Ferrita acicular com partículas ou filmes entre as ripas B3 – Ferrita acicular com constituintes em regiões discretas

B II – Bainita superior em aços baixo C com carbonetos entre as ripas de ferrita B III − Bainita superior em aços baixo C com carbonetos dentro das ripas de ferrita

CCC – Cúbica de Corpo Centrado CFC – Cúbica de Faces Centradas CLC – Curva Limite de Conformação CP – Corpo de prova

D − Tamanho de grão da austenita recristalizada

d − Diâmetro médio do constituinte

d’ – Espaçamento interplanar Dd – Diâmetro da matriz

Dh – Diâmetro final do furo no ensaio de expansão de furo Do− Diâmetro final do furo no ensaio de expansão de furo D’o− Tamanho de grão austenítico inicial

Dp – Diâmetro do punção e – Deformação na austenita

EBSD − “Electron Back Scatter Diffraction”

ee− Quantidade de deformação mínima para a recristalização estática na austenita ec – Quantidade de deformação mínima para a recristalização dinâmica na austenita ep – Deformação de pico

ey− Deformação onde há estabilização da tensão necessária para a continuação da deformação F − Ferrita

f – Fração volumétrica de segunda fase GF − Ferrita Granular

h – Altura do grão austenítico final HSLA – “High Strength Low Alloy” HSS – “High Strength Steel”

ICP-OES – “Inductively coupled plasma optical emission spectrometry” IF – “Intertitial Free”

ISIJ – “Iron and Steel Institute of Japan” KAM − “Kernel average misorientation”

LVDT − “Linear Variable Differential Transformer”

m − Coeficiente de sensibilidade da tensão à velocidade de deformação

MA – Constituinte martensita-austenita MEV – Microscopia Eletrônica de Varredura MET – Microscopia Eletrônica de Transmissão MIO − Microscopia por Imagem de Orientação

MMC – “Material Measurement Corporation” MO – Microscopia Ótica

Ms – Temperatura de início da transformação martensítica Mf− Temperatura de fim da transformação martensítica

N – Número de campos analisados na metalografia quantitativa n – Expoente de encruamento

P – Perlita de acordo com o Comitê de Bainita da ISIJ

P’ – Perlita degenerada de acordo com o Comitê de Bainita da ISIJ PF – Ferrita poligonal

Pp− Número de intersecções entre os pontos do reticulado e o constituinte Pt − Número total de pontos do reticulado

PTT − Precipitação-tempo-temperatura

Q − Coeficiente de sensibilidade da tensão à temperatura ou energia de ativação aparente

R − Constante dos gases perfeitos

Rm – Tensão limite de resistência em tração Rp – Tensão limite de escoamento em tração T – Temperatura

t − Espessura do material

TCC – Tetragonal de Corpo Centrado

Tc RXD – Temperatura crítica abaixo da qual não ocorre a recristalização dinâmica TMAC − Tetrametil Cloreto Amônico

Tnr – Temperatura de Não Recristalização da Austenita Tr – Temperatura de reaquecimento

TRC – Transformação em resfriamento contínuo TTT − Temperatura- tempo-transformação

TRIP − “Transformed Induced Plasticity”

Z – Parâmetro de Zener-Hollomon

Zc – Valor de Z correspondente à Tc RXD

αB − Ferrita bainítica granular de acordo com o Comitê de Bainita da ISIJ

αoB − Ferrita bainítica de acordo com o Comitê de Bainita da ISIJ

α i j− Diferença de orientação em graus entre o ponto “i” e o ponto considerado “j”no mapa de KAM

α’m − Martensita cúbica deslocada de acordo com o Comitê de Bainita da ISIJ

α’M − Martensita de acordo com o Comitê de Bainita da ISIJ αP − Ferrita poligonal de acordo com o Comitê de Bainita da ISIJ

αq − Ferrita quase-poligonal de acordo com o Comitê de Bainita da ISIJ

αw − Ferrita widmanstatten de acordo com o Comitê de Bainita da ISIJ

− Taxa de deformação

γr – Austenita retida de acordo com o Comitê de Bainita da ISIJ

λ − Comprimento de onda do feixe de elétrons incidentes

θ− Partícula de cementita de acordo com o Comitê de Bainita da ISIJ θ’ − Ângulo de incidência do feixe de elétrons

σp – Tensão de pico

σs – Tensão de estado estacionário

RESUMO

ABSTRACT

1 INTRODUÇÃO

A pressão global pela questão ambiental aliada às razões de segurança e economia de combustível são as forças motoras para o crescente uso dos aços mais resistentes mecanicamente na indústria automotiva. Comparado a outros materiais como os metais leves (alumínio e magnésio), plásticos, cerâmicos e compósitos, os aços mais resistentes mecanicamente permitem, além da redução de peso da estrutura, as vantagens adicionais, tais como a possibilidade de se ter os processos de produção similares aos utilizados para os aços convencionais.

No processo de globalização, as montadorasde automóveis intensificaram a adoção das plataformas globais, em que se utiliza o mesmo projeto do automóvel em todo o mundo. No Brasil, de 2005 a 2010 foram produzidos 17 novas plataformas automotivas, sendo que para o período de 2010 a 2015, a previsão é de um crescimento de mais de 100%, produzindo 38 novas plataformas [1, 2].

Duas consequências dessa prática são: a demanda cada vez mais mandatória por produtores locais com capacidade para disponibilizar todos os aços utilizados, de forma a evitar a exposição das montadoras ao processo de importação; agilização da produção descentralizada no mundo dos diferentes modelos automotivos, elevando o peso de aço a ser demandado nos mercados locais.

Aliado a isso, as condições macroeconômicas no Brasil têm permitido previsões de crescimento da produção de automóveis, devendo atingir 6,6 milhões de automóveis em 2020, o que será o dobro da produção de 2010 (3,2 milhões) [1, 2].

Outro aspecto relevante no mercado automotivo brasileiro é a implantação da obrigatoriedade da aprovação das plataformas automotivas nos “crash tests”, sendo o teste frontal implantado em 2012 e o teste lateral a partir de 2014, o que demanda a elevação do uso dos aços de alta resistência mecânica, de forma a preservar a segurança dos passageiros [1, 2].

competitivo frente aos sucedâneos, na busca pela redução de peso do automóvel e elevação da segurança.

Adicionalmente, a adoção pelas montadoras da política de plataformas globais e a perspectiva de grande crescimento da produção de automóveis no Brasil, torna o mercado automotivo extremamente atraente, sendo o mercado foco da maioria das siderúrgicas brasileiras de aços planos.

Os aços laminados a quente têm sido amplamente utilizados na indústria automotiva em peças internas, em geral com característica estrutural. Assim, a redução da espessura mantendo ou elevando a resistência mecânica da peça tem sido uma busca contínua. O que é possível utilizando-se mecanismos de endurecimento dos aços.

A eficácia da utilização combinada desses mecanismos de endurecimento como a adição de mais de um elemento de liga, associada ao processamento termomecânico como a laminação controlada e o resfriamento forçado, tem permitido o desenvolvimento dos aços de alta resistência mecânica avançados, normalmente conhecidos como AHSS, do inglês “Advanced High Strength Steels”.

Os AHSS são competitivos no mercado automotivo, mas exigem um entendimento do comportamento destes ao longo do processamento termomecânico, para garantir a eficácia no controle da relação entre composição química, parâmetros do processo de produção e as propriedades mecânicas finais desejadas.

Entre os AHSS, os aços com estrutura controlada formada por uma combinação adequada de no mínimo três diferentes constituintes, têm conduzido a uma elevação na resistência mecânica, mantendo valores competitivos de dutilidade e conformabilidade, sendo chamados de aços multifásicos. A tenacidade à fratura e a resistência à fadiga são características também importantes para estes aços.

aumentem a resistência mecânica dos aços multifásicos, em relação aos aços ferrita-perlita, possibilitando a fabricação de peças com menor espessura.

Esquematicamente, pode-se apresentar conforme a Figura 1.1 a correlação da composição química e processamento termomecânico gerando a estrutura final, que por sua vez irá sustentar as propriedades finais.

Figura 1.1 – Desenho esquemático apresentando a correlação entre composição química, processamento termomecânico, estrutura e propriedades finais.

Pode ser encontrada extensa literatura explorando os efeitos isolados do Mo e Cr, assim como da ação concomitante do Mo ou Cr com o Nb, Ti e B, isoladamente ou de forma combinada.

No entanto, pouco tem se explorado da ação do Mo ou Cr juntamente com o V em aços multifásicos laminados a quente para autopeças.

Desta forma, este trabalho se propôs a estudar em uma primeira etapa o efeito das adições de Mo e Cr na estrutura e propriedades mecânicas de um aço C-Mn-V submetido ao processamento termomecânico em escala piloto.

IV Propriedades

Finais

III

Estrutura

Aço de Alta Resistência Mecânica para Aplicação Automotiva

Multiadições Ações sinérgicas

Multifásica Controlada

Resistência Mecânica

Conformabilidade ( Expansão de furo, etc.) Absorção de Impacto

Estratégias de deformação

e resfriamento II

Processamento Termomecânico

II

Processamento Termomecânico I

2 OBJETIVOS

- Avaliar os efeitos, em um aço C-Mn-V, de adições crescentes de Mo e Cr separadamente, nas transformações de fase e precipitação em resfriamento contínuo em diferentes taxas de resfriamento, levantando diagramas de transformação em resfriamento contínuo (TRC). Para tal, foram utilizados sete aços, sendo quatro ao Cr, dois ao Mo, além do aço C-Mn-V;

- Estudar o efeito de diferentes tamanhos de grãos austeníticos, nas transformações de fases e precipitação dos sete aços avaliados, utilizando dois diferentes ciclos térmicos em dilatometria;

- Avaliar a influência do Mo e do Cr em adições crescentes, separadamente, no comportamento da austenita em deformação a quente, utilizando ensaios de compressão em uma máquina Gleeble. Nesta avaliação, foram utilizadas as técnicas de diferenciação e regressão não-linear, comparando os resultados obtidos. Para tal, foram utilizados os mesmos aços empregados no levantamento dos diagramas TRC;

- Estudar, nos sete aços avaliados, o efeito da ação do Mo, assim como do Cr, em um aço C-Mn-V produzido via processamento termomecânico em escala piloto, de forma a contribuir no entendimento científico da estrutura obtida e seus impactos nas propriedades mecânicas de aços multifásicos com estrutura controlada produzidos em um laminador de tiras a quente;

3 REVISÃO BIBLIOGRÁFIA

3.1 Tratamento Termomecânico

Tratamento termomecânico é uma técnica de processamento que associa solicitações térmicas e mecânicas ao material, objetivando alterar suas propriedades e modificar a estrutura original.

Nos materiais metálicos e particularmente nos aços, o tratamento termomecânico visa eliminar a estrutura bruta de solidificação, melhorando suas propriedades mecânicas. Assim, o processamento termomecânico que se faz após o lingotamento do aço, acarreta uma estrutura tal, que confere maior dutilidade, resistência mecânica e tenacidade, comparativamente ao aço logo após a solidificação no lingotamento. A laminação a quente é um dos processos de conformação que mais tem utilizado o tratamento termomecânico [3].

Originariamente o processo de laminação a quente foi projetado apenas para dar forma geométrica ao produto, tendo o material que sofrer posteriores tratamentos térmicos [3]. No presente trabalho o tratamento termomecânico utilizado foi a laminação controlada.

A laminação controlada pode ser dividida, segundo Tanaka [4], basicamente nas seguintes etapas:

- Reaquecimento de placas a uma temperatura em que se obtém grãos de austenita os mais finos e uniformes possível;

- Laminação na região de recristalização da austenita, com sucessivos passes, para um refino do grão austenítico;

- Laminação na região de não recristalização da austenita, onde se obtém grãos austeníticos alongados;

- Laminação na região intercrítica (austenita + ferrita), para a deformação continuada da austenita e formação de subgrãos na ferrita;

- Resfriamento controlado para se otimizar o refinamento do grão ferrítico.

O estágio de conformação, portanto, se subdivide segundo este autor [4], em três etapas: 1- Deformação na região de recristalização da austenita;

Na Figura 3.1, pode ser observado que na etapa 1 os passes sucessivos de laminação refinam a austenita, e isso consequentemente conduz a um grão ferrítico pequeno. Porém ao se realizar a etapa 2, outros sítios de nucleação da ferrita são produzidos, como bandas de deformação e maclas de recozimento, onde a ferrita também se nucleia, tornando-a mais refinada. A etapa 3, deformará ainda mais a austenita já deformada na segunda etapa, além de deformar a ferrita. Com isso, haverá ferrita equiaxial bastante refinada e ferrita deformada e com subgrãos.

Neste trabalho foi utilizado um esquema de laminação que realizou passes de deformação somente na austenita, ou seja, nas regiões 1 e 2.

A laminação a quente convencional se difere fundamentalmente da laminação controlada, pelo fato dos passes de conformação ocorrerem somente na região de recristalização da austenita, chamada normalmente de etapa de desbaste. Com isso, a nucleação ocorre quase exclusivamente no contorno de grão, ao passo que no segundo processo, ela ocorre não só nos contornos de grão, mas também no interior, otimizando o refinamento do grão ferrítico [3, 5, 6].

Figura 3.1 – Ilustração esquemática dos três estágios da laminação controlada e das mudanças na estrutura com a deformação em cada estágio. Adaptado de [3].

Deformação T em pe ra tu ra , o C

1. Região de Recristalização

3. Região (γ + α) T_nr

A_r1 A_r3

2. Região de Não Recristalização

Bandas de Deformação

Grãos α Deformados

Subgrãos Grãos Equiaxiais

~1150o_C

Grãos γDeformados Deformação T em pe ra tu ra , o C

1. Região de Recristalização

3. Região (γ + α) T_nr

A_r1 A_r3

2. Região de Não Recristalização

Bandas de Deformação

Grãos α Deformados

Subgrãos Grãos Equiaxiais

~1150o_C

Grãos

3.1.1 Deformação da Austenita na Região de Recristalização

A laminação na primeira etapa, correspondente à de recristalização da austenita, visa um tamanho de grão austenítico pequeno, empregando altas reduções por passe, que refinam o grão recristalizado. Estas reduções devem ocorrer nas mais baixas temperaturas possíveis dessa região, para inibir o crescimento posterior dos grãos, que é um fenômeno facilitado pelo aumento da temperatura.

A recristalização é um dos principais mecanismos de restauração que ocorrem nos processamentos a quente, além da recuperação [7].

Os mecanismos de restauração em processamentos a quente são aqueles que ocorrem com a aniquilação de defeitos cristalinos pontuais e discordâncias, além de organização de discordâncias, para que a estrutura do material atinja um estado de menor energia.

Estes mecanismos podem ser dinâmicos, quando ocorrem concomitantes à deformação; ou estáticos, quando ocorrem na ausência de deformação. Pode também ocorrer para o caso da recristalização o processo metadinâmico, que acontece na ausência de deformação, porém diferenciando da estática por não exigir um tempo de incubação [7, 8]. Este processo metadinâmico será explicado posteriormente.

A recuperação é um mecanismo de restauração, onde há a eliminação de defeitos cristalinos pontuais em larga escala, uma organização das discordâncias, com eliminação de pequena quantidade deste defeito. Não ocorre modificação da estrutura, porém há uma redução da energia do sistema [7].

Este mecanismo é facilitado em materiais que possuem alta energia de falha de empilhamento, pois nestes casos a organização de discordâncias com a utilização de movimentos não conservativos como a escalagem e o deslizamento cruzado é favorecida, como é o caso da ferrita, que possui estrutura cúbica de corpo centrado [3, 8, 9]. Por ser um mecanismo de restauração, como foi mencionado, a recuperação pode ser estática ou dinâmica.

aumenta a densidade de discordâncias. O aumento da temperatura também otimiza esse processo, uma vez que facilita a movimentação das discordâncias utilizando movimentos termicamente ativados.

Na recuperação dinâmica, a taxa de geração de defeitos cristalinos por causa da deformação e a taxa de eliminação desses defeitos pela recuperação se tornam muito próximas, podendo ser atingido um estado estacionário, onde há uma estabilização da tensão necessária para continuidade da deformação do material.

A recristalização consiste na nucleação e crescimento de novos grãos livres de deformação na matriz encruada e se dá principalmente por movimentação de contornos de grão e arranjo de subcontornos [3, 7].

A formação desses núcleos ocorre normalmente em regiões mais deformadas, em geral contornos de grão e pontos triplos de encontro de contornos de grão. A força motriz para este processo é a diferença de densidade de defeitos cristalinos, principalmente discordâncias entre o interior do núcleo e o restante do material.

A recristalização estática ocorre somente se o material sofrer uma quantidade mínima de deformação, conhecida como deformação crítica para a recristalização (ee), necessitando além disso, de um tempo de incubação que varia de forma inversa à pré-deformação dada, à taxa de deformação e à temperatura do material.

Já a recristalização dinâmica só ocorre após atingir uma quantidade de deformação mínima (ec). A Figura 3.2 apresenta três comportamentos que podem ser observados na curva tensão-deformação: uma quando ocorre encruamento, uma a recuperação dinâmica e outra em que há a recristalização dinâmica.

nível de deformação, é obtido um balanço entre encruamento e amaciamento, se estabelecendo um estado estacionário [11-14].

Figura 3.2 − Desenho esquemático do gráfico tensão-deformação apresentando o encruamento, a recuperação dinâmica e a recristalização dinâmica. Adaptado de [10].

Vale salientar que ec é dependente da temperatura e da taxa de deformação. Esta dependência, para taxas de deformação existentes em um processo de laminação, ocorre de forma inversa à temperatura e de forma direta à taxa de deformação. Isso porque, com a queda da temperatura, a movimentação das discordâncias é dificultada; e o aumento da taxa de deformação faz com que a velocidade de criação de discordâncias aumente em relação à velocidade do processo de recuperação. Com isso, aumenta a necessidade de recuperação dinâmica que antecede a recristalização dinâmica, fazendo com que ec se eleve [7, 15, 16].

Como as linhas de laminação de tiras a quente atingem taxas de deformação da ordem de 10s-1 no desbaste e 100s-1 no acabamento, o valor de ec fica muito alto, sendo difícil a ocorrência da recristalização dinâmica no acabamento, sendo mais provável ocorrer no desbaste.

Em geral, a recristalização dinâmica ocorre pela formação de colares sucessivos, quando a nucleação dos novos grãos ocorre dos contornos de grão para o interior do grão original, causando forte refino de grão, conforme Figura 3.3. A elevação da energia livre devido aos novos contornos de grão é compensada pela redução dos defeitos cristalinos. Vale salientar que quando um “colar” é formado, o mesmo para de crescer porque o material está sendo

Encruamento _{Recuperação} Dinâmica

Recristalização Dinâmica

ε σ

ε_p

Encruamento _{Recuperação} Dinâmica

Recristalização Dinâmica

ε σ

ε_p

Encruamento _{Recuperação} Dinâmica

Recristalização Dinâmica

ε σ

ε_p

Encruamento _{Recuperação} Dinâmica

Recristalização Dinâmica

ε σ

continuamente deformado, fazendo com que o potencial termodinâmico vá sendo igualado com o restante da matriz deformada através das discordâncias geradas, o que ocasiona forte refino de grão [10, 17].

Figura 3.3 – Ilustração esquemática da evolução da recristalização dinâmica [17].

Considerando o efeito dos elementos de liga, de um modo geral, os mesmos impactam na recristalização dinâmica em função do efeito de arraste soluto, distorcendo a rede cristalina, por terem diâmetro atômico diferente do ferro e formando atmosferas de soluto junto às discordâncias e contornos de grão, o que dificulta a movimentação dos mesmos, além de reduzir a energia de falha de empilhamento, o que também reduz a mobilidade das discordâncias. Como consequência, há uma elevação da tensão de escoamento [11, 17-37].

A menor mobilidade das discordâncias pode ser um fator que acumule mais energia no sistema, favorecendo a recristalização dinâmica. No entanto, a menor mobilidade dos contornos de grão concorre para dificultar a recristalização dinâmica, seja aumentando a temperatura para início da mesma, seja elevando a tensão do estado estacionário, σs.

Yamamoto et al. [31] estudaram o efeito da presença de diversos elementos de liga quando em solução sólida e concluíram que o impacto no retardo da recristalização ocorre em ordem crescente conforme a seguir: Ni, Cr, Mn, V, Mo, Ti, Nb.

concluíram que a adição de 0,3% Mo teria o efeito comparável às adições típicas dos elementos microligantes isoladamente.

Roucoules [17] estudou o aço 0,63C-1,2Mn-0,22Si com 0,18Mo-0,02Ti; 0,039Nb-0,02Ti ou com 0,16% Ti e identificou que nos níveis utilizados, o efeito do Ti no aço 3 foi o que mais atrasou a recristalização dinâmica, seguido dos aços 1 e 2 pelos efeitos do Mo e Nb, respectivamente.

Há publicações adicionais [39-49] evidenciando a efetividade dos elementos de liga no retardo da recristalização dinâmica, colocando o Nb e Ti com efeitos mais intensos, pela ação adicional da precipitação, além do Mo, em função possuir alta diferença de diâmetro atômico em relação ao ferro, 15%.

Caso a deformação seja interrompida no estágio de recristalização dinâmica, não conseguindo encruar os grãos recristalizados que foram nucleados, estes terão capacidade de crescer em condições estáticas, logo após o término da deformação. Os contornos de grãos recristalizados que possuírem uma diferença muito grande de densidade de defeitos cristalinos em cada lado, tendem a migrar no sentido do grão mais encruado. Com isso, chega-se à recristalização metadinâmica, que possui como particularidade mais importante a ausência de período de incubação.

A influência dos processos de recuperação estática, recristalização tanto estática como metadinâmica no amaciamento pós-deformação, depende do grau de deformação, o que pode ser visto esquematicamente na Figura 3.4. Neste esquema, ee é o grau crítico da deformação a quente necessário para o início de recristalização estática, ec é a deformação no momento de início da recristalização dinâmica e ey é a deformação onde há estabilização da tensão necessária para a continuação do processo de deformação. Essa estabilização é chamada de estado estacionário, uma vez que a deformação prossegue em um mesmo valor de tensão do mesmo.

a elevação do grau de deformação, trecho de b a c na Figura 3.4. Para deformações maiores que ey, todo o amaciamento pós-deformação é garantido pela recuperação estática e pela recristalização metadinâmica. A influência da recuperação estática no amaciamento pós-deformação geralmente não ultrapassa 50% [15].

Figura 3.4 – Esquema da influência do grau de deformação a quente na fração de amaciamento após deformação, sob a ação da recuperação, recristalização estática e recristalização metadinâmica. Adaptado de [15].

Ainda em relação à recristalização da austenita, a Figura 3.5 mostra que o tamanho de grão decresce rapidamente com o aumento da quantidade total de redução. Porém a partir de cerca de 50% de redução, pode ser observado que começa a ocorrer saturação do processo, com pouca diminuição no tamanho de grão.

Esse resultado foi obtido por Cuddy et al. [50] que examinaram a mudança de tamanho de grão austenítico causada por um esquema de laminação fixo aplicados a pares de amostras de aço, que foram reaquecidas em duas temperaturas diferentes, 1120 e 1250oC, para se produzir grandes diferenças de tamanho de grão austenítico inicial.

O esquema de laminação foi de 70% de redução total em 10 passes, em temperaturas acima da temperatura de não recristalização da austenita. Os resultados mostraram que para tamanhos de grão iniciais entre 53 e 325µm, foi atingida uma estreita faixa entre 43 e 53µm para diferentes

e

e

e

e

Grau de Deformação, e

G ra u de a m ac ia m en to , % Recristalização Metadinâmica Recuperação Estática 100 50 0

e_e e_c e _x e _y

Recristalização Estática d c b a

e

e

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e

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e

e

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Grau de Deformação, e

G ra u de a m ac ia m en to , % Recristalização Metadinâmica Recuperação Estática 100 50 0

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