UNIVERSIDADE TECNOLÓGICA FEDERAL DO PARANÁ
PR
UNIVERSIDADE TECNOLÓGICA FEDERAL DO PARANÁ CAMPUS DE CURITIBA
DEPARTAMENTO DE PESQUISA E PÓS-GRADUAÇÃO PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA MECÂNICA
E DE MATERIAIS - PPGEM
ADRIANO ROGÉRIO KANTOVISCKI
CARACTERIZAÇÃO MECÂNICA E MICROESTRUTURAL
DE AÇOS DE ALTA RESISTÊNCIA E BAIXA LIGA
TRIP 800
CURITIBA AGOSTO/2005
ADRIANO ROGÉRIO KANTOVISCKI
CARACTERIZAÇÃO MECÂNICA E MICROESTRUTURAL DE
AÇOS DE ALTA RESISTÊNCIA E BAIXA LIGA
TRIP 800
Dissertação apresentada como requisito parcial à obtenção do título de Mestre em Engenharia, do Programa de Pós-Graduação em Engenharia Mecânica e de Materiais, Área de Concentração em Engenharia de Materiais, do Departamento de Pesquisa e Pós-Graduação, do Campus de Curitiba, da UTFPR.
Orientador: Prof. Paulo César Borges, Doutor
CURITIBA AGOSTO/2005
TERMO DE APROVAÇÃO
ADRIANO ROGÉRIO KANTOVISCKI
CARACTERIZAÇÃO MECÂNICA E MICROESTRUTURAL DE
AÇOS DE ALTA RESISTÊNCIA E BAIXA LIGA
TRIP 800
Esta Dissertação foi julgada para a obtenção do título de mestre em engenharia, área de concentração em engenharia de materiais, e aprovada em sua forma final pelo Programa de Pós-graduação em Engenharia Mecânica e de Materiais.
_________________________________ Prof. Silvio Luiz de Mello Junqueira, Ph.D
Coordenador de Curso
Banca Examinadora
__________________________________ __________________________________
Prof. Paulo César Borges , Doutor Prof. Carlos M. G. da Silva Cruz, Doutor
(UTFPR) (UTFPR)
__________________________________ __________________________________
Prof. Antonio Eduardo Martinelli, Ph.D. Prof. Carlos Henrique da Silva, Doutor
(UFRN) (UTFPR)
Dedico ao futuro e ao sucesso do Brasil e também à minha família.
AGRADECIMENTOS
Os meus sinceros agradecimentos à UTFPR pela possibilidade de desenvolver o trabalho nas suas dependências e ao meu grande mestre, orientador e sincero amigo, Prof. Dr. Eng. Paulo César Borges, pelos ensinamentos, direcionamentos, discussões e comentários a respeito dos trabalhos realizados.
Gostaria de agradecer à minha esposa, Andréia Lara Lopatko Kantoviscki e à minha filha Allana Lopatko Kantoviscki, pela paciência pelas muitas horas que deixei de lhes dedicar a devida atenção para dedicar-me a este trabalho.
Aos meus pais, Plácido Rogério Kantoviscki e Edite Kantoviscki, pelos ensinamentos constantes a respeito da garra e da vontade de crescer como ser humano.
Ao meu irmão, Douglas Kantoviscki, o maior incentivador de minha vida pessoal e profissional.
A CSN – Companhia Siderúrgica Nacional e aos seus técnicos do Centro de Pesquisas pela ajuda na execução dos ensaios.
Ao Engenheiro Ricardo de Melo Brito pelo apoio, orientação e exemplo tanto no campo pessoal como profissional.
Aos técnicos da área de Qualidade da GalvaSud S.A., em especial ao Sr. João José de Moraes, que em nenhum momento mediram esforços para me ajudar na execução dos ensaios e no transporte de amostras ao Centro de Pesquisas da CSN.
A TKS – Thyssen Krupp Stahl – Alemanha e seus Engenheiros pela doação das amostras e pela dicas e informações técnicas fornecidas.
A BOSCH – Unidade de Curitiba pela realização dos ensaios de Raio-X. A CAPES/PROCAD pelo financiamento parcial deste trabalho.
E a todas as outras pessoas, amigos e professores que me incentivaram e ajudaram na conclusão desta etapa.
“O teu espírito é o verdadeiro escudo” Morihei Ueshiba
KANTOVISCKI, Adriano Rogério, Caracterização Mecânica e Microestrutural de
Aços de Alta Resistência e Baixa Liga TRIP 800, 2005, Dissertação (Mestrado em
Engenharia) - Programa de Pós-graduação em Engenharia Mecânica e de Materiais, Universidade Tecnológica Federal do Paraná, Curitiba, 2005.
RESUMO
O principal material empregado na fabricação de carrocerias automobilísticas é o aço aplicado na sua forma plana (chapas de aço). Em geral, quando é necessário o aumento de segurança e de desempenho em praticamente qualquer parte de um veículo sendo ele de qualquer natureza, utilizam-se aços especiais de alta resistência. Atualmente a aplicação dos aços de alta resistência na indústria automobilística está centrada nos aços DP (Dual Phase), nos aços TRIP (Transformation Induced Plasticity) e nos aços CP (Complex Phase), sendo os aços TRIP o objeto de estudo deste trabalho. A tecnologia para a produção destes materiais tem sido incrementada a cada dia, com melhores técnicas de processamento tais como: refinamentos microestruturais, laminação e recozimento contínuo controlado, tratamentos a vácuo, entre outros. Como resultado, a qualidade e a aplicabilidade destes novos materiais estão sendo incrementadas grandemente, sendo que a aplicabilidade destes aços pode ser ampliada para várias partes dos veículos com conseqüente diminuição de peso, sem mudanças significativas em custos estruturais. O objetivo deste trabalho foi caracterizar mecanicamente o aço de alta resistência TRIP 800, descrevendo suas mudanças microestruturais decorrentes do processo de deformação por estiramento uniaxial através de análises por microscopia óptica microscopia eletrônica de varredura e difração de raios-X. Este estudo enfatizou o fenômeno envolvido na transformação martensítica que ocorre no material com a aplicação de deformações visando melhor entendimento dos mecanismos de endurecimento envolvidos neste fenômeno, relacionando suas peculiaridades com a estabilidade da austenita residual e com a capacidade de conformação do material. A caracterização mecânica foi realizada através de ensaios de tração e a caracterização microestrutural foi realizada Microscopia Óptica, Microscopia Eletrônica de Varredura e Difração de Raios-X.
Os resultados obtidos de propriedades mecânicas e da caracterização microestrutural via Raios-X estão de acordo com as literaturas consultadas. Os resultados de caracterização microestrutural via Microscopia Óptica e Microscopia Eletrônica de Varredura não foram considerados satisfatórios em termos da confiabilidade dos resultados obtidos pela dificuldade na avaliação das microestruturas e na obtenção de uma solução adequada de ataque para a revelação das fases presentes. Neste trabalho, a difração de Raios-X se mostrou o método mais adequado para a caracterização metalúrgica das fases presentes antes e após a deformação aplicada no aço TRIP 800.
ABSTRACT
The main material used in the manufacture of automotive vehicle bodies are the plates of steel. In general, when it´s necessary an increasement of security and of performance in practically any part of the vehicle, of any nature, it is used especial steels of high resistance. Currently, the application of high resistance steel on the automotive industries is centered on DP steels (Dual Phase), TRIP steels (Transformation Induced Plasticity) and CP steels (Complex Phase), considering that the TRIP steels are the objects of study in this assignment. The technology for the production of these materials have been developed each day, with the bests processing techniques, such as: microstructural refinements, lamination and continuous and controlled annealing, vaccuum treatments, and so on. As a result, the quality and applicability of these new materials are being greatly developed; and this applicability can be amplified for several parts of the vehicles with a consequent reduction of weight, without significant changes in structural costs. The objective of this assignment was to mechanically characterize the high resistance steel TRIP 800, describing your microstructural changes resulted from the process of deformation by uniaxial strenght test, by optical microscopy analysis, scanning electron microscopy and rays-X diffraction. The Rays-X diffraction was the method more efficcient to do the methallurgycal characterization of the mycroestructural phases presents below and after the elongation applied in the TRIP 800 Steel.
SUMÁRIO
AGRADECIMENTOS... iv
RESUMO... vi
ABSTRACT... viii
LISTA DE FIGURAS... xi
LISTA DE TABELAS... xiv
LISTA DE SIMBOLOS, ABREVIATURAS E SIGLAS... xv
1. INTRODUÇÃO... 1
1.1 Premissas do Comportamento Mecânico dos Aços... 1
1.2 Aços para a Indústria Automobilística ... 1
1.3 Aços TRIP – Introdução ... 3
2. AÇOS TRIP ... 5
2.1 Aspectos Metalúrgicos – Processamento ... 5
2.2 A Influência dos Elementos de Liga no Processamento... 9
2.2.1 O Efeito do Carbono ... 10 2.2.2 O Efeito do Manganês... 10 2.2.3 O Efeito do Fósforo ... 10 2.2.4 O Efeito do Silício ..……….. 11 2.2.5 O Efeito do Alumínio ... 11 2.2.6 O Efeito do Nióbio... 12 2.3 Aspectos Microestruturais ... 12 2.4 Comportamento Mecânico... 16
3.1 Ensaio de Tração... 20 4. METODOLOGIA EXPERIMENTAL... 25 4.1 Composição Química ... 25 4.2 Caracterização Mecânica... 26 4.3 Caracterização Microestrutural ... 27 4.3.1 Microscopia Óptica... 27 4.3.2 Difração de Raios-X... 28 5. RESULTADOS E DISCUSSÕES... 30 5.1 Composição Química... 30 5.2 Caracterização Mecânica ... 31
5.2.1 Propriedades Intrínsecas e para Conformação – Fase 1... 31
5.2.2 Repetibilidade de Resultados Gerados pela Instron – Fase 2... 34
5.2.3 Ensaios para a Quantificação da Austenita Retida – Fase 3... 35
5.3 Caracterização Microestrutural... 37 5.3.1 Microscopia Óptica... 37 5.3.2 Difração de Raios-X... 42 6. CONCLUSÕES... 51 7. TRABALHOS FUTUROS... 53 REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS... 55 ANEXO 1... 62
LISTA DE FIGURAS
Figura 1 - Fatores que influenciam o processo de fabricação de peças conformadas... 2 Figura 2 - Perfil tempo x temperatura típico de um aço TRIP laminado a quente.... 5 Figura 3 - Esquema de resfriamento controlado para aços Dual Phase e TRIP
propostos por BLECK, 2002... 6 Figura 4 - Diagrama Geral de Processamento dos Aços Dual Phase e Aços TRIP
(Editado de BLECK, 2002)... 6 Figura 5 - Esquema de recozimento intercrítico aplicável a aços TRIP laminados
a frio proposto por BLECK , 2002... 8 Figura 6 - Efeitos dos principais elementos de liga no processamento de Aços
TRIP... 9 Figura 7 - Esquema que mostra a mudança de nucleação da martensita assistida
por tensão para induzida por deformação, dependendo da temperatura e da tensão... 14 Figura 8 - Representação esquemática da transformação martensítica em função
da aplicação de esforços triaxiais, durante um ensaio de tração... 15 Figura 9 - Relação entre alongamento total e limite de escoamento de várias
categorias de materiais de alta resistência amplamente utilizados na estrutura dos automóveis modernos, comprando com aços inoxidáveis de alta resistência... 16 Figura 10 - Influência da taxa de resfriamento na fração de austenita retida e no
limite de resistência para um aço TRIP 700... 17 Figura 11 - Resistência à tensão, alongamento e fração de austenita versus
tempo de solubilização até 400 °C... 18
Figura 12-Relação entre Tensão, porcentagem de alongamento e porcentagem
de austenita retida residual para um aço TRIP 800... 18 Figura 13-Geometria do corpo de prova para ensaio de tração... 20 Figura 14 - Curva tensão – deformação reais de um material que obedece a lei
de encruamento exponencial, (a) em escala normal e (b) em escala log-log... 21 Figura 15 - Definições de anisotropia normal e planar... 24
Figura 16 - Etapas de caracterização e avaliação do aço TRIP 800... 25
Figura 17 - Esquema demonstrativo da região do corpo de prova da qual foram retiradas amostras para a avaliação microestrutural... 27
Figura 18 - Evolução do coeficiente de encruamento n em função da deformação verdadeira... 33
Figura 19- Diagrama Tensão x Deformação Amostra 1 - 90° com o sentido de laminação... 34 Figura 20 - Diagrama Tensão x Deformação Amostra 2 - 90° com o sentido de laminação... 34
Figura 21 - Diagrama Tensão x Deformação Amostra 3 - 90° com o sentido de laminação... 35
Figura 22 - Diagrama Tensão x Deformação Amostra 4 - 90° com o sentido de laminação... 35
Figura 23 - Diagrama Tensão x Deformação Amostra 6% - 90° com o sentido de laminação... 36
Figura 24 - Diagrama Tensão x Deformação Amostra 12% - 90° com o sentido de laminação... 36
Figura 25 - Diagrama Tensão x Deformação Amostra 18% - 90° com o sentido de laminação... 36
Figura 26 - Microestrutura Aço TRIP 800 – 0% de estiramento... 37
Figura 27 - Microestrutura Aço TRIP 800 – 6% de estiramento... 38
Figura 28 - Microestrutura Aço TRIP 800 – 12% de estiramento... 38
Figura 29 - Microestrutura Aço TRIP 800 – 18% de estiramento... 38
Figura 30 - Microestrutura esquemática – Aço TRIP 800... 39
Figura 31 - Modelo de distribuição de Ferrita e Austenita... 40
Figura 32 - Microestrutura em MEV – Aumento 5000 X - Aço TRIP 800 – 0% de Estiramento... 41
Figura 33 - Microestrutura em MEV – Aumento 5000 X - Aço TRIP 800 – 6% de Estiramento... 41
Figura 34 - Microestrutura em MEV – Aumento 5000 X - Aço TRIP 800 – 12% de Estiramento... 42
Figura 35 - Microestrutura em MEV – Aumento 5000 X - Aço TRIP 800 – 18% de Estiramento... 42 Figura 36 - Difratograma típico de um aço multifásico TRIP 800... 43 Figura 37 - Região Espectral 2θ = 78.34° para amostra deformada em 0%
(Gama)... 44 Figura 38 - Região Espectral 2θ = 105.68° para amostra deformada em 0% (Alfa) 44 Figura 39 - Região Espectral 2θ = 127.33° para amostra deformada em 0%
(Gama)... 45 Figura 40 - Região Espectral 2θ = 78.44° para amostra deformada em 6%
(Gama)... 45 Figura 41 - Região Espectral 2θ = 105.78° para amostra deformada em 6% (Alfa) 46 Figura 42 - Região Espectral 2θ = 127.48° para amostra deformada em 6%
(Gama)... 46 Figura 43 - Região Espectral 2θ = 77.98° para amostra deformada em 12%
(Gama)... 47 Figura 44 - Região Espectral 2θ = 105.26° para amostra deformada em 12%
(Alfa) 47
Figura 45 - Região Espectral 2θ = 127.14° para amostra deformada em 12% (Gama) ... 47 Figura 46 - Região Espectral 2θ = 78.08° para amostra deformada em 18%
(Gama)... 48 Figura 47 - Região Espectral 2θ = 105.43° para amostra deformada em 18%
(Alfa) 48
Figura 48 - Região Espectral 2θ = 127.27° para amostra deformada em 18% (Gama)... 49 Figura 49 - Gráfico - Relação entre Tensão de Resistência x Deformação x
LISTA DE TABELAS
Tabela 1 – Composições químicas típicas de vários tipos de aço TRIP... 9 Tabela 2 – Propriedades mecânicas de vários tipos de Aço TRIP segundo a THYSSEN... 19 Tabela 3: Soluções, concentrações e tempo de ataque para Aços TRIP... 28 Tabela 4: Composição química do aço TRIP 800 avaliado... 30 Tabela 5: Propriedades mecânicas do aço TRIP 800 – Ângulo 0° com relação ao sentido de laminação... 32
Tabela 6: Propriedades mecânicas do aço TRIP 800 – Ângulo 45° com relação
ao sentido de laminação... 32
Tabela 7: Propriedades mecânicas do aço TRIP 800 – Ângulo 90° com relação
ao sentido de laminação... 32 Tabela 8: Propriedades mecânicas do aço TRIP 800 avaliado – Fase 1 - Valores Médios de Três Ensaios... 32 Tabela 9: Propriedades mecânicas do aço TRIP 800 avaliado – Fase 2... 34 Tabela 10: Propriedades mecânicas do aço TRIP 800 – Fase 3... 35 Tabela 11: Resultado da análise espectral – Aço TRIP 800 – 0% de deformação.. 44 Tabela 12: Resultado da análise espectral – Aço TRIP 800 – 6% de deformação.. 45
Tabela 13: Resultado da análise espectral – Aço TRIP 800 – 12% de deformação 46
Tabela 14: Resultado da análise espectral – Aço TRIP 800 – 18% de deformação 48
Tabela 15: Valores de distância interplanar (d) e parâmetro de rede para a Martensita de acordo com seus teores de carbono... 62 Tabela 16: Valores de distância interplanar (d) para a austenita... 63
LISTA DE SIMBOLOS, ABREVIATURAS E SIGLAS ABNT – Associação Brasileira de Normas Técnicas
ARBL – Alta Resistência e Baixa Liga BH – Efeito / aço “bake hardening” CAL – Continuous annealing line
CAPL – Continuous annealing and processing line CP – Aços “Complex Phase”
d – Distância Interplanar
JCPDS – Joint Commitee on Powder Diffraction Standards LE – Limite de Escoamento LR – Limite de Resistência % AL – Porcentagem de Alongamento Ms – Transformação martensítica n – Expoente de encruamento PM – “partial martensitic” r – Coeficiente de anisotropia
tICA – Tempo de permanência na temperatura intercrítica TICA – Temperatura Intercrítica
TMS – Aços martensíticos Thyssen Tsol – Temperatura de solubilização
TRIP – Aços com efeito “transformation induced plasticity”
1.0 INTRODUÇÃO
1.1 PREMISSAS DO COMPORTAMENTO MECÂNICO DOS AÇOS
Já é classicamente conhecido em metalurgia que o aumento do Limite de Resistência e do Limite de Escoamento fazem diminuir a porcentagem de alongamento uniforme (ZACKAY, et al. 1967), sendo que o alongamento uniforme é uma grandeza que possui grande importância nas aplicações de conformação, tais como em componentes automotivos estampados. Sabe-se também que a taxa de endurecimento ou encruamento produzida pelas interações das discordâncias é inadequada para compensar o aumento de tensão na região de estricção sendo que outros mecanismos já estão sendo discutidos com respeito a este tema na comunidade científica especializada em metalurgia. Este encruamento ou endurecimento gera por conseqüência um menor alongamento antes da região de estricção e um alto expoente ou coeficiente de encruamento, n, quando se avaliam corpos ensaiados em ensaios de tração. Uma maior interação das discordâncias pode também ser produzida com a aplicação de uma deformação plástica com o objetivo de aumentar a tensão de escoamento (PARISH, 2000).
Transformações de fase também podem ocorrer durante a deformação plástica, tomando-se como exemplo a transformação de austenita em martensita quando se aplicam deformações com valores suficientes para provocar este efeito (austenita em aços austeníticos metaestáveis ou austenita retida em aços multifásicos) aumentado assim o encruamento localizado. Este processo pode também gerar ganhos no alongamento total e aumentos de ductibilidade e conformabilidade, sem grandes diminuições de resistência mecânica, devido a alterações volumétricas ocorridas como resultado destas transformações de fase. (PARISH, 2000).
1.2 AÇOS PARA A INDÚSTRIA AUTOMOBILÍSTICA
Um dos paradigmas atuais da ciência dos materiais é a tentativa do aumento de resistência mecânica do aço sem prejudicar a sua capacidade de deformação nos processos de conformação mecânica. As chapas de aço utilizadas na indústria
automobilísticas em geral requerem boa resistência mecânica e boa capacidade de conformação (SCHEID et al , 2003).
Além das propriedades relacionadas dos materiais citadas acima, existem outros fatores que influenciam no processo de fabricação e nas propriedades dos materiais usados para a fabricação de carrocerias e que estão elucidados no diagrama da Figura 1.
Os desenvolvimentos mais modernos das empresas siderúrgicas para a obtenção de boas características metalúrgicas são a utilização rotineira dos seguintes processos (HOUBAERT et al. 2000):
• Recozimento contínuo, tipo CAL (¨continuous annealing line¨): A tira endurecida pela laminação a frio passa por um processo de recozimento contínuo através de diferentes zonas de aquecimento e resfriamento, com velocidades que variam entre 60 a 120 m/min.
Chapa de
Aço
PROPRIEDADES INTERNAS Ângulo de corte Microestrutura Folga de corte Estabilidade Controle Tipo de aço Folga Raios Superfície Ajuste Compensadore s Projeto Seqüência de conformação Encruamento Anisotropia Pureza Microestrutura Estiramento Embutimento Flambagem Rugosidade Abrasividade Revestimento Temperatura FERRAMENTA COMPONENTES GEOMÉTRICOS Desenho de Raios EQUIPAMENTOS MECÂNICOS Envelhecimento Lubrificação SUPERFÍCIE DA CHAPA CONFORMAÇÃO PLÁSTICA RESISTÊNCIA Retorno Elástico ESPESSURA Dobramento Resistência ao Impacto Atrito Profundidade de Estampagem FERRAMENTA DE CORTE Profundidade de DurezaFigura 1: Fatores que influenciam o processo de fabricação
• Recozimento contínuo, tipo CAPL (¨continuous annealing and processing line¨): Neste caso se incluem outros processamentos além do recozimento, como por exemplo, a decapagem e/ou laminação de encruamento (¨skin-pass¨ ou
¨temper-rolling¨).
• Metalurgia em vácuo: Permite reduzir a quantidade de elementos intersticiais, como o carbono e o nitrogênio e obter aços mais puros, reduzindo assim a quantidade de inclusões e carbonetos formados.
A grande maioria das partes que compõem uma carroceria automotiva e que colaboram no aumento da segurança e no alto desempenho são feitas de aços especiais de alta resistência. A elaboração destes aços é complexa e necessita de várias etapas, sendo que algumas destas etapas já foram citadas acima (LAGNEBORG, 1992).
Nos anos 70, os aços microligados seguidos dos aços ligados com fósforo marcaram o início destes novos desenvolvimentos (FLORES et al, 1998). Na década de 80 surgem os aços Dual Phase (DP), "Bake-Hardenig Steels" (BH) e os aços IF (Intersticial-Free – Livre de Intersticiais - Ultra Baixo Carbono) (HOUBAERT et al , 1996). Nos anos 90 surgiram os aços que apresentam a transformação induzida por deformação (TRIP), objeto deste estudo. Mais recentemente surgiram os aços com ultra-alta resistência como os aços CP (Complex Phase) e os aços TMS (Thyssen
Martensitic Steels). (HOUBAERT, 1996).
1.3 AÇOS TRIP – INTRODUÇÃO
ZACKAY et al. (1967), criaram o termo “TRIP’ quando estavam trabalhando com aços de alta liga austeníticos. Depois, os aços TRIP foram estudados mais detalhadamente por MATSUMURA et al. (1987). Através do estudo de processamento de vários aços, eles observaram que alta resistência e boa conformabilidade podem ser obtidas com a transformação de austenita para martensita quando esta transformação for induzida por uma deformação aplicada no material.
Mais atualmente o termo “Aços TRIP” está sendo usado para designar os aços multifásicos que contém uma pequena fração volumétrica de austenita retida (entre 5% e 15% ,dependendo do histórico de processamento termomecânico e da composição química do aço) em uma matriz ferrita-bainita. A austenita aumenta a
ductilidade do material pela sua transformação para martensita após deformação (BLECK, 2002)
Estes aços apresentam melhor relação entre resistência e ductilidade quando comparados com os aços microligados de alta resistência, resultante da microestrutura formada no final do processo de recozimento contínuo: uma matriz ferrítica dúctil, uma fase bainítica dura e austenita retida residual. Esta austenita é transformada em martensita quando uma deformação considerável é aplicada no material (processo de conformação plástica, por exemplo). Este fenômeno induz a um aumento de volume de martensita no material e aumento da ductilidade do material na direção da tensão provocando o chamado “Efeito TRIP” (CORNETTE, et
al . 2001). Este tema será tratado com mais detalhes nas seções subseqüentes.
Estes aços são de grande interesse para a indústria automotiva pelo seu potencial de combinação de alta resistência e boa conformabilidade aliados a um preço competitivo. A alta resistência influencia diretamente nos resultados dos testes de Crash e redução de peso da carroceria. Os estudos destes aços demonstram também que ele apresenta boa conformabilidade e possui grande potencial de aplicação em peças de conformação mais severas tais como as de estampagem profunda (ROMANO et al, 2000).
Neste trabalho realizou-se um estudo a respeito das propriedades mecânicas e dos mecanismos microestruturais de endurecimento do aço TRIP 800 fabricado pela Thyssen Krupp - Alemanha. Este estudo enfatizou o fenômeno envolvido na transformação martensítica que ocorre no material com a aplicação de deformações visando melhor entendimento dos mecanismos de endurecimento envolvidos neste fenômeno, relacionando suas peculiaridades com a estabilidade da austenita residual e com a capacidade de conformação do material. A caracterização mecânica foi realizada através de ensaios de tração. A caracterização microestrutural foi realizada através de Microscopia Óptica, Microscopia Eletrônica de Varredura e Difração de Raios-X.
2.0 AÇOS TRIP
2.1 ASPECTOS METALÚRGICOS – PROCESSAMENTO
O desenvolvimento recente dos aços TRIP mostra que muitas das propriedades mecânicas apresentadas por este material são dependentes em primeira análise da estabilidade de algumas fases residuais presentes em sua microestrutura. Os aços TRIP modernos são produzidos basicamente de duas maneiras: laminados a quente e/ou laminados a frio e recozidos. A Figura 2 mostra um diagrama que demonstra o perfil de tempo x temperatura típica de um aço TRIP laminado a quente.
Primeiramente as placas são aquecidas e mantidas por tempo suficiente para que ocorra a homogeneização numa temperatura de austenitização (Tγ), seguido de decapagem e aplicação de deformações de laminação em temperaturas decrescentes. Em seguida, o material é recozido numa temperatura intercrítica (TICA) onde A1 <TICA <A3, durante um tempo denominado tICA, sendo A1 e A3 os limites inferior e superior de temperatura intercrítica respectivamente. Depois realiza-se um resfriamento rápido até uma temperatura para a transformação isotérmica da Bainita denominada TIBT onde TIBT ~300-500°C sendo MS <TIBT << A1. Durante o resfriamento rápido desde a temperatura intercrítica TICA para a temperatura de
Tempo T em pe ra tu ra (° C ) tICA tIBT Laminação TIBT A1 TICA A3 Tγ
Figura 2: Perfil tempo x temperatura típico de um aço TRIP laminado a quente (Editado de ENGL et al . 1998)
transformação isotérmica da Bainita TIBT é esperado que uma certa porcentagem da austenita se transforme em ferrita. O material é então bobinado quando se aproxima da temperatura de transformação isotérmica da Bainita TIBT, permanecendo num estado isotérmico ou quase isotérmico durante algum tempo. A Figura 3 (BLECK, 2002) mostra um esquema de resfriamento proposto para a produção de tiras a quente de aços TRIP, onde se compara com um esquema estabelecido para a produção de aços Dual Phase.
A Figura 4 (BLECK, 2002) mostra um diagrama geral de processamento dos aços Dual Phase e Aços TRIP.
Figura 3: Esquema de resfriamento controlado para aços Dual Phase e TRIP propostos por BLECK, 2002.
Figura 4: Diagrama Geral de Processamento dos Aços Dual Phase e Aços TRIP (Editado de BLECK, 2002).
Para os aços Dual Phase, a taxa de resfriamento deve ser baixa o suficiente de modo a possibilitar que aproximadamente 85% da austenita se transforme em ferrita, ocorrendo um enriquecimento de carbono da austenita remanescente. Ao mesmo tempo, a taxa de resfriamento deve ser alta o suficiente para evitar a formação de perlita e bainita e garantir a formação de martensita durante o bobinamento a temperaturas baixas. Portanto, neste esquema é necessário inserir um tratamento na faixa de temperaturas intercríticas de modo a se ter um controle da cinética de formação máxima da ferrita.
Para aços TRIP de baixa liga é aplicada uma taxa de resfriamento ainda mais baixa, uma vez que a formação da ferrita é atrasada devido ao efeito dos elementos de liga e às concentrações mais altas de carbono. Da mesma forma que ocorre nos aços Dual Phase, nos aços TRIP é necessário um controle da velocidade de resfriamento na mesa de acabamento do laminador de tiras a quente de modo a obter de 50 a 60% de ferrita pró-eutetóide. Entretanto, nos aços TRIP é necessário que o bobinamento seja realizado na faixa de temperatura da formação de bainita (ao redor de 400 a 500 °C), para se obter entre 25 a 40% de bainita entremeada de 5 a 15% de austenita retida (BLECK, 2002). A austenita retida é metaestável uma vez que o enriquecimento de carbono da austenita remanescente das transformações ferríticas (pró-eutetóide e bainítica) desloca a temperatura de início de formação de martensita para temperaturas menores que a temperatura ambiente.
Quando se trata de laminação a frio é necessário que o estado de partida do aço TRIP apresente alta ductilidade, em virtude da presença de uma microestrutura constituída por ferrita e perlita. Essa microestrutura origina-se da aplicação de uma temperatura de bobinamento muito alta, ao redor de 700 °C, segundo BLECK, 2002.
Após a laminação a frio, o material é então submetido a um tratamento térmico (reaquecido no forno de recozimento/linha de zincagem contínua) até uma temperatura intercrítica. Este tratamento intercrítico é composto por duas etapas, sendo a primeira um recozimento intercrítico na faixa de temperaturas entre 780 e 880 °C, seguido de um resfriamento rápido até atingir a faixa de temperatura entre 350 e 500 °C, onde a maior parte da austenita é transformada em bainita, seguido de um resfriamento ao ar.
A Figura 5 mostra um esquema do recozimento intercrítico aplicável a aços TRIP laminados a frio (BLECK, 2002).
A microestrurura após o recozimento intercrítico apresenta uma porcentagem aproximadamente igual de ferrita e austenita, mas ao contrário da microestrutura dos aços TRIP laminados à quente, parte da ferrita já estava na microestrura antes do recozimento sendo que, outra parte se formou durante o resfriamento a partir da temperatura intercrítica. De um modo geral, as frações volumétricas dos diferentes produtos de transformação, obtidas através do recozimento intercrítico (após a laminação à frio) são análogas às obtidas nos aços multifásicos laminados a quente.
O resfriamento é interrompido acima da temperatura de início de transformação martensítica (Ms). Taxas muito baixas de resfriamento podem diminuir a fração de austenita retida com conseqüente aumento das quantidades de ferrita e perlita. Altas taxas não são favoráveis à transformação austenítica. Se o nível de carbono remanescente na austenita é baixo, ocorre a formação de martensita, gerando altos níveis de resistência à tração e baixa ductilidade.
Até 400°C, temperatura de início de solubilização, ocorreu pouca ou nenhuma transformação bainítica, o teor de carbono na austenita é baixo e conseqüentemente a transformação martensítica é alta, gerando martensita e alta resistência à tração com baixa fração de austenita.
Figura 5: Esquema de recozimento intercrítico aplicável a aços TRIP laminados a frio proposto por BLECK (2002).
Figura 6: Efeitos dos principais elementos de liga no processamento de aços TRIP (BLECK, 2002) Ms Si, Al, P, V, Nb C, Mn, Cr, Mo C, Mn, Nb Al C, Mn, Si, Mo, Nb
2.2 A INFLUÊNCIA DOS ELEMENTOS DE LIGA NO PROCESSAMENTO
A figura 6 mostra um diagrama TTT simplificado (BLECK, 2002) onde estão resumidos os efeitos principais dos elementos de liga no processamento dos aços
TRIP. O conhecimento das ações e interações destes elementos é fundamental para
a compreensão do desenvolvimento microestrutural e para o controle das transformações de fase de austenita para ferrita com diferentes quantidades de carbono. Segundo BLECK, 2002, este diagrama resume que para os aços TRIP a supressão da precipitação de carbonetos durante a transformação bainítica (gerada principalmente pelo teor de Silício e Alumínio) parece ser de fundamental importância no processo de fabricação do referido material.
Os elementos de liga mais importantes para este aço são Mn, Si, P e Al. A Tabela 1 mostra a composição química de vários tipos de aços TRIP em porcentagem de massa (BLECK, 2002).
TIPO C Mn P Si Al Nb V Mn-Si 0.20 1.50 ---- 1.50 ---- ---- ---- Mn-Al 0.20 1.50 ---- 0.10 1.80 ---- ---- Mn-P 0.15 2.00 0.03 ---- ---- ---- ---- Mn-Si-Al 0.30 1.50 ---- 0.30 1.20 ---- ---- Mn-Si-P 0.15 1.50 0.01 0.60 ---- ---- ---- Mn-Si-Nb 0.20 1.50 ---- 1.5 ---- 0.04 ---- Mn-Si-V 0.15 1.50 ---- 0.6 ---- ---- 0.06 Tempo Te m pe ra tu ra (° C
) Si, Al, P Austenitização Resfriamento
Si, Al, P
Ferrita
Bainita
A A
2.2.1 O EFEITO DO CARBONO
O carbono é o principal elemento de liga pelo qual todas as transformações de fase são notavelmente afetadas e através do qual a microestrutura final e as propriedades mecânicas são controladas. A concentração de carbono é um dos fatores de que depende a estabilidade da austenita, o que torna possível a presença de austenita retida na temperatura ambiente. Entretanto, outras exigências tais como a soldabilidade, limitam o teor de carbono a valores em torno de 0.25%.
2.2.2 O EFEITO DO MANGANÊS
Primeiramente, o manganês é um elemento estabilizante da austenita. Verifica-se em SVERDLIN et al, 1997 que para a adição de 1% em massa de Mn ocorre uma redução de 50°C na temperatura Ms. Esta é a maior redução entre os elementos substitucionais. Grandes adições de Manganês são usadas na fabricação de vários aços TRIP e estão na ordem de 1,5 a 2,5% em massa (JAQUES et al, 1998). Devido à propensão do manganês em estabilizar a austenita, ele contribui grandemente para a fração volumétrica de austenita retida.
O manganês também aumenta a solubilidade do carbono na austenita, permitindo um enriquecimento adicional e diminuindo a reação perlítica, aumentando as faixas de resfriamento. Níveis excessivos deste elemento podem promover a precipitação de carbonetos na austenita. O manganês juntamente com o silício, pode afetar a tensão superficial do aço prejudicando ou até impossibilitando o processo de zincagem por imersão a quente (ZHAO, 1992).
2.2.3 O EFEITO DO FÓSFORO
Aumentando-se a quantidade de fósforo aumenta-se proporcionalmente a quantidade de austenita retida, principalmente quando este está na presença de Si ou Al (BLECK, 2002). Este comportamento é atribuído à ocorrência de diversos fatores que atuam simultaneamente. Primeiramente, o fósforo e o silício inibem a formação de carbetos, deixando mais carbono em solução para enriquecimento da austenita. Outro fator a considerar é que o fósforo é um elemento que provoca maior dureza no aço e maior resistência mecânica quanto está em solução sólida pelo
aumento da contração interna da matriz. Esta contração pode aumentar a retenção da austenita (CHEN et al, 1989).
2.2.4 O EFEITO DO SÍLÍCIO
O silício não é um elemento estabilizante da austenita. Na verdade ele eleva a temperatura eutetóide ferrita-austenita e reduz significativamente a atividade do carbono na ferrita (SMITH, 1993). Entretanto é usual se adicionar quantidades de silício nos aços TRIP variando de 1,5 a 2,5% em massa com o objetivo de aumentar a porcentagem de austenita retida (TSUKATANI et al, 1991).
A explicação para a contradição exposta acima (Si não estabiliza a austenita mas, pode colaborar para aumento de sua quantidade) é a de que o silício diminui a velocidade de precipitação de carbetos, especialmente da cementita, por ser um elemento grafitizante. O silício tem baixa solubilidade na cementita, ou seja, aços com alto teor de silício não criam condições adequadas para a formação de grandes quantidades de cementita dificultando a conseqüente formação de perlita. Assim uma maior quantidade de carbono permanece livre para enriquecer a austenita e favorecer sua estabilização, diminuindo a temperatura de início de transformação martensítica (DE MEYER et al, 1999)
2.2.5 O EFEITO DO ALUMÍNIO
O Alumínio tem um comportamento muito similar ao comportamento do silício, ou seja, facilita a precipitação de carbetos. Alguns estudos mostram que o alumínio sozinho ou sua combinação com o fósforo podem ser substituídos em todo, ou em partes, pelo silício em aços TRIP devido ao seu baixo potencial de endurecimento por solução sólida. (TRAINT, 2000). O Alumínio é, também, formador de ferrita, e apesar de não ser solúvel na cementita, apresenta um efeito mais fraco na supressão da formação de carbetos, quando comparado com o Silício. (VERLINDEN
et al, 2001). Como desvantagem do uso do alumínio, pode-se mencionar o aumento
acentuado da temperatura Ms. 2.2.6 O EFEITO DO NIÓBIO
Sendo o nióbio um elemento fortemente formador de carbonetos, ele atua como refinador de grãos. Durante as transformações da austenita em ferrita pró-eutetóide e para ferrita bainítica, a taxa de nucleação desses microconstituintes é muito aumentada, levando a um enriquecimento maior de carbono na austenita remanescente nessas transformações, favorecendo a estabilidade da mesma. Isso conduz a uma maior conformabilidade, devido ao aumento do efeito TRIP associado à austenita remanescente.
A presença do nióbio em solução sólida pode favorecer o enriquecimento de carbono da austenita, contribuindo assim na sua estabilidade (BLECK et al, 1998). 2.3 ASPECTOS MICROESTRUTURAIS
Um número muito grande de estudos está sendo desenvolvido objetivando-se o endurecimento por deformação em aços multifásicos, como é o caso do aço TRIP (PARISH, 2000). Para a explicação do mecanismo de endurecimento por deformação que acontece nos aços multifásicos, alguns pesquisadores estão aplicando a teoria do endurecimento por deformação proposta por Ashby em seus trabalhos a respeito da deformação plástica de materiais não homogêneos (ASHBY, 1970). Os resultados obtidos são consistentes e a aplicação desta teoria para os aços multifásicos ainda está em fase de desenvolvimento (PARISH, 2000).
Os estudos desenvolvidos atualmente apontam para a mesma direção, ou seja, o aumento da fração volumétrica de uma segunda ou terceira fase (austenita e/ou martensita) resulta em um aumento de resistência mecânica e também em um aumento do endurecimento por deformação (encruamento).
O controle da transformação de austenita retida metaestável em martensita durante a deformação elástica é um dos aspectos mais importantes para se definir o comportamento mecânico dos aços multifásicos de baixa liga. Em geral, isso requer que a deformação seja realizada acima da temperatura de início de transformação martensítica, mas abaixo de uma temperatura que caracteriza a instabilidade mecânica da fase austenítica.
Durante o resfriamento contínuo até a temperatura ambiente, a austenita pode se transformar espontaneamente em martensita caso não esteja suficientemente enriquecida com carbono, sem a necessidade de deformação. Geralmente, os sítios preferenciais de nucleação são os defeitos do reticulado
cristalino, tais como defeitos pontuais, lacunas, discordâncias, defeitos de empilhamento, maclas, interfaces e pequenos precipitados.
A transformação de austenita para martensita influencia diretamente nos mecanismos de arranjo das discordâncias, tanto com sua propagação como com o arranjo espacial e deslizamento. Faz-se uma analogia ao fenômeno da maclagem por que desta maneira se consegue compreender a maioria dos parâmetros que exercem influência direta na propagação das discordâncias e que influenciam diretamente a transformação martensítica (MOULIN, 2001).
Nestes sítios preferenciais citados acima existem certos arranjos atômicos favoráveis para a nucleação da martensita, os quais poderiam ser transformados em martensita estável, através de vibrações térmicas dos reticulados, ou mesmo por tensões aplicadas (BHADESHIA, 2001). Os defeitos do reticulado que se encontram perto dos contornos de grão tendem a migrar para estes lugares, diminuindo conseqüentemente o número de sítios de nucleação próximos aos contornos. Além disso, o crescimento das placas de martensita é impedido pelos contornos de grãos. Isso mostra que materiais com grãos finos tendem a apresentar uma forte estabilização da austenita (BHADESHIA, 2001).
A aplicação de tensões ou deformações produz um aumento na quantidade de defeitos cristalinos na austenita, especialmente do número de discordâncias, o que aumenta o número de sítios para o início da transformação martensítica. A deformação plástica excessiva pode, entretanto, estabilizar mecanicamente a austenita e suprimir a transformação, já que um aumento na densidade de discordâncias pode provocar um aumento dos sítios potenciais de nucleação. Muita deformação pode introduzir restrições ao crescimento dos núcleos, em decorrência das tensões internas produzidas. Esse efeito de estabilização também pode ser provocado pela deformação plástica devido à acomodação das tensões em torno de uma placa de martensita formada, sem a aplicação de forças externas (BHADESHIA, 2001).
Acima da temperatura de início de transformação martensítica (Ms), a austenita pode se transformar em martensita sob deformação. De acordo com a figura 7 (BLECK, 2002), as temperaturas Msσ e Md (sob aplicação de tensão ou quando deformada) são normalmente utilizadas para descrever a estabilidade da austenita, visto que elas definem a resistência que o material oferece à
na qual a natureza da transformação da austenita retida em martensita muda da assistida por tensão para induzida por deformação.
Entre Ms eMsσ (trecho AB), a nucleação é originada somente por esforços do tipo elástico, e ocorre em muitos sítios onde poderia ser originada por resfriamento (abaixo de Ms) tais como: subestruturas de deformação e configurações de discordâncias.
Na temperatura Msσ a tensão necessária para iniciar a transformação martensítica é igual ao limite de escoamento da austenita (ponto B). Acima desta temperatura (trecho BC), a austenita é deformada e a nucleação da martensita é induzida por deformação plástica, sendo que a tensão correspondente permanece aproximadamente constante (início do trecho BC). Neste caso, a nucleação da martensita depende da formação de novos sítios, os quais aparecem como produto das interações entre as discordâncias. As intersecções das bandas de cisalhamento na austenita metaestável têm se mostrado como sítios efetivos para a nucleação da martensita induzida por deformação. As bandas de cisalhamento podem se apresentar na forma de martensita ε’, maclas mecânicas, ou grupos densos de defeitos de falhas de empilhamento. Quando se atinge uma temperatura Md, a
Figura 7: Esquema que mostra a mudança de nucleação da martensita assistida por tensão para induzida por deformação, dependendo da
temperatura e da tensão (BLECK, 2002). Temperatura
transformação de austenita em martensita é suprimida devido à estabilidade mecânica da austenita nessa temperatura.
Em aços TRIP de baixa liga, a estabilidade da austenita também depende consideravelmente da geometria e da orientação dos planos atômicos no reticulado cristalino (BLECK, 2002). Uma vez que a transformação da austenita em martensita é acompanhada por uma expansão de volume, a austenita será estabilizada pela presença de uma pressão hidrostática no reticulado. Estima-se que o efeito da tensão hidrostática diminua a temperatura Ms aproximadamente 10 °C por cada 100 MPa.
A transformação da martensita sob tensão pode ser explicada pelo esquema da figura 8 (BLECK, 2002), que mostra uma porção do volume da martensita (α’) que se forma na austenita (γ) circundada por grãos vizinhos de ferrita (α) e ferrita bainítica (αb). A variação de volume associado à transformação martensítica dos aços carbono é da ordem de 2 a 5%.
Quando há ausência de pressão hidroestática (P), a transformação da austenita retida em martensita com uma tensão de tração aplicada (σ1) deve-se a uma tensão de cisalhamento (τ) paralela ao plano de hábito (plano preferencial de deformação) e a uma tensão normal (σ) perpendicular a este. Na ausência da tensão de tração, a pressão hidroestática diminui a temperatura Ms devido à tensão de cisalhamento ser igual a zero e a dilatação ser suprimida. Uma interação entre tensão de tração e pressão hidroestática não muda a tensão de cisalhamento, portanto, a austenita retida é sujeita a um estado de tensão com uma razão de
Figura 8: Representação esquemática da transformação martensítica em função da aplicação de esforços triaxiais, durante um ensaio de tração (BLECK, 2002).
cisalhamento-dilatação mais alta que irá suprimir a transformação, mas promoverá o deslocamento por deslizamento na austenita.
2.4 COMPORTAMENTO MECÂNICO
Apesar dos desafios inerentes ao controle dos parâmetros de processamento para se atingir a microestrutura multifásica, os aços TRIP oferecem combinações de resistência e ductilidade mais altas que os aços Dual Phase.
A figura 9 ilustra uma comparação entre as propriedades mecânicas de uma variedade de famílias de aços de alta resistência, assim como de ligas típicas de alumínio e magnésio, aplicadas nas estruturas dos automóveis, mostrando os atributos favoráveis dos aços TRIP.
Os aços TRIP também apresentam uma notável taxa de encruamento permitindo que estes materiais absorvam mais energia em testes de Impacto (Crash
Test) quando comparados com aços de Alta Resistência e Baixa Liga (ARBL)
convencionais.
Figura 9: Relação entre alongamento total e limite de escoamento de várias categorias de materiais de alta resistência amplamente utilizados na estrutura dos automóveis modernos,
Taxa de Resfriamento (°C/segundo) T en sã o (M Pa ) A us te ni ta R et id a (% ) % Austenita Tensão
Figura 10: Influência da taxa de resfriamento na fração de austenita retida e no limite de resistência para um aço TRIP 700 (CORNETTE et al, 2001)
Em particular a austenita retida desempenha um importante papel no aumento da absorção de energia dos aços TRIP. A fração de austenita retida e sua distribuição, em geral, também têm mais benefícios que a presença da martensita no processo de conformação, já que o alongamento uniforme aumenta com a elevação da fração de austenita na matriz.
A conformabilidade - quantificada como o produto da tensão de resistência e alongamento total – aumenta rapidamente com o aumento da relação austenita/ martensita (aproximadamente 5%) e, em seguida, permanece constante para os aços Dual Phase. Com aumentos além dos 5% citados acima, o Limite de Resistência aumenta a o Alongamento Total diminui. (RIGSBEE et al, 1979). Notadamente, a interpretação mais moderna dos aços TRIP informa que toda a austenita residual se transforma em martensita já nos primeiros estágios de deformação antes da região de estricção (PYCHMINTSEV et al, 2002).
O diagrama da figura 10 mostra a influência da taxa de resfriamento na fração de austenita retida e no limite de resistência para um aço TRIP 700.
O diagrama da figura 11 demonstra uma relação entre resistência à tração, alongamento, fração de austenita retida versus tempo solubilização.
Estudos indicam também um efeito benéfico da presença da austenita nos aços que originalmente não são projetados para contê-la. Verificou-se ainda que se a relação entre limite de escoamento e limite de resistência for menor que 0,6, a presença da austenita retida é muito benéfica para o comportamento mecânico do aço (NAKAOKA et al, 1999).
A figura 12 mostra a relação entre o limite de resistência, porcentagem de alongamento e porcentagem de austenita retida residual para um aço TRIP 800 (CORNETTE, 2001). Deformação (%) L im ite d e R es is tê nc ia (M Pa ) % A us te ni ta R et id a Austenita Retida %
Figura 12: Relação entre limite de resistência, porcentagem de alongamento e porcentagem de austenita retida residual para um aço TRIP 800 (CORNETTE, 2001).
Tempo de Solubilização (segundos)
T en sã o (M Pa ) A us te ni ta R et id a ; A lo ng am en to (% ) Alongamento Austenita Retida Tensão
Figura 11: Resistência à tensão, alongamento e fração de austenita versus tempo de solubilização até 400 °C (CORNETTE et al, 2001)
A tabela 2 mostra as propriedades mecânicas de alguns tipos de aço TRIP fabricados pela Thyssen (valores obtidos na direção de laminação, em uma base de medida de amostras ISO de 20 x 80 mm).
Esta capacidade de encruamento e nível de resistência e alongamento qualifica o aço TRIP 800 para aplicações em peças que quando solicitadas, absorvem grande quantidade de energia (CORNETTE et al, 2001) e para se aproveitar ao máximo as potencialidades deste aços, convém, na fase de concepção das peças, levar em conta as características do metal após conformação e não as do metal plano.
De maneira esquemática, a boa conformabilidade deste aço permite realizar peças de segurança e de estrutura de geometrias simples ou complexas, se o retorno elástico e as suas propriedades forem levadas em consideração desde a concepção inicial do projeto.
Convém ressaltar a importância desta caracterização inicial já que para a obtenção de um bom resultado final na estampagem de chapas originando uma peça livre de falhas, é de fundamental importância o conhecimento de suas propriedades mecânicas e de seus estados de deformação (CADA, 1996).
O grande endurecimento por deformação dos aços TRIP, juntamente com os resultados promissores que este material tem apresentado, constituem especiais interesses para a sua aplicação industrial, porém ainda existem muitas questões científicas pendentes de resposta referentes aos reais fenômenos que regem o comportamento deste material, como por exemplo, uma melhjor elucidação dos fenômenos que realmente regem a transformação martensítica por deformação que acontece neste aço.
Grau Lim. Escoamento LE(N/mm2) Lim. de Resistência LR (N/mm2)
Alongamento (%) L0=80 mm Espessura < 3 mm n TRIP 600 – BQ 380/480 590/700 > 26 > 0.20 TRIP 700 – BQ 410/510 690/800 > 24 > 0.19 TRIP 800 – BQ 420/550 780/900 > 23 > 0.18 TRIP 800 – BF > 450 780/900 > 21 -
Tabela 2: Propriedades mecânicas de vários graus de aço TRIP (THYSSEN)
BF - Laminado à frio BQ - Laminado à quente
3.0 AVALIAÇÃO DE PROPRIEDADES MECÂNICAS DE CHAPAS DE
AÇO
Existem vários métodos de avaliação de propriedades mecânicas de chapas de aço, sendo que o mais utilizado pela sua facilidade na obtenção de resposta é o ensaio de tração (SCHAEFFER, 2001).
3.1 ENSAIO DE TRAÇÃO
O ensaio de tração pode ser classificado como um ensaio mecânico estático de utilização universal. É usado tanto para determinar as propriedades mecânicas essenciais ao projeto, como no controle de qualidade dos materiais quer quando ainda na forma de matéria-prima, quer quando já na forma de produto acabado.
Este é um ensaio realizado conforme as normas DIN 10002 e NBR-6152, sem atrito e de tração uniaxial realizado numa máquina universal de ensaios mecânicos, onde o corpo de prova é fixo por garras e o movimento se dá na direção vertical. O ensaio de tração é realizado com velocidade constante e consiste em submeter um corpo de prova a uma carga de tração continuamente crescente até que se atinja a fratura. Durante o ensaio registra-se simultaneamente a variação do comprimento de referência através de extensômetros (por exemplo, do tipo indutivo ou resistivo) aplicados diretamente sobre o corpo de prova, em função da carga instantânea de tração (F) presente durante o ensaio. A Figura 13 mostra a geometria característica de um corpo de prova para o ensaio de tração (L0 =80 mm) DIN 50125.
20 ± 1 m m 120 mm 30 m m
O levantamento do diagrama tensão convencional (σc) vs. deformação relativa (ε) constitui o resultado do ensaio realizado (SHIGLEY et al, 1992).
A Figura 14 mostra a curva de um material que obedece a lei do encruamento exponencial. Da sua análise pode-se observar a região de comportamento elástico, região de escoamento das discordâncias, região de encruamento uniforme e região de escoamento não uniforme. O ensaio convencional permite determinar através do diagrama σ x ε algumas propriedades mecânicas do material, como: Módulo de Elasticidade (E), Limite de Escoamento (LE) e Limite de Resistência (LR).
A tensão convencional ou nominal (σc) é obtida dividindo-se a carga instantânea (F) pela área inicial da seção transversal (S0) do corpo de prova, ou seja: 0 S F c = σ Equação 1
A deformação relativa é a extensão linear média que se obtém dividindo a variação de comprimento da zona de referência, ∆l, pelo respectivo comprimento inicial, l0. 0 0 0 l l l l l = f − ∆ = ε Equação 2
Figura 14: Curva tensão – deformação reais de um material que obedece a lei de encruamento exponencial, (a) em escala normal e (b) em escala log-log (DIETER, 1976)
O parâmetro n (coeficiente de encruamento) pode ser calculado conforme exposto na equação 3.
=
ε
σ
σ
ε
d
d
n
.
Equação 3O módulo de elasticidade mede a rigidez do material em relação à tensão e a deformação na zona elástica. O limite de escoamento marca a passagem do estado elástico para o plástico, caracterizando o movimento das discordâncias do material. O limite de resistência corresponde ao ponto de máxima carga atingida durante o ensaio. O grau de encruamento é um dado que caracteriza o comportamento do material, pois um material com alto valor de n, tem alto grau de conformabilidade, isto é, suporta uma maior quantidade de deformação uniforme em tração do que outro material com valor baixo de n.
Nos casos em que é necessária uma representação matemática do comportamento mecânico do material é usada a curva de escoamento real do material. Esta curva fornece valores da tensão de escoamento durante todo o processo de escoamento considerando o encruamento do material. Uma forma geral da representação matemática para a curva de escoamento verdadeira ou real é descrita pela equação de Ludwik-Hollomon, mostrada a seguir.
n
K
ε
σ
=
.
Equação 4Onde :
σ
= Tensão Verdadeiraε = Deformação plástica verdadeira K = Constante do material
n = Coeficiente de encruamento que varia de 0 a 1.
Uma maneira de calcular o valor da constante K de um dado material é aplicar o logarítmico na equação 4, obtendo-se a seguinte equação:
ε
σ log log
log = K +n Equação 5
A curva de escoamento verdadeira ou real pode ser calculada usando os resultados do ensaio de tração convencional. A deformação verdadeira (ε) é dada pela integração do comprimento inicial (l0) e instantâneo (l), conforme equação 6.
0 ln 0 l l dl l l = = ε Equação 6
O valor da tensão de escoamento (σ) é determinada em função da força instantânea pela seção deformada instantânea ou verdadeira (S1). Portanto tem-se:
1 S F =
σ Equação 7
A seção verdadeira é calculada empregando a deformação relativa partindo da equação 2, logo: ε + = 1 0 1 S S Equação 8
O endurecimento por deformação é representado pelo expoente para o endurecimento por encruamento ou coeficiente de encruamento, n, sendo que a porção elástica da curva corresponde a n= 1 quando σ =K na equação 4. (JIMENEZ et al, 1970).
O coeficiente de encruamento, n, é importante para se estimar a conformabilidade do material, porque um valor alto de n significa maior resistência à estricção: ao iniciar-se a formação de qualquer pescoço no espécime tracionado, ali se concentra a deformação e o pescoço endurece mais rapidamente do que as porções adjacentes, tendendo, portanto a transferir para estas a deformação.
Pode-se mostrar que, para um material que obedece a equação 4, o valor de n é numericamente igual à deformação uniforme máxima εu, ou seja, a deformação natural calculada para o início da estricção, representando portanto também uma medida da ductilidade do material.
O valor do coeficiente de encruamento n é considerado de grande importância pois ele quantifica a capacidade do material em distribuir a deformação uniformemente, principalmente nos casos de aplicação em estampagem, sendo n a inclinação da curva logarítmica de tensão versus deformação. Quanto mais acentuada esta curva maior é o valor de n e mais uniforme é a distribuição das deformações na presença de um gradiente de tensões. Materiais com n mais elevados prestam-se melhor a operações de conformação que envolvam tração, pois o aparecimento de estricção numa peça conformada pode levar à inutilização da mesma.
O valor do coeficiente de anisotropia (r) pode ser determinado através da seguinte equação:
efetiva espesura efetiva ura l
r
, , argε
ε
=
Equação 9A partir da razão de deformação nas três direções principais são calculados os valores da anisotropia média e planar, demonstradas nas equações 10 a 11 a seguir respectivamente. 4 . 2 45 90 0o r o r o r rm = + + Equação 10 2 . 2 45 90 0o r o r o r r= − + ∆ Equação 11
Dois tipos de anisotropia podem ser distinguidas, a anisotropia planar e a anisotropia normal, conforme mostra a Figura 15.
Na anisotropia planar, as propriedades do material diferem na direção com relação ao plano da chapa. Na anisotropia normal, propriedades na direção de espessura da chapa diferem das propriedades planares.
Como é mais fácil medir as variações de comprimento que as de espessura, normalmente o valor de anisotropia se calcula a partir das medidas de largura e comprimento, considerando que o volume se mantém constante antes e depois da deformação plástica. Direção de Laminação Anisotropia Planar Anisotropia normal r45 r90 r0
4.0 METODOLOGIA EXPERIMENTAL
Para a realização do trabalho foram utilizadas amostras de chapas de aço TRIP 800 laminadas a frio e recozidas com espessura de 1,4 mm. Estas amostras foram fornecidas pela Thyssen Krupp Stahl – Alemanha. Informações detalhadas a respeito das variáveis de controle de processo para a fabricação do referido material não foram fornecidos pelo fabricante.
A Figura 16 mostra um fluxograma que resume as etapas de caracterização e avaliação que foram realizadas no aço TRIP 800 estudado.
4.1 COMPOSIÇÃO QUÍMICA
A composição química do aço estudado foi determinada via espectrômetro de emissão óptica sendo que foram realizados três ensaios para validar os resultados obtidos.
AÇO TRIP 800
PROPRIEDADES MECÂNICAS
ESTUDO DA TRANSFORMAÇÃO MARTENSÍTICA INDUZIDA POR % DE ESTIRAMENTO UNIFORME RELACIONANDO A % DE ESTIRAMENTO
UNIFORME COM A PORCENTAGEM DE AUSTENITA RETIDA E A TRANFORMAÇÃO DE γ α’
ANÁLISE MICROESTRUTURAL MICROSCOPIA ÓPTICA
MEV – MICROSCOPIA ELETRÕNICA DE VARREDURA RAIO-X
ENSAIOS DE TRAÇÃO COM CRESCENTES VALORES DE % DE ESTIRAMENTO AVALIANDO A REPETIBILIDADE E PREPARANDO O
MATERIAL PARA A PRÓXIMA ETAPA
4.2 CARACTERIZAÇÃO MECÂNICA
Os ensaios de tração realizados visaram determinar as características mecânicas de resistência à tração do aço TRIP analisado. As amostras para todos os ensaios foram retiradas da região considerada útil do material laminado, ou seja, distantes 300 mm da borda da tira.
Os corpos de prova de tração (base 80 mm), preparados conforme figura 13 deste trabalho, possuíam na zona de medição 80 mm como comprimento inicial (l0). Estes corpos de prova foram confeccionados por uma prensa mecânica Georg através de uma matriz de corte com o formato do corpo de prova. Após serem prensados, realizou-se um lixamento nas bordas dos corpos de prova objetivando-se eliminar pequenas trincas e imperfeições que pudessem influenciar nos resultados.
O equipamento utilizado para medir a variação de deformação do comprimento na zona de medição foi um clip gauge (extensômetro) da marca Instron modelo 2630-100. Os ensaios foram conduzidos com velocidade constante de três mm/min até o limite de escoamento, e após este limite, utilizou-se a velocidade de dez mm/min até o rompimento.
Primeiramente, foram realizados ensaios para a caracterização mecânica do material, sendo que foram ensaiados nove corpos de prova de tração, cada três deles retirados em direções diferentes em relação ao sentido de laminação, ou seja, 0°, 45° e 90°, ou seja, foram retirados e ensaiados três corpos de prova para cada direção.
Numa segunda etapa foram ensaiados quatro corpos de prova retirados à 90°
do sentido de laminação com o objetivo de avaliar a repetibilidade de comportamento mecânico do material (repetibilidade de valores de ensaio) e definir a deformação uniforme, selecionando as porcentagens de estiramento a serem utilizadas no estudo da evolução microestrutural com o aumento da porcentagem de estiramento, definida na terceira e próxima etapa.
Numa terceira etapa foram executados ensaios de tração com porcentagens crescentes de estiramento. Os carregamentos estáticos e os alongamentos desejados foram programados previamente na máquina de tração. Esta etapa teve como objetivo a avaliação da estabilidade microestrutural frente a porcentagens de estiramento crescentes, determinando-se desta maneira a relação entre a porcentagem de estiramento e a composição das fases presentes no aço estudado.
Todos os ensaios para a avaliação das propriedades mecânicas e estudo da evolução microestrutural com a porcentagem de estiramento foram realizados em uma máquina servohidráulica INSTRON 5582 com célula de carga de 10000 Kgf (sem fundo de escala devido ao fato da máquina ser automática) e foram realizados a uma temperatura constante de 22 °C.
4.3 CARACTERIZAÇÃO MICROESTRUTURAL
O aço estudado foi caracterizado quanto à sua microestrutura usando microscopia óptica (MO), Microscopia Eletrônica de Varredura (MEV) e Difração de Raios-X.
O esquema mostrado na figura 17 demonstra de uma maneira simples a região do corpo de prova da qual foram tiradas amostras para a avaliação microestrutural.
4.3.1 MICROSCOPIA ÓPTICA
A preparação das amostras seguiu procedimentos metalográficos convencionais, isto é, lixamento em seqüência de lixas até 2400 mesh e polimento em pasta de diamante na seqüência 6, 3, 1 e ¼ µm. O ataque metalográfico mais adequado para a revelação das fases foi estudado por TOURRUCÔO (1999), que realizou vários testes em termos de tipos de soluções, seqüência e tempo de aplicação. Segundo a literatura citada, a solução mais eficaz para revelar as fases é à base de ácido nítrico ou dissulfito de potássio. A tabela 3 mostra as concentrações e tempos de ataque propostas por TOURRUCÔO.
Região de retirada de amostras para a caracterização microestrutural
Figura 17: Esquema demonstrativo da região do corpo de prova da qual foram retiradas amostras para a avaliação microestrutural
Tabela 3: Soluções, concentrações e tempo de ataque para Aços TRIP
Solução Concentração Tempo
Nital 2% em álcool 2 segundos
Dissulfito de potássio 10% em água 45 segundos
Vários outros procedimentos têm sido citados em literatura para revelar a microestrutura de vários aços e muitas destas técnicas estão resumidas em VANDER VOORT (1984). Na avaliação realizada neste trabalho utilizou-se para ataque o nital 2%, já que as tentativas na utilização do reagente dissulfito de potássio, citado por TOURRUCÔO (1999), não foram eficazes e não conseguiu-se um bom resultado e nem uma repetibilidade dos resultados citados.
4.3.2 DIFRAÇÃO DE RAIOS-X
As amostras para a difração de Raios-X foram preparadas por lixamento e polimento convencional já que o material utilizado possuía uma camada de zinco superficial. A geração dos espectros de difração das amostras de aço TRIP foi realizada por um difratômetro da marca Siemens usando radiação de Cu-Kα da BOSCH - Unidade de Curitiba.
Os parâmetros utilizados no equipamento foram os seguintes: a) Método de Bragg – Brentano
b) Varredura de 20 a 140°
c) Passo: tempo 1 segundo; d) Anodo: Cu
e) Voltagem: 30 kVolts f) Corrente: 40 mA
g) Fendas: 1mm, 1mm e 0.2 mm h) Filtro: Potássio
Os espectros característicos obtidos pelo difratômetro de Raios-X para cada uma das amostras foram comparados com difratogramas existents no trabalho de PARISH (2001) e os valores de 2θ característicos para a austenita retida foram comparados com o banco de dados do equipamento que é alimentado pelos padrões de difração da JCPDS (Joint Commitee on Powder Diffraction Standarts).
Os valores de 2θ característicos obtidos foram, também, comparados com os valores existentes nos trabalhos de PARISH (2001) e TOURRUCÔO (1999).
