CENTRO DE CIÊNCIAS EXATAS E DE TECNOLOGIA PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS

PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS

ESTUDO DA DEFORMAÇÃO DE UM AÇO MICROLIGADO AO

VANÁDIO NA REGIÃO DE TRANSIÇÃO DE FASE

Nicélio José Lourenço

CENTRO DE CIÊNCIAS E TECNOLOGIA

PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E

ENGENHARIA DE MATERIAIS

ESTUDO DA DEFORMAÇÃO DE UM AÇO MICROLIGADO AO

VANÁDIO NA REGIÃO DE TRANSIÇÃO DE FASE

Nicélio José Lourenço

Tese apresentada ao Programa de Pós-Graduação em Ciência e

Engenharia de Materiais como requisito parcial à obtenção do título de DOUTOR EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS

Orientador: Prof. Dr. Oscar Balancin Agência Financiadora: CNPq

DEDICATÓRIA

À minha esposa Luciene

Aos meus pais Justiniano e Senhorinha

À meu primo José Carlos, “Zé Boteco” ( in memorian )

VITAE DO CANDIDATO

MEMBROS DA BANCA EXAMINADORA DA TESE DE DOUTORADO DE

NICÉLIO JOSÉ LOURENÇO

____________________________________________________________

APRESENTADA AO PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS, UNIVERSIDADE FEDERAL DE SÃO CARLOS, EM 20 DE JULHO DE 2000.

BANCA EXAMINADORA:

Prof. Dr. Oscar Balancin Orientador - PPG-CEM

Profa. Dra. Lauralice C. F. Canale EESC-USP

Prof. Dr. João Manuel de Almeida Rollo EESC-USP

Prof. Dr. Levi de Oliveira Bueno DEMa-UFSCar

AGRADECIMENTOS

Ao Prof. Dr. Oscar Balancin pela orientação e ajuda na realização deste trabalho.

Ao Prof. Dr. Alberto Moreira Jorge Jr. e ao Prof. Dr. João Manoel de Almeida Rollo (EESC-USP) pelas discussões e apoio técnico.

Aos técnicos Rover Belo e Edson D’Almeida pela amizade e apoio técnico.

Aos amigos Gedeon Reis, José Maria dos Santos, Wanda Hoffmann e Regina de Souza, do grupo de torção a quente, pela amizade.

Aos amigos Edson Pigoretti, Francisco Rosário e Ricardo Irita pela amizade fraterna.

Aos amigos do CEFET/MA, em especial ao Ernandes Paiva, Egberto da Silva, Valdemar Leal, José Lima, Antonio Martins e Silvio Rogério.

Aos professores, funcionários e colegas do Departamento de Engenharia de Materiais que direta ou indiretamente contribuíram para a elaboração deste trabalho.

À empresa Sifco e ao Eng0. Mauro Oliveira pela doação do material utilizado neste trabalho.

RESUMO

Este trabalho tem como objetivo estudar o comportamento mecânico sob deformação a morno de um aço médio carbono microligado ao vanádio na faixa de temperatura que compreende a decomposição da austenita. Para isto foram realizados tre tipos de ensaios de torção:Ensaios isotérmicos e contínuos até a fratura, ensaios interrompidos em resfriamento e ensaios isotérmicos com duas deformações. Os ensaios isotérmicos contínuos foram realizados com temperaturas variando de 11500C até 6000C e, com taxas de deformação de 0,3; 0,5 e 1,0s-1. Estes ensaios mostram que em temperaturas elevadas, na região da austenita, o aço sofre recristalização dinâmica e as curvas resultantes são típicas deste comportamento. Nas temperaturas características de decomposição da austenita a curvas resultantes apresentam uma marcada mudança de comportamento: há um rápido encruamento para pequenas deformações iniciais até um pico, seguido de um amaciamento continuo até a fratura.

MECHANICAL BEHAVIOR OF A VANADIUM MICROALLOYED MEDIUM CARBON STEEL AT THE PHASE TRANSFORMATION RANGE

ABSTRACT

PUBLICAÇÕES

LOURENÇO, N. J., JORGE Jr., A. M., BALANCIN, O. Estudo da deformação de um aço microligado ao vanádio com médio carbono em condições de forjamento a morno. III Conferência Internacional de Forjamento. (XIX SENAFOR), 1999, Porto Alegre. p. 289-303.

LOURENÇO, N. J., JORGE Jr., A. M., BALANCIN, O. Comportamento mecânico de um aço microligado ao vanádio na região de transformação austenita-ferrita através de ensaios de torção. Jornadas SAM’98 -IBEROMET V, 1998, Rosário. p.303-306.

LOURENÇO, N. J., BALANCIN, O. Modelamiento de la deformatión en caliente de un acero de médio contenido de carbono microaleado al vanádio, Información Tecnológica, 9 (4), 1998,. p. 23-27.

LOURENÇO, N. J., BELO, R., JORGE Jr., A. M, BALANCIN, O. Comportamento mecânico de um aço microligado ao vanádio na região intercrítica através de ensaios de torção. CBECIMAT, 1998, Curitiba. p. 1114-1120.

SUMÁRIO

Pág.

BANCA EXAMINADORA ... 4

AGRADECIMENTOS ... 5

RESUMO ... 6

ABSTRACT... 7

PUBLICAÇÕES ... 8

SUMÁRIO ... 9

ÍNDICE DE TABELAS ... 11

ÍNDICE DE FIGURAS ... 12

SIMBOLOS E ABREVIATURAS... 19

1 INTRODUÇÃO ... 20

2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA ... 22

2.1 Processamento Termomecânico ... 22

2.2 Solubilização ... 25

2.3 Precipitação ... 33

2.4 Transformação  ... 39

3 MATERIAIS E MÉTODOS ... 46

3.1 Materiais ... 46

3.2 Ensaios de Dilatometria ... 46

3.3 Ensaios Mecânicos ... 48

3.3.1 Geometria dos Corpos de Prova Utilizados nos Ensaios de Torção a Quente ... 49

3.3.2 Máquina Horizontal de Ensaios de Torção ... 50

3.3.2.1 Aferição da Temperatura no Corpo de Prova ... 52

3.3.3 Ensaios Realizados ... 54

3.3.3.1 Ensaios Isotérmicos e Contínuos até a Fratura ... 54

3.3.3.2 Taxa de Encruamento ... 56

3.3.3.3 Ensaios Isotérmicos e Interrompidos com duas Deformações ... 57

3.3.3.4 Ensaios com Múltiplas Deformações em Resfriamento Contínuo . 59 3.4 Metalografia ... 62

4.1 Introdução ... 63

4.2 Ensaios de Dilatometria ... 65

4.3 Ensaios de Torção Isotérmicos e Contínuos ... 77

4.3.1 Curvas de Escoamento Plástico ... 77

4.3.2 Variações da Tensão e Deformação de Pico com a Temperatura .... 78

4.3.3 Variação da Taxa de Encruamento com a Temperatura ... 78

4.3.4 Cálculo da Energia de Ativação Aparente ... 79

4.4 Ensaios com Múltiplos Passes em Resfriamento ... 89

4.5 Ensaios Isotérmicos Interrompidos com duas Deformações ... 102

5 DISCUSSÃO ... 110

5.1 Introdução ... 110

5.2 Ensaios Isotérmicos até a Fratura ... 112

5.3 Ensaios com Múltiplos Passes em Resfriamento ... 114

5.4 Ensaios Isotérmicos Interrompidos com duas Deformações ... 118

6 CONCLUSÕES ... 121

ÍNDICE DE TABELAS

Pág.

Tabela 2.1 – Conexão entre mecanismos, microestruturas e propriedades em aços microligados...23 Tabela 3.1 - Composição química do aço utilizado (% em peso)... 46 Tabela 4.1 - Valores das temperaturas de início e fim da decomposição

da austenita (Ar3), final da transformação (Ar1), início de transformação martensítica (Ms) e final de transformação

martensítica (Mf) ... 76 Tabela 4.2 - Dados obtidos nos ensaios contínuos e isotérmicos ... 85 Tabela 4.3 - Valores obtidos na equação do seno hiperbólico para

ensaios realizados abaixo da temperatura de transformação .... 87 Tabela 4.4 - Valores obtidos na equação do seno hiperbólico para

ensaios realizados acima da temperatura de transformação ... 82 Tabela 4.5 - Valores da Tnr e Ar3 medidos nas curvas de escoamento

mostradas nas Figuras 4.31 a 4.35 ... 90 Tabela 4.6 - Valores do parâmetro de amaciamento, P.A. (%),

calculados para as curvas de escoamento plástico mostradas nas Figuras 4.42 a 4.45 ... 102 Tabela 4.7 - Valores do parâmetro de endurecimento, P.E.(%),

INDÍCE DE FIGURAS

Pág. Figura 2.1 - Conexão entre mecanismos, microestruturas e

propriedades em aços microligados ...23

Figura 2.2 - Ilustração esquemática dos quatro estágios do processamento termomecânico e das mudanças microestruturais que ocorrem durante o processamento para cada um desses estágios ...24

Figura 2.3 - Comportamento do crescimento do grão austenítico na presença de vanádio ...27

Figura 2.4 - Solubilidade de carbonetos e nitretos na austenita ... 31

Figura 2.5 - Solubilidade de carbonetos na ferrita ... 31

Figura 2.6 - Potencial de precipitação para elementos microligantes ... 34

Figura 2.7 - Diagrama PTT para alguns carbonetos e nitretos deformados e não deformados ... 35

Figura 2.8 - Diagrama recristalização-precipitação-tempo-temperatura ... 37

Figura 2.9 - Aumento na temperatura de não recristalização com o aumento no nível de microligante em um aço com 0,07C; 1,40Mn; 0,25Si ... 39

Figura 2.10 - Esquema mostrando o mecanismo de crescimento de carbonetos na interface  ... 41

Figura 2.11 - Diagrama CCT para um aço microligado ao vanádio (0,32%C; 0,129V; 0,039Ti) ... 42

Figura 2.12 - Diagrama CCT para um aço microligado ao vanádio (0,38%C; 0,08V) ... 43

Figura 2.13 - Tamanho de grãos de ferrita produzidos a partir de austenita recristalizada e não recristalizada em vários valores de Sv ... 44

controlada ... 45

Figura 3.1 - Ilustração esquemática do ciclo térmico empregado nos

ensaios de dilatometria ... 47 Figura 3.2 - Exemplo de resultado gráfico fornecido pelo equipamento

de dilatometria. Na abscissa está representada a temperatura em graus Celsius e na ordenada a variação dimensional (dL/L0)

do corpo de prova ... 47 Figura 3.3 - Curva da taxa de variação dimensional em relação

à temperatura, [d(dL/L0)/dt] x temperatura, obtida derivando-se a curva experimental da Figura 3.2. Nessa curva, podem-se observar com maior clareza as temperaturas de início

e fim da transformação ... 48 Figura 3.4 - Geometria dos corpos de prova utilizados nos ensaios de

torção a quente (as dimensões não indicadas estão em mm) .... 49 Figura 3.5 - Equipamento horizontal de torção: (i) eixo torçor;

(ii) embreagem eletromagnética; (iii) forno de radiação infravermelha; (iv) termopar Cromel-Alumel; (v) tubo de gás,

(vi) célula de carga; (vii) controlador de temperatura ... 51 Figura 3.6 - Forno de radiação infravermelha e tubo de quartzo ... 51 Figura 3.7 – Esquema mostrando um corpo de prova com termopares.

O termopar de aferição “A “ está no meio da seção útil, o

termopar “B“ do controlador está posicionado no

canto direito ... 53 Figura 3.8 - Curva de calibração com desvio padrão de 4,10C ... 53 Figura 3.9 - Ilustração esquemática do ciclo térmico empregado nos

ensaios isotérmicos até a fratura ... 54 Figura 3.10 - Resultado típico de ensaio isotérmico e contínuo até a fratura .. 55 Figura 3.11 - Gráfico da taxa de encruamento em função da

tensão aplicada ... 56 Figura 3.12 - Ilustração esquemática do ciclo térmico empregado nos

Figura 3.13 - Curvas de escoamento plástico típicas do ensaio com duas etapas de deformação... 58 Figura 3.14 - Representação esquemática dos ensaios com

múltiplas deformações em resfriamento contínuo ... 59 Figura 3.15 - Curva típica de um ensaio com múltiplas deformações

em resfriamento contínuo ... 60 Figura 3.16 - Curva de tensão em função da deformação equivalente ... 61 Figura 3.17 - Curva típica de tensão média equivalente em função

do inverso da temperatura ... 61 Figura 4.1 - Variação dimensional (dL/L0) em função da temperatura

obtida no ensaio de dilatometria com taxa de

resfriamento de 0,20_{C/s ... 65} Figura 4.2 - Variação dimensional (dL/L0) em função da temperatura obtida no

ensaio de dilatometria com taxa de resfriamento de 0,50_C/s ... 65 Figura 4.3 - Variação dimensional (dL/L0) em função da temperatura

obtida no ensaio de dilatometria com taxa de

resfriamento de 1,00C/s ... 66 Figura 4.4 - Variação dimensional (dL/L0) em função da temperatura

obtida no ensaio de dilatometria com taxa de

resfriamento de 2,00C/s ... 66 Figura 4.5 - Variação dimensional (dL/L0) em função da temperatura

obtida no ensaio de dilatometria com taxa de

resfriamento de 3,00C/s ... 67 Figura 4.6 - Variação dimensional (dL/L0) em função da temperatura

obtida no ensaio de dilatometria com taxa de

resfriamento de 5,00C/s ... 67 Figura 4.7 - Variação dimensional (dL/L0) em função da temperatura

obtida no ensaio de dilatometria com taxa de

obtida no ensaio de dilatometria com taxa de

resfriamento de 30,00C/s ... 67 Figura 4.9 - Temperatura de transformação Ar3, Ar1,Ms e Mf em função

da taxa de resfriamento ... 69 Figura 4.10 - Microestrutura do aço microligado obtido na amostra

ensaiada com taxa de resfriamento de 0,50C/s ... 70 Figura 4.11 - Microestrutura do aço microligado obtido na amostra

ensaiada com taxa de resfriamento de 0,50C/s ... 70 Figura 4.12 - Microestrutura do aço microligado obtido na amostra

ensaiada com taxa de resfriamento de 1,00C/s ... 71 Figura 4.13 - Microestrutura do aço microligado obtido na amostra

ensaiada com taxa de resfriamento de 1,00_{C/s ... 71} Figura 4.14 - Microestrutura do aço microligado obtido na amostra

ensaiada com taxa de resfriamento de 2,00_{C/s ... 72} Figura 4.15 - Microestrutura do aço microligado obtido na amostra

ensaiada com taxa de resfriamento de 2,00_{C/s ... 72} Figura 4.16 - Microestrutura do aço microligado obtido na amostra

ensaiada com taxa de resfriamento de 3,0 0C/s ... 73 Figura 4.17 - Microestrutura do aço microligado obtido na amostra

ensaiada com taxa de resfriamento de 3,0 0C/s ... 73 Figura 4.18 - Microestrutura do aço microligado obtido na amostra

ensaiada com taxa de resfriamento de 10,0 0C/s ... 74 Figura 4.19 - Microestrutura do aço microligado obtido na amostra

ensaiada com taxa de resfriamento de 10,0 0C/s ... 74 Figura 4.20 - Microestrutura do aço microligado obtido na amostra

ensaiada com taxa de resfriamento de 30,0 0C/s ... 75 Figura 4.21 - Microestrutura do aço microligado obtido na amostra

ensaiada com taxa de resfriamento de 30,0 0C/s ... 75 Figura 4.22 - Curvas de tensão equivalente versus deformação equivalente

para ensaios realizados com taxa de deformação de 0,3s-1

para ensaios realizados com taxa de deformação de 0,5s-1

e temperaturas de 11000C a 6000C ... 81 Figura 4.24 - Curvas de tensão equivalente versus deformação equivalente

para ensaios realizados com taxa de deformação de 1,0s-1

e temperaturas de 11000C a 6000C ... 82 Figura 4.25 - Curvas de tensão equivalente versus deformação equivalente

obtidas em ensaios realizados com taxa de deformação de 0,3s-1 (a), 0,5s-1 (b) e 1s-1(c) e temperaturas de 11000C,

10000C, 9000C, 8000C, 7500C e 7000C ... 83 Figura 4.26 - Curvas de tensão equivalente em função da deformação

equivalente obtidas em ensaios realizados com taxas de deformação de 0,3s-1_{(a), 0,5s}-1_{(b) e 1s}-1_{(c) e temperaturas}

de 6500_{C, 625}0_{C e 600}0_{C ... 84} Figura 4.27 - Variação da tensão de pico em função do inverso da

temperatura absoluta ... 86 Figura 4.28 - Variação da deformação de pico em função da temperatura

de ensaio ... 86 Figura 4.29 - Variação da taxa de encruamento () em função da tensão

aplicada para ensaios realizados com taxa de deformação

de 1s-1 ... 87 Figura 4.30 - Ajuste dos dados à equação do seno hiperbólico ... 89 Figura 4.31- Curvas de escoamento plástico (a) e tensão média equivalente

em função da temperatura (b) obtidas em ensaios realizados em resfriamento com seqüência contínua de passes, com taxa de deformação igual a 2s-1 e taxa de resfriamento de 10C/s ... 91 Figura 4.32 - Curvas de escoamento plástico (a) e tensão média equivalente

em função da temperatura (b) obtidas em ensaios realizados em resfriamento com seqüência contínua de passes, com taxa de deformação igual a 1s-1 _{e taxa de resfriamento de 1}0_{C/s ... 92} Figura 4.33 - Curvas de escoamento plástico (a) e tensão média equivalente

de deformação igual a 0,5s-1 e taxa de resfriamento de 10C/s ... 93

Figura 4.34 - Curvas de escoamento plástico (a) e tensão média equivalente em função da temperatura (b) obtidas em ensaios realizados em resfriamento com seqüência contínua de passes, com taxa de deformação igual a 0,3s-1 e taxa de resfriamento de 10C/s ....94 Figura 4.35 - Curvas de escoamento plástico (a) e tensão média equivalente

em função da temperatura (b) obtidas em ensaios realizados em resfriamento com seqüência contínua de passes, com taxa de deformação igual a 2s-1 e taxa de resfriamento de 10C/s ... 95 Figura 4.36 - Curvas de escoamento plástico (a) e tensão média equivalente

em função da temperatura (b) obtidas em ensaios realizados em resfriamento com curtas seqüências de passes intercalados com tempo de espera de 170 segundos após a 2a _deformação e de 100 segundos após a 4a _{deformação ... 96} Figura 4.37 - Curvas de escoamento plástico (a) e tensão média equivalente

em função da temperatura (b) obtidas em ensaios realizados em resfriamento com curtas seqüências de passes intercalados com tempo de espera de 150 segundos após a 4a deformação e de 100 segundos após a 7a deformação ... 97 Figura 4.38 - Curvas de escoamento plástico (a) e tensão média equivalente

em função da temperatura (b) obtidas em ensaios realizados em resfriamento com curtas seqüências de passes intercalados com tempo de espera de 180 segundos após a 3a deformação e de 100 segundos após a 6a deformação ... 98 Figura 4.39 - Curvas de escoamento plástico (a) e tensão média equivalente

em função da temperatura (b) obtidas em ensaios realizados em resfriamento com curtas seqüências de passes intercalados com tempo de espera de 300 segundos após a 4a _{deformação ... 99} Figura 4.40 -Curvas de escoamento plástico (a) e da tensão média equivalente

de deformações a 8500C ... 100

Figura 4.41 - Curvas de escoamento plástico (a) e da tensão média equivalente em função da temperatura (b) obtidas em ensaios realizados em resfriamento com encharque a 11500C e início de seqüência de deformações a 8000C ...101 Figura 4.42 - Ensaios isotérmicos com duas deformações realizadas a

7500C (a), 7000C (b) e 6500C (c) com tempo de espera entre deformações de 60 segundos e taxa de deformação de 1s-1 ....104 Figura 4.43 - Ensaios isotérmicos com duas deformações realizadas a

7500_{C (a),700}0_{C (b) e 650}0_{C (c) com tempo de espera entre}

deformações de 300 segundos e taxa de deformação de 1s-1_...105 Figura 4.44 - Ensaios isotérmicos com duas deformações realizadas a

7500_{C (a),700}0_{C (b) e 650}0_{C (c) com tempo de espera entre}

deformações de 500 segundos e taxa de deformação de 1s-1_...106 Figura 4.45 - Ensaios isotérmicos com duas deformações realizadas a

7500C (a),7000C (b) e 6500C (c) com tempo de espera entre

deformações de 700 segundos e taxa de deformação de 1s-1...107 Figura 4.46 - Ensaios isotérmicos com duas deformações realizadas a

6400C (a), 6600C (b), 6800C (c) e 7000C (d) com tempo de espera entre deformações de 300 segundos e taxa de

deformação de 0,3s-1 ...108 Figura 4.47 - Ensaios isotérmicos de duas deformações realizados com

temperaturas de 6400C (a) e 6500C (b) com tempo entre

SIMBOLOS E ABREVIATURAS

Ar1= Temperatura de início de transformação de fase () em resfriamento.

Ar3 = Temperatura de final de transformação de fase () em resfriamento.

B = Bainita

F = Ferrita

Ks = Produto de solubilidade

M = Martensita

Ms = Início da transformação martensítica

Mf = Término da transformação martensítica

Tnr = Temperatura de não recristalização

P = Perlita

INTRODUÇÃO

Dentro do grupo de materiais de engenharia, o aço é certamente um dos materiais que apresentou uma evolução contínua neste século. O progresso no conhecimento do processamento e das características físico – químicas, a partir do estudo da metalurgia física, intensificou a aplicação deste material. Dentre os diversos tipos de aços existentes, destacam-se os aços microligados, os quais são o foco deste trabalho.

Os aços microligados são aços C-Mn, com quantidades de carbono variável, desde teores muito baixos, tais como 0,03 a 0,04%, até eutetóides, que apresentam alto teor de carbono. Esses aços contêm uma pequena adição de elementos com grande afinidade por carbono e nitrogênio. Os elementos freqüentemente utilizados são: nióbio, vanádio e titânio, entre outros. A utilização destes elementos é dada de maneira individual ou combinada, sendo que a quantidade de material microligante é freqüentemente inferior a 0,15% [1,2].

O estudo de adições de elementos microligantes tomaram impulso a partir de descobertas de grandes jazidas de nióbio, em paises como o Canadá e o Brasil, fazendo com que o preço do mesmo tornasse viável sua utilização em escala industrial. Neste contexto, o estudo pioneiro de adições de elementos microligantes ocorreu na década de 50, simultaneamente à descoberta de grandes jazidas [3,4]. A fabricação de aços microligados no Brasil iniciou-se a partir da segunda metade da década de 60 [5].

A aplicação de aços microligados oferece uma redução de custos com a eliminação de tratamentos térmicos adicionais e com a obtenção de melhorias na qualidade das propriedades mecânicas, quando utilizado o processo termomecânico apropriado. O desenvolvimento e aplicação dos aços microligados, e de aços em geral, estão limitados a condições de viabilidade do processamento metalúrgico.

condições próximas às utilizadas no forjamento a morno, ou seja próximo à região de transição de fase .

2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA

2.1 Processamento Termomecânico

Durante o processamento mecânico a quente, os aços são reaquecidos até temperaturas no campo austenítico, deformados em seqüência de passes e resfriados até a temperatura ambiente. No reaquecimento, a austenita se forma na interface Fe3C/ e cresce consumindo toda a microestrutura ferrítica-perlítica existente à temperatura ambiente [6]. No campo austenítico, conforme a temperatura é aumentada, compostos presentes como precipitados são dissolvidos até que o material se torne completamente austenítico.

Havendo a dissolução completa dos precipitados durante o reaquecimento, tem-se o crescimento dos grãos durante o encharque. Assim, o processo de deformação inicia-se com o material completamente austenítico e com grãos grosseiros. A seqüência de deformações imposta muda a forma dos lingotes, tarugos ou placas e altera continuamente a microestrutura do material. Existem duas abordagens possíveis para a deformação da austenita: processamento termomecânico convencional e processamento termomecânico controlado [7]. O primeiro consiste em impor seqüências de passes de deformação visando apenas o controle das mudanças de forma, enquanto o segundo visa, também, o controle da evolução microestrutural.

O processamento termomecânico controlado é largamente utilizado em escala industrial, e pode ser definido como seqüências disciplinadas de deformações a quente, seguidas por resfriamento controlado, visando obter-se microestruturas com características específicas que garantam propriedades apropriadas ao produto semi-acabado [8,9,10,11,12]. Isto ocorre se os mecanismos que atuam no material durante o processamento são utilizados e controlados corretamente.

MECANISMOS MICROESTRUTURA PROPRIEDADES

Endurecimento Tamanho de grão Resistência

Recristalização  Forma da fase  (F, B, M)  Tenacidade

Precipitação Densidade de discordâncias Formabilidade

Transformação / Partículas Anisotropia

Textura

Figura 2.1 - Conexão entre mecanismos, microestruturas e propriedades em aços microligados [13].

As características do processamento termomecânico controlado dependem das propriedades específicas e da composição química do aço microligado. A Figura 2.2 mostra de forma esquemática possíveis variações microestruturais que ocorrem durante a deformação a quente de aços microligados com baixo carbono. Vê-se nesta figura, que o processamento termomecânico pode ser separado em quatro estágios distintos, conforme a temperatura é decrescida.

Região da Recristalização I (a) (b) 950°C Região da Não-recristalização II ~1150°C 1250°C Te m pe ra tu ra

Região ()

III Resfriamento acelerado IV Ar₃ Ar₁ Bandas Deformadas

b’ c’ d’ c’ (AC) d’ (AC)

Subgrãos Subgrãos Deformação Tempo (c) Grãos Deformados (d) Grãos Deformados d’ (AC) c’ (AC) d’ c’ b’ Resfriado ao Ar Resfriamento Acelerado

Figura 2.2 - Ilustração esquemática dos quatros estágios do processamento termomecânico e das mudanças microestruturais que ocorrem durante o processamento para cada um desses estágios [7].

Durante o resfriamento uma variedade de microestruturas podem ser obtida, dependendo da taxa de resfriamento e dos estágios nos quais a seqüência de passes foi realizada. Após o primeiro estágio de deformação, quando o material é resfriado ao ar, obtêm-se grãos ferríticos com tamanhos relativamente grandes, devido ao crescimento durante o resfriamento. Após o segundo estágio, os grãos são menores. Com resfriamento acelerado tem-se grãos mais finos e pode-se observar a presença da subestrutura de discordâncias dentro dos grãos ferríticos deformados no terceiro estágio [7].

revistos a formação de precipitados e o retardamento da recristalização por precipitados induzidos por deformação. Finalmente, são apresentadas a transformação de fase e as microestruturas resultantes após o resfriamento em um aço médio carbono microligado ao vanádio.

2.2 Solubilização

Durante o processo de reaquecimento de um aço microligado, os elementos microligantes estão presentes inicialmente na forma de carbonetos, nitretos ou carbonitretos dissolvidos na matriz austenítica. À medida que a temperatura é aumentada, esses precipitados dissolvem-se gradualmente, podendo esta dissolução ser parcial ou completa. Enquanto presentes, esses compostos inibem o crescimento dos grãos austeníticos [14].

Uma microestrutura com granulação fina contém uma grande quantidade de área de contorno de grãos por unidade de volume e, conseqüentemente, energia livre em excesso que pode ser minimizada com o crescimento de grãos. Embora os grãos tendam a crescer durante o reaquecimento, a taxa de crescimento pode ser minimizada ou mesmo eliminada através do ancoramento de contornos por partículas ou com o arrasto de soluto [15]. Quando um contorno de grão é interceptado por uma partícula, parte do contorno é eliminado. Para mover o contorno é necessário a recriação da área e, portanto, a realização de um trabalho [16]. Gladman equacionou a força motriz para o crescimento de grão, com a força de ancoramento exercida pelas partículas sobre os contornos através da expressão [17]:

onde rc e fv são o tamanho e a fração volumétrica das partículas, respectivamente, e R0 é o tamanho médio dos grãos. A constante Z representa a razão entre os raios dos grãos em crescimento e o raio médio dos grãos.

, 2 2 3 6 1 0                Z f R

Esta equação indica que para uma dispersão de partículas, quando o tamanho destas excede ao valor de rc, os contornos de grãos austeníticos não mais serão ancorados e inicia-se o crescimento anormal.

Região II

Região III

Região I

t = 5 min

t = 15 min

t = 30 min

t = 45 min

900 950 1000 1050 1100 1150 1200 1250 10

100

Temperatura (°C)

D

iâ

m

et

ro

M

éd

io

s

do

s

G

rã

os

A

us

te

ní

tic

os

(

m)



Figura 2.3 - Comportamento do crescimento do grão austenítico na presença de vanádio [18].

formação de nitreto de vanádio (VN) a partir do vanádio e nitrogênio dissolvidos na matriz:

onde [V] e [N] representam a concentração desses elementos, pode-se escrever a constante de equilíbrio através da expressão:

onde a[V] e a[N] são as atividades dos elementos e a[VN] a atividade do nitreto de vanádio. As atividades podem ser expressas em termos da concentração de cada elemento e dos coeficientes de atividade:

dando:

De uma forma simplificada, assumindo-se que os coeficientes de atividade do vanádio e do nitrogênio são iguais a unidade e que a atividade de um composto puro é unitário, tem-se:

' . ) ( ] [ ] [ VN N V s a a a K  ] .[ ] [ ] [ V

a_V _V

) ( ]. [ ] [ .[ ]. [ ] VN N V s a N V

K   

2 . 2 ) ( ] [ ]

[V  N  VN

A dependência do produto de solubilidade com a temperatura é expressa por uma relação de Arrhenius:

onde Q é o calor de dissolução e R a constante dos gases. Assim o produto de solubilidade pode ser expresso na forma:

onde A e B são constantes características de cada sistema.

Dados para a solubilidade do nitreto de vanádio na austenita existentes na literatura são apresentados na Tabela 2.1. Irvine et al. [21], utilizando a

técnica de extração de precipitados, observaram que o produto da solubilidade para o VN na austenita aumenta levemente com o aumento do teor de manganês no aço, de acordo com a equação:

] ].[ [V N

K_s  _2.6

C RT

Q

LnK_s ( ) 2.7

T B A

LogK_S   2.8

] [% 12 , 0 40 , 3 8300

Mn T

Tabela 2.1 - Produtos de solubilidade do nitreto de vanádio na austenita

Um segundo fato interessante dos dados de Irvine et al. [21] foi a

ausência do efeito do teor de carbono no produto de solubilidade. O mesmo valor para o produto de solubilidade foi obtido em dois aços com 0,05 e 0,15%C, indicando que os precipitados são nitretos e não carbonitretos.

A descrição do produto de solubilidade dos carbonetos de vanádio deve considerar as diferentes estequeometrias que o composto possa assumir. A Tabela 2.2 mostra dados existentes na literatura para VC e V4C3.

Tabela 2.2 - Produto de solubilidade para carbonetos de vanádio na austenita e na ferrita.

Log Ks Referência

Austenita

-9500/T + 6,72 (VC) -10800/T +7,06 (V4C3) -9400/T + 5,12 (V4C3)

[24] [25] [26]

Ferrita -12265/T + 8,05 (VC) [27]

Os produtos de solubilidade descritos para os carbonetos e nitretos de vanádio estão representados graficamente nas Figuras 2.4 e 2.5, juntamente com os produtos de solubilidade de carbonetos e nitretos de nióbio e de titânio .

Log Ks Referência

-8300/T + 3,46 [21]

-7070/T + 2,71 [22]

7840/T + 3,02 [23]

Temperatura (°C)

-1 0 1 2

1600 1400 1200 1000

-2

-3

-4

-5

-6

-7

0,5 0,6 0,7 0,8 0,9

10 / T, k3 -1

lo

g

ks

VC

TiC

NbC VN

líquido _AlN

NbN

TiN

Figura 2.4 - Solubilidade de carbonetos e nitretos na austenita [3].

Temperatura (°C)

-8 -6 -4 -2

800 700 600 500 400

-10

-12

0,0009 _{0,0011 0,0013 0,0015}

Fe C₃

1/T k-1

lo

g

ks

0

VC

TiC NbC

V C4 3

Nas Figuras 2.4 e 2.5 pode-se observar que o produto de solubilidade aumenta com o aumento da temperatura, isto significa que quanto maior a temperatura maior a quantidade de elemento microligante dissolvido. A partir destas figuras pode-se observar os seguintes comportamentos desses compostos químicos:

(i) os nitretos são mais estáveis que os carbonetos, pois para uma dada temperatura o seu produto de solubilidade é sempre inferior;

(ii) os carbonetos de vanádio são de duas a três vezes mais solúveis que os carbonetos e nitretos de outros compostos;

(iii) o nitreto de titânio é da ordem de três vezes mais estável que os carbonetos e nitretos de outros elementos;

(iv) os carbonetos e nitretos de nióbio e os carbonetos de vanádio são mais solúveis na fase austenítica do que na fase ferrítica, diferindo as solubilidades de uma ordem de grandeza.

2.3 Precipitação

A escolha da temperatura de reaquecimento para um dado aço microligado é de extrema importância, como descrito no item anterior, uma vez que determina o tamanho inicial do grão e os teores de elementos microligantes em solução no início da deformação a quente. O tipo e o volume de microligante em solução durante o processamento são fatores predominantes no condicionamento da austenita, determinando as condições nas quais ocorre a supressão da recristalização com a precipitação induzida por deformação [28].

A precipitação de carbonetos, nitretos ou carbonitretos de elementos microligantes ocorre com a nucleação e crescimento de partículas dentro da matriz metálica. Quando uma nova fase forma-se dentro de uma fase-mãe, interfaces são formadas entre as duas fases. A criação de interfaces aumenta a energia livre do sistema. Além disso, a nova fase pode ter um volume molar diferente da fase-mãe, gerando distorções elásticas e aumentando a energia interna por unidade de volume. Tanto o aumento da energia interfacial quanto o aumento da energia de deformação competem com o decréscimo de energia livre de volume devido à transformação de uma fase menos estável em uma mais estável, na medida em que a temperatura é decrescida abaixo da temperatura de solubilização [29].

exibindo supersaturação acima dos níveis de temperaturas utilizadas para a deformação. Os compostos com Nb mostram supersaturação na faixa de deformação. O VC tem a maior solubilidade na austenita, apresentando supersaturação em temperaturas inferiores às de deformação [31].

Intervalo de Deformação

%

T

ot

al

d

e

S

up

er

sa

tu

ra

çã

o

x

x

x

x

VC VN

NbC TiN

0,02 Ti - 0,01 N

0,12 V - 0,01N 0,12 V - 0,01C

0,04 Nb - 0,1 C 0,02 Ti - 0,01 N

100

80

60

40

20

0

1300 1200 1100 1000 900 800 700

% Total de Supersaturação TiN

Figura 2.6 - Potencial de precipitação para elementos microligantes [31].

é induzida pela deformação, diminuindo-se o tempo necessário para iniciá-la. A Figura 2.7 apresenta esta característica com relação a alguns carbonetos e nitretos [32,33]. Neste diagrama de tempo-temperatura-precipitação (PTT), Ps é o início da precipitação na austenita sem deformação e Pds é o início da

precipitação com deformação. A posição da curva em forma de “C” é

fundamental no controle do processo. Por exemplo, para o carbonitreto de nióbio Nb(C,N) com deformação, na faixa dos 10 segundos já existe condições para a precipitação, enquanto que sem deformação a condição para precipitação ocorre na faixa dos 100 segundos.

900 1100 1300 1500 1700 700 500

1 10 100 1000 10000 P_s Ps D P_s Ps D P_s P_s VC[32] Nb (C, N)[32] TiNb (C, N[32] TiN[32] Tempo (s) Te m pe ra tu ra ( °C )

P_sD

VC[33]

Figura 2.7 - Diagrama PTT para alguns carbonetos e nitretos deformados e não deformados [32,33].

É bem conhecido que quando uma liga metálica com uma segunda fase, que forma partículas finamente dispersas, é deformada e recozida, a recristalização é retardada por partículas de diâmetros pequenos (≤ 300 nm) e

recristalização ocorre quando a força de ancoramento desenvolvida nos contornos de grãos pelos precipitados é maior que a força motriz para a recristalização estática.

(i) Força motriz para a recristalização

A força motriz para a recristalização estática é gerada pela diferença na densidade das discordâncias entre a matriz austenítica deformada ou recuperada e a austenita recristalizada, e é dada por:

onde  é o modulo de cisalhamento, b é o vetor de Burgers e  é a variação na densidade de discordâncias. A força motriz resultante de deformações individuais aplicadas na laminação a quente em aços tem sido encontrada ser da ordem de 20MPa [35, 36]

(ii) Força de ancoramento de contornos de grãos por partículas precipitadas

Zener [16] postulou que quando partículas estão presentes nas proximidades de um contorno de grão, a energia efetiva do contorno é diminuída. Esta diminuição acontece porque a área superficial da segunda fase substitui uma parte do contorno de grão. Para retardar a recristalização, a força de ancoramento desenvolvida pelas partículas induzidas por deformação deve ser maior que 20MPa, que é a força motriz necessária para causar a recristalização. A força de ancoramento pode ser escrita por:

2 . . 2 

 

 b

F_RX

s

anc r N

F 4 

10 . 2

onde r é raio da partícula,  é a energia interfacial dos contornos de grãos austeníticos e, Ns é numero de partículas por unidade de área. Vários modelos têm sido propostos para calcular o valor de Ns [37]. Todos os modelos são baseados na distribuição uniforme dos precipitados. É claro que um valor médio para Ns não é apropriado, uma vez que as partículas tendem a precipitar em sítios preferenciais, tais como contornos de grãos e de subgrãos [38].

A interação entre os processos de precipitação e recristalização é importante na determinação do comportamento do aço durante o seu processamento. Essa interação sofre mudanças de acordo com o tempo e a temperatura, para um determinado aço microligado. O comportamento geral pode ser observado a partir de um diagrama de recristalização-precipitação-tempo-temperatura, semelhante ao diagrama da Figura 2.8 [39].

T0

Tnr

I

II

III

Ps

D

R_s

Rf

Ps

D

Rs

Rf

Rf

P

Ps

Ps

Rs

P

Recristalização

observada Precipitaçãoobservada

Figura 2.8 - Diagrama recristalização-precipitação-tempo-temperatura [39].

determinado tempo, uma interação entre precipitação e recristalização. No estágio I, a recristalização tem início e fim sem que ocorra interação alguma. Isto se deve ao fato de que os elementos microligantes estão dissolvidos, não impedindo, assim, a recristalização. Nesse estágio o comportamento é semelhante ao de um aço-carbono.

No segundo estágio, a recristalização sofre a influência da precipitação. Assim, o início da recristalização é atrasado. Deformações aplicadas nesse estágio levarão a uma estrutura mista, com a presença de grãos deformados devido à inibição da recristalização pela precipitação e, de grãos finos recristalizados sem a ação dos precipitados.

No terceiro estágio, a precipitação ocorre anteriormente à recristalização. Os precipitados têm força suficiente para a impedir completamente a recristalização [39].

Soluto inicial (%) Te m pe ra tu ra d e fim d e re cr is ta liz aç ão ° C

0 0,050 0,100 0,150 0,200 0,250

750 800 850 900 950 1000 1050 Nb Ti Al V

Figura 2.9 - Aumento na temperatura de não recristalização com o aumento no nível de microligante em um aço com 0,07C; 1,40Mn; 0,25Si [40].

Na Figura 2.9, pode-se observar também que diferentes microligantes têm diferentes efeitos na temperatura de não recristalização. O nióbio apresenta um maior aumento na temperatura de não recristalização para menores quantidades de soluto inicial. O vanádio, por sua vez, apresenta menor efeito na temperatura de não recristalização. Este comportamento está relacionado à capacidade de precipitação e às condições de processamento.

O comportamento apresentado pelos sistemas mostra que a sua utilização deve obedecer aos seguintes critérios: 1. Os sistemas microligados ao titânio podem ser usados para controle do tamanho de grão em altas temperaturas; 2. Os sistemas microligados ao vanádio podem manter uma grande quantidade de vanádio em solução na austenita e na decomposição da austenita, podendo assim ser usado para o endurecimento por precipitação, quando o processo ocorrer a temperaturas menores [41].

2.4 Transformação 

processamento. Entendendo que a microestrutura compreende a natureza, a quantidade e a proporção das fases presentes, é de importância capital a forma na qual a transformação de fase se dá durante o resfriamento no processamento termomecânico. A Figura 2.2 indica que para um mesmo aço com baixo teor de carbono é possível obter diferentes tamanhos de grãos dependendo da taxa de resfriamento imposta. Para um aço com maiores quantidades de elementos de liga, como por exemplo, os aços utilizados no forjamento de peças para a indústria automobilística, é necessário controlar a formação dos produtos da transformação da austenita, além do tamanho dos grãos da fase ferrítica, quando presente. A transformação da austenita pode ser separada em dois grupos: (i) transformação difusional com a nucleação e o crescimento de novas fases, como ocorre com a ferrita ou a cementita; (ii) transformação martensítica, que ocorre por meio de um mecanismo de cisalhamento. Quando a transformação de fase é difusional tem-se: (i) a variação do empacotamento cristalino; (ii) alterações composicionais e; (iii) a recristalização, simultaneamente. Em um aço baixo carbono, por exemplo, a ferrita nucleia-se preferencialmente nos contornos de grãos austeníticos. Com superesfriamento baixo, formam-se grãos ferríticos poligonais que tornam-se mais finos com o aumento da taxa de resfriamento. Todavia, quando o superesfriamento é suficientemente grande, tem-se a ferrita acicular com estrutura Widmansttäten.

Quando um grão de  nucleia-se no contorno da fase , esse grão mantém uma relação de orientação do tipo K-S com a fase  [42]:

Na etapa de crescimento, interfaces  incoerentes crescem mais rapidamente que as outras que mantêm a relação K-S, de forma que, após o fim da transformação e do resfriamento, a relação de orientação entre 

dificilmente é detectada.

  // 011

111                    11 1 // 01

Em aços ligados, durante a formação da ferrita poligonal, tem-se a participação de elementos de liga, aumentando-se a concentração de estabilizadores de  na ferrita e de  na austenita. Conforme a transformação prossegue, a austenita é enriquecida em carbono e inicia-se a precipitação de carbonetos de ferro, formando a perlita, por exemplo, e de outros elementos de liga como o vanádio e o nióbio, formando a precipitação interfásica. Neste caso, os carbonetos formam uma fila de partículas muito finas na interface

, como mostrado na Figura 2.10. Isto pode ocorrer tanto durante a transformação isotérmica, quanto durante o resfriamento contínuo com taxas de resfriamento apropriadas. Durante o crescimento de , tem-se a precipitação de carbonetos no lado  da interface coerente  ({111} // {110}) devido ao enriquecimento de  em carbono. Com a precipitação, a

concentração de carbono dissolvido decresce em  e a interface incoerente lateral ({112}) cresce rapidamente. Pelo movimento de um grande número de

arestas laterais, a interface macroscópica  parece crescer na direção 111// 110[43].









a

b

111 110

direção de crescimento lateral 111 

interface coerente {111} {110}

Quando da formação de carbonetos de ferro, informações sobre a natureza e a quantidade das fases presentes após a transformação podem ser obtidas com diagramas CCT, ou seja, curvas de transformação em resfriamento contínuo que indicam as temperaturas de início e fim de transformação para diferentes taxas de resfriamento. Uma vez que o superesfriamento controla as taxas de nucleação e de crescimento em transformações difusionais, a temperatura de transformação determina a microestrutura final do produto transformado. As Figuras 2.11 e 2.12 mostram diagramas CCT para dois aços médio carbono microligado ao vanádio utilizados na fabricação de peças para a indústria automobilística por forjamento a quente [44,45]. Nestas figuras, pode-se observar que as microestruturas ferrítica-perlíticas são características de baixas taxas de resfriamento, enquanto que médias e altas taxas produzem estruturas bainíticas e martensíticas. As quantidades de ferrita e perlita presentes diminuem com o aumento da taxa de resfriamento, enquanto que a proporção de bainita aumenta. Assim, a quantidade de ferrita proeutetóide decresce com o decréscimo da temperatura de transformação [46].

B F

P

M

100°C s-1 _{5°C s}-1

0,1

°C s-1

A 3 = 821°C_c

A 1 = 746°C_c

900

800

700 600

500

400 300

200

100

1 10 100 1000 10000 100000

Tempo (s)

Te

m

pe

rt

ur

a

(°

C

)

Te

m

pe

ra

tu

ra

(

°C

)

900

800

700

600

500

400

300

200

100

0

1 10 100 1000

A P

B

M

HV 547 373

247

343 267 308

Tempo (s)

Figura 2.12 - Diagrama CCT para um aço microligado ao vanádio (0,38%C; 0,08V) [45].

Como descrito anteriormente, a presença de elementos microligantes, tais como o vanádio, o nióbio e o titânio, pode inibir ou mesmo suprimir a recristalização nos intervalos entre passes durante seqüências de deformações em temperaturas menores que a Tnr. Assim, conforme a austenita é

deformada, os grãos são encruados e “empanquecados”, aumentando-se a Sv. A Figura 2.14 mostra a evolução da Sv com a redução na laminação, indicando que a Sv varia com o tamanho inicial dos grãos e com a quantidade de deformação imposta abaixo da temperatura de não recristalização. Aumentando-se a Sv, também aumentam-se os sítios para a nucleação e, conseqüentemente, a temperatura de início da transformação, Ar3 (Figura 2.15).

16

14

12

10

8

6

4

2

0

D

iâ

m

et

ro

d

o

G

rã

o

da

F

er

rit

a,

m



S mm

0 100 200 400 800

austenita recristalizada austenita deformada SIWECKI ET AL

200

100

50

25

S

m

m



1

Redução na laminação (%)

0 20 40 60 80

20 m

50 m

100 m

tamanho de grão recristalizado

1,1/1 1,25/1 1,66/1 2,5/1 5/1 10/1

R

Figura 2.14 - Efeito da redução na laminação na Sv para grãos austeníticos em forma cúbica [48].

800-900°C - Laminação de múltiplos passes 880°C - Laminação de um passe

800°C - Laminação de um passe 750°C - Laminação de um passe

Reaquecimento (1250°C)

Redução abaixo da temperatura de recristalização (%)

Te

m

pe

ra

tu

ra

A

r

°C

3

0 10 20 30 40 50 60 70 80

600 650 700 750

3 MATERIAIS E MÉTODOS

3.1 Materiais

O material utilizado para a realização deste trabalho foi um aço médio carbono microligado ao vanádio fabricado pela VIBASA e fornecido pela Sifco S.A., denominado VB-38H, cuja composição química encontra-se na Tabela 3.1.

Tabela 3.1 - Composição química do aço utilizado (%em peso).

C Si Mn V P N Al

0,39 0,62 1,30 0,11 0,016 0,013 0,025

O aço foi fornecido na forma de barras cilíndricas com diâmetro de 2,54 cm e comprimento de 15 cm. Para um melhor aproveitamento, o material foi laminado a quente até o diâmetro de 1,25 cm, utilizando-se um laminador de laboratório, marca Fenn modelo 55DC2-02AS, com cilindros de perfis. A deformação foi realizada com a temperatura variando na faixa de 12000_{C a} 10000_{C, após encharque a 1250}0_{C. As barras laminadas foram resfriadas ao ar} até a temperatura ambiente.

3.2 Ensaios de Dilatometria

3.1. Um exemplo de resultado gráfico fornecido pelo equipamento de dilatometria pode ser visto na Figura 3.2. As temperaturas de transformação são melhor definidas com a derivada da curva experimental, a qual é fornecida pelo equipamento e pode ser vista na Figura 3.3.

Figura 3.1 - Ilustração esquemática do ciclo térmico empregado nos ensaios de dilatometria.

X10 (C)2

d

L/

L0

(x

10

)

2

7 9 11 13 15

5

3

1

-1

-3

1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 em aquecimento

em resfriamento

Figura 3.2 - Exemplo de resultado gráfico fornecido pelo equipamento de dilatometria. Na abscissa está representada a temperatura em graus Celsius e na ordenada a variação dimensional (dL/L0) do corpo de prova.

temperatura de enxarque

T

emp

era

tura

X10 (C)2 7

9 11

5

3

1

-1

-3

1 2 3 4 5 6 7 8 9 10

Derivada da Curva em Resfriamento

Ensaio em Resfriamento 173,6

398,3

293,6

d/

dt

{d

L/

L

(x

10

)}

0

3

Figura 3.3 - Curva da taxa de variação dimensional em relação à temperatura [d(dL/L0)/dt] x temperatura obtida derivando a curva experimental da Figura 3.2. Nessa curva podem-se observar com maior clareza as temperaturas de início e fim de transformação.

3.3 Ensaios Mecânicos

Na realização deste trabalho foram executados três tipos de ensaios de torção a quente: isotérmicos e contínuos até a fratura, interrompidos com duas deformações e, interrompidos com múltiplas deformações em resfriamento contínuo.

(i) Ensaios isotérmicos e contínuos até a fratura. Com esses ensaios foram determinadas as curvas de escoamento plástico em diferentes temperaturas.

(iii) Ensaios interrompidos com múltiplas deformações em resfriamento contínuo. Com esse tipo de ensaio pôde-se investigar os fenômenos induzidos por deformação que ocorrem durante o resfriamento, bem como determinar as temperaturas características do processamento termomecânico de aços microligados, ou seja, a Tnr, temperatura de não recristalização e as temperaturas de início e fim da transformação.

3.3.1 Geometria dos Corpos de Prova Utilizados nos Ensaios de Torção a Quente

Os corpos de prova para ensaio de torção a quente foram confeccionados por usinagem das barras laminadas, apresentando a geometria final mostrada na Figura 3.4.

Figura 3.4 - Geometria dos corpos de prova utilizados nos ensaios de torção a quente (dimensões em mm).

3.3.2 Máquina Horizontal de Ensaios de Torção

Os ensaios mecânicos foram realizados utilizando-se uma máquina horizontal de torção a quente computadorizada. Esse equipamento foi desenvolvido no Departamento de Engenharia de Materiais da Universidade Federal de São Carlos. A máquina horizontal de torção pode ser vista na Figura 3.5. Nesse equipamento, os esforços mecânicos são aplicados por meio de um motovariador com velocidade variável entre 25 e 1000 rpm. Esses esforços são medidos por uma célula de carga com capacidade máxima de 1000 kgf.cm. O eixo da máquina de torção é dividido em duas partes: na extremidade esquerda está o eixo torçor, o qual contém um motor, uma embreagem, um freio eletromagnético e um dispositivo ótico com o qual mede-se o ângulo de rotação e, conseqüentemente, a velocidade imposta pela máquina ao corpo de prova; a extremidade direita possui um movimento de translação que permite a colocação e a retirada do corpo de prova. A essa extremidade está acoplada a célula de carga. A máquina horizontal de torção pode ser vista na Figura 3.5.

Os parâmetros de ensaio são: a quantidade de deformação, a taxa de deformação e o tempo de espera entre passes. Estes parâmetros são inseridos por meio de um microcomputador que está interfaceado à máquina de torção.

Figura 3.5 - Equipamento horizontal de torção: (i) eixo torçor; (ii)embreagem eletromagnética; (iii) forno de radiação infravermelho; (iv) termopar Cromel-Alumel; (v) tubo de gás; (vi) célula de carga; (vii) controlador de temperatura.

Os resultados dos ensaios mecânicos são fornecidos na forma de curvas de tensão em função da deformação. Essas curvas são obtidas a partir dos valores do torque e do ângulo de rotação medidos. A tensão equivalente e a deformação equivalente são calculadas, respectivamente, utilizando-se as seguintes expressões [49]:

onde  é o torque aplicado, R é o raio útil do corpo de prova, L é o comprimento útil do corpo de prova,  é o ângulo de rotação e, m e n

representam a sensibilidade do material à taxa de deformação e ao encruamento, respectivamente.

3.3.2.1 Aferição da Temperatura no Corpo de Prova

Foi realizada uma calibração com o objetivo de se obter a diferença entre a temperatura mostrada pelo controlador e a temperatura real de ensaio. O termopar do controlador é posicionado no canto direito da seção útil do corpo de prova. O termopar para aferição foi colocado no centro do corpo de prova de modo a se poder obter a diferença entre a posição do termopar do controlado e do termopar de aferição. O corpo de prova foi colocado à temperatura de 12000_{C, por 10 minutos e em seguida resfriado continuamente com taxa de} 10_{C/s até a temperatura de 850}0_{C. Foram tomadas 12 leituras de temperatura} durante o resfriamento. A regressão linear dos pontos indica um desvio padrão de 4,10_{C. A Figura 3.7 mostra esquematicamente o posicionamento dos} termopares no corpo de prova. A Figura 3.8 mostra a curva de calibração obtida a partir desse ensaio.

) 3

( 2

3

3

eq m n

R  

 



 (3.1)

, 3

L R

eq



Figura 3.7 - Esquema mostrando um corpo de prova com termopares. O

termopar de aferição “A” está no meio da seção útil, o termopar “B” do

controlador está posicionado no canto direito.

Figura 3.8 - Curva de calibração com desvio padrão de 4,10C.

800 900 1000 1100 1200

800 900 1000 1100 1200

T

em

pe

ra

tu

ra

d

o

te

rm

op

ar

de

a

fe

riç

ão

A

(

0 C)

Temperatura indicada no termopar B (0

3.3.3 Ensaios Realizados

3.3.3.1 Ensaios Isotérmicos e Contínuos até a Fratura

Com esses ensaios foram determinadas as curvas de escoamento plástico do material em diferentes temperaturas. Os corpos de prova eram aquecidos até 1150ºC e mantidos nesta temperatura por 10 minutos, sendo em seguida resfriados com taxa de 1C/s até a temperatura de ensaio e deformados continuamente até a fratura. O ciclo térmico pode ser visto na Figura 3.9. Esses ensaios foram realizados a temperaturas na faixa de 1150ºC a 600ºC e taxas de deformação de 0,3; 0,5 e 1,0 s-1_{. A Figura 3.10 mostra um resultado típico} desses ensaios.

Figura 3.9 - Ilustração esquemática do ciclo térmico empregado nos ensaios isotérmicos até a fratura.

Temperatura de ensaio Temperatura de encharque

T

em

perat

ur

a

Figura 3.10 - Resultado típico de ensaio isotérmico e contínuo até a fratura [50].

A partir desses experimentos as relações quantitativas entre temperatura, taxa de deformação e tensão de pico foram determinadas utilizando-se a equação 3.3 [51].

onde R é a constante universal dos gases; A, n e  são constantes dependentes do material e independentes da temperatura e, Q é a energia de ativação aparente para a deformação a quente.

Para o cálculo da energia de ativação aparente para a deformação a quente foi utilizado um método computacional, que é uma variante do método de Uvira e Jonas [52]. Nesse método o valor de  é obtido a partir da



senh(

.

)



,

e

A

 









T = 850°C

T = 900°C

T = 950°C

T = 1000°C

Ti = 0,2 s



200

160

120

80

40

0

0 1 2 3 4

Deformação verdadeira

Te

ns

ão

v

er

da

de

ira

(

M

pa

substituição na equação 3.3 de valores de  e p obtidos experimentalmente para cada temperatura. Esse método determina valores de n em função de 

para todas as temperaturas e taxas de deformação impostas. Observa-se um pequeno intervalo de valores de , para os quais a constante n independe da temperatura. O valor adequado de  é o que tem menor desvio padrão de n em toda a faixa de temperatura. A energia de ativação aparente é determinada a partir do ajuste dos dados experimentais à equação do seno hiperbólico, plotando-se lnsenh() em função de lnZ [53].

3.3.3.2 Taxa de Encruamento

A partir das curvas de escoamento plástico foi determinada a taxa de encruamento, , em função da tensão,. A taxa de encruamento é a derivada da tensão em relação à deformação. A Figura 3.11 mostra uma curva típica.

1

c - Início da recristalização dinâmica Fim

1000

800

600

400

200

0

100 150 200 250 300 350











 = (MPa)

3.3.3.3 Ensaios Isotérmicos e Interrompidos com Duas Deformações

Esses ensaios foram realizados a temperaturas próximas às de transformação de fase com o objetivo de investigar os processos de amaciamento e/ou de endurecimento que ocorrem após a deformação. Nesse tipo de experimento, os testes são interrompidos após uma deformação pré-determinada, mantendo-se a amostra na mesma temperatura por diferentes intervalos de tempo, e, em seguida, reiniciando-se a deformação. De maneira similar aos ensaios anteriores, as amostras eram aquecidas até 1150C, mantidas a esta temperatura por 10 minutos e, resfriadas com taxa de 1C/s até as temperaturas de ensaio, as quais variaram no intervalo de 750 a 6500_{C. As duas} deformações eram realizadas em temperaturas iguais, com tempos de espera entre elas que variaram de 60 a 700 segundos. O ciclo térmico pode ser visto na Figura 3.12.

Figura 3.12 - Ilustração esquemática do ciclo térmico empregado nos ensaios isotérmicos com duas etapas de deformação.

20

passe

10

passe

Temperatura de ensaio

Temperatura de encharque

T

empe

ratura

Para quantificar o amaciamento que ocorre no intervalo entre as duas deformações utiliza-se o parâmetro de amaciamento (P.A.), que é dado pela equação:

onde m é a tensão na interrupção, 0 e r são as tensões de início de escoamento plástico na primeira deformação e na segunda deformação, respectivamente, como indicado na Figura 3.13. A tensão de início de escoamento plástico é determinada utilizando-se o método do limite do desvio (“offset”), o qual

consiste no limite de escoamento a 0,2% [55].

A análise do endurecimento após a deformação a quente foi feita definindo-se um parâmetro de endurecimento determinado pela diferença relativa entre as tensões máximas nas duas deformações, ou seja:

onde 1

m e 2m são os valores máximos da tensão medidos nas primeira e segunda deformações.

0 0,1 0,2 0,3 0,4 0,5

1,0 2,0 3,0 Deformação verdadeira Te ns ão v er da de ira ( x1 0 M N /m ) 2 2 _Mo 900°C HT = 50s

m

m - r

m - o X =

r E

os C

rbe

o



B D

Figura 3.13 - Curvas de escoamento plástico típicas do ensaio com duas deformações [55]. , 100 .(%) . 0 x A P m r m        , 100 (%)

.E 2 ₁ 1 x

3.3.3.4 Ensaios com Múltiplas Deformações em Resfriamento Contínuo

Com esse tipo de ensaio pode-se investigar os fenômenos induzidos pela deformação que ocorrem durante o resfriamento e determinar as temperaturas críticas do processamento termomecânico, tais como a temperatura de não recristalização (Tnr) e as temperaturas de início e fim da transformação.

Nesses experimentos, as amostras eram aquecidas e mantidas por 10 minutos a 11500C, sendo em seguida resfriadas continuamente com diferentes taxas de 2s-1, 1s-1, 0,5s-1 e 0,3s-1. Durante a etapa de resfriamento, as amostras eram deformadas em seqüências de passes com iguais tempos de espera entre cada deformação. A Figura 3.14 é uma representação esquemática de uma seqüência de passes típica. A Figura 3.15 apresenta curvas de escoamento plástico típicas desse tipo de experimento.

Figura 3.14 - Representação esquemática dos ensaios com múltiplas deformações em resfriamento contínuo.

n0 _passe

(n-1)0passe 20passe

10passe Temperatura

de encharque

T

em

perat

ur

a

0 1 2 3 4 5 Deformação Te ns ão ( M P a) 0 50 100 150 200 250 300 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 13 14 15 16

Figura 3.15 - Curva típica de um ensaio com múltiplas deformações em resfriamento contínuo [56].

A partir dos resultados desses experimentos, constrói-se a curva de tensão média equivalente em função da temperatura. A tensão média equivalente é determinada a partir do cálculo da área sob a curva de tensão equivalente em função da deformação equivalente, como pode ser visto na Figura 3.16. Esta área é determinada pelas equações 3.6 e 3.7. A Figura 3.17 representa uma curva típica de tensão média equivalente versus o inverso da temperatura em um ensaio com múltiplas deformações em resfriamento contínuo. ou



eq ( )

2 1 1 1 _      

 3.6



Figura 3.16 - Curva de tensão equivalente em função da deformação equivalente.

T

M

E

(

M

P

a)

1000/T(K )-1

Tnr Ar3 Ar1

I II III IV

Figura 3.17 - Curva típica de tensão média equivalente em função do inverso da temperatura [56].

_i+1 _i+1

_i _i



_b _a

T

E

N

S

Ã

O

E

Q

U

IV

A

LE

N

T

E

3.4 Metalografia

A análise metalográfica dos corpos de prova ensaiados no dilatômetro foi realizada com o objetivo de se conhecer as microestruturas a diferentes taxas de resfriamento. Os corpos de prova foram preparados de forma usual: foram embutidos, lixados e finalmente polidos com alumina de granulometria de 0,3 e 1m.

4 RESULTADOS

4.1 Introdução

Os resultados obtidos neste trabalho podem ser divididos em 4 conjuntos associados aos: ensaios de dilatometria; ensaios de torção isotérmicos e contínuos; ensaios com múltiplas deformações em resfriamento e ensaios isotérmicos e contínuos interrompidos com duas deformações.

4.2 Ensaios de Dilatometria