MATERIAIS
RAFAEL AGRIZZI DE SOUZA
ANÁLISE DO COMPORTAMENTO MECÂNICO DO AÇO ESTRUTURAL SAE 4140 ATRAVÉS DE ENSAIOS DE TORÇÃO A QUENTE
VITÓRIA 2013
ANÁLISE DO COMPORTAMENTO MECÂNICO DO AÇO ESTRUTURAL SAE 4140 ATRAVÉS DE ENSAIOS DE TORÇÃO A QUENTE
Dissertação apresentada ao programa de Pós-Graduação em Engenharia Metalúrgica e de Materiais do Instituto Federal do Espírito Santo como requisito parcial para obtenção do grau de Mestre em Engenharia Metalúrgica e de Materiais.
Orientador: Prof. Dr. Marcelo Lucas Pereira Machado
VITÓRIA 2013
Análise do comportamento mecânico do aço estrutural SAE 4140 através de ensaios de torção a quente / Rafael Agrizzi de Souza. – 2014.
121 f. : il. ; 30 cm
Orientador: Marcelo Lucas Pereira Machado.
Dissertação (mestrado) – Instituto Federal do Espírito Santo, Programa de Pós-graduação em Engenharia Metalúrgica e de Materiais.
1. Aço – Tratamento térmico. 2. Aço de alta resistência. 3. Torção. I. Machado, Marcelo Lucas Pereira. II. Instituto Federal do Espírito Santo. III. Título.
ANÁLISE DO COMPORTAMENTO MECÂNICO DO AÇO ESTRUTURAL SAE 4140 ATRAVÉS DE ENSAIOS DE TORÇÃO A QUENTE
Dissertação apresentada ao programa de Pós-Graduação em Engenharia Metalúrgica e de Materiais do Instituto Federal do Espírito Santo como requisito parcial para obtenção do grau de Mestre em Engenharia Metalúrgica e de Materiais.
Aprovada em 09 de agosto 2013
Declaro, para fins de pesquisa acadêmica, didática e técnico-científica, que a presente Dissertação de Mestrado pode ser parcialmente utilizada desde que se faça referência à fonte e ao autor.
A Deus por este trabalho e todas as oportunidades colocadas em caminho. A CAPES pelo auxilio financeiro à esta pesquisa.
Ao Prof. Dr. Marcelo Lucas Pereira Machado pela orientação e ensinamentos para elaboração desta Dissertação.
Ao colega de mestrado Armando Marques pelo apoio no desenvolvimento da máquina de torção e na realização dos ensaios.
Aos colegas de mestrado Mário, Mariana pelo apoio na realização dos ensaios e na análise dos resultados.
A técnica do Laboratório de Química do IFES Samira Gomes Brandão na elaboração e testes com os reagentes para a análise metalográfica.
As monitoras dos Laboratórios de Química e Metalografia, Luciana, Juliana, Maiara e Livia.
Ao Prof. Msc. Flávio Antônio de Moraes Pinto pelos comentários e sugestões na realização e análise dos resultados dos ensaios metalográficos.
A todos os Professores e funcionários do PROPEMM pelos ensinamentos e apoio para realização desta Dissertação.
Aos meus Pais, Sebastião Altino de Souza (in memoriam) e Carme Leonice Agrizzi de Souza; e minha irmã Karina pelo carinho, apoio e incentivo.
A minha esposa Tatiana Rodrigues do Amaral pelo amor, incentivo e compreensão para elaboração desta Dissertação.
de espírito, que nem gozam muito nem sofrem muito, porque vivem numa penumbra cinzenta, onde não conhecem nem vitória, nem derrota.”
Para redução dos custos operacionais e a melhoria das propriedades mecânicas de materiais produzidos por laminação a quente é necessário o controle dos fenômenos metalúrgicos e microestruturais que ocorrem durante o processo de conformação. Um método experimental capaz de simular as condições de laminação é o ensaio de torção a quente, que é um ensaio eficiente e, relativamente, de baixo custo para estudo dos processos termomecânicos da laminação. Este estudo utilizou amostras do aço estrutural SAE 4140 que foram submetidas a ensaios termomecânicos na máquina de torção a quente do IFES. Foi realizado ensaio de torção a quente de múltiplas deformações em resfriamento contínuo, no qual foi determinado a temperatura de não recristalização (Tnr) e a temperatura de transformação de fase austenita-ferrita (Ar3). Também foram realizados ensaios isotérmicos contínuos, nos quais se verificaram que ensaios realizados acima da Tnr o material recristalizava dinamicamente e abaixo da Tnr recuperava dinamicamente. Os ensaios isotérmicos e contínuos foram realizados com taxas de deformações de 0,2s-1 e 0,5s-1, o aumento da taxa de deformação causou aumento das tensões necessárias para deformar o material. Por meio dos ensaios isotérmicos contínuos foram obtidas as deformações críticas para início da recristalização dinâmica e deformações de pico, em que foi observado aumento da deformação crítica e de pico com a diminuição da temperatura. A diminuição da temperatura de deformação nos ensaios isotérmicos contínuos causou diminuição do tamanho de grão austenítico visualizado por meio de microscopia ótica. Os resultados experimentais para as temperaturas Tnr e Ar3, deformação crítica, tensão de escoamento em estado estacionário e tamanho de grão austenítico foram comparados com os resultados obtidos por modelos matemáticos descritos na literatura para aços C-Mn e aços microligados. Os resultados das curvas de escoamento plástico obtidas para o aço SAE 4140 também foram comparados com resultados obtidos na literatura para o aço SAE 4340, mostrando que os dois aços possuem curvas tensão-deformação similares quanto aos fenômenos metalúrgicos observados.
To reduce operating costs and improve the mechanical properties of materials produced by hot rolling it is necessary to control the microstructure and metallurgical phenomena occurring during the forming process. An experimental method capable of simulating the conditions of hot rolling is the hot torsion test, a test that is efficient and has a relatively low cost to study the processes of thermomechanical rolling. This study used samples of structural steel SAE 4140 which has been submitted to tests at the hot torsion machine of the IFES. Hot torsion tests were performed with multiple steps in continuous cooling; it was determined that the non-recrystallization temperature (Tnr) and the phase transformation temperature of austenite-ferrite (Ar3). Isothermal continuous hot torsion tests were also performed, wherein the hot torsion tests performed above the Tnr occurred dynamic recrystallization and below the Tnr occurred dynamic recovery. Isothermal continuous tests were conducted with strain rate of 0.2s-1 and 0.5s-1, showing that the increasing of the strain rate caused increasing stress to the deformation of the material. Through of the tests isothermals continuous tests were obtained the critical strain for starting dynamic recrystallization and the strain peak, wherein an increase of the critical strain and peak strain with the decrease of temperature was observed. The reduction in the deformation temperature in the Isothermal continuous tests caused reduction in austenite grain size visualized by optical microscopy. The experimental results for the temperatures Tnr and Ar3, critical strain, stress in steady state, and austenitic grain size were compared with the results obtained by mathematical models described in literature for C-Mn steels and microalloyed steels. The results of curves plastic flow obtained for steel SAE 4140 also were compared with results obtained in literature for steel SAE 4340, showing that the two steels have curves stress-strain similar for the metallurgical phenomena observed.
Figura 1 - Esquema do arranjo do plano de discordâncias homogeneamente
distribuídas em grão encruado...25 Figura 2 - Esquema do arranjo celular de discordâncias em grão encruado...25 Figura 3 - Cinética de recuperação de um metal encruado...26 Figura 4 - Estágios da recuperação em um metal deformado plasticamente. (a)
emaranhados de discordâncias, (b) formação de células, (c) aniquilação de discordâncias nas paredes das células, (d) formação
desubgrãos... 27 Figura 5 - Esquema do processo de poligonização. (a) arranjo ao acaso de
discordâncias em um monocristal deformado por flexão. (b) rearranjo das discordâncias após o recozimento dando origem aos subcontornos ...28 Figura 6 - Efeito do trabalho a quente na microestrutura. (a) Laminação a quente
com redução da espessura de 50%. (b) Extrusão a quente com
deformação de 99% ...29 Figura 7 - Efeito da recuperação dinâmica nas curvas de escoamento para ferro
puro (Ferro Armco)...30 Figura 8 - Evolução microestrutural durante laminação a quente de uma liga de
alumínio-lítio submetida à recuperação dinâmica. (a) Micrografia ótica mostrando grãos iniciais alongados devido a deformação e (b)
micrografia de MET mostrando subgrãos equiaxiais ...31 Figura 9 - Esquema de desenvolvimento de grãos recristalizados, na qual de (a) a
(d) o grão inicial é grande e em (e) o grão é pequeno. As linhas
pontilhadas indicam os contornos de grãos iniciais ...32 Figura 10 - Curva típica tensão-deformação na qual ocorre recristalização dinâmica
para valores superiores aߝ...33 Figura 11 - Esquema da recristalização dinâmica na curvaߪxߝdurante deformação a quente. (a) alta taxa de deformação; (b) baixa taxa de deformação ...34 Figura 12 - Esquema da evolução da recristalização metadinâmica durante a
laminação a quente. Os grãos estão representados em "escala
macroscópica"...35 Figura 13 - Curvas esquemáticas tensão-deformação comparando a ocorrência de
(a) encruamento, (b) recuperação dinâmica e (c) recristalização dinâmica ...36 Figura 14 - Esquema do estado de tensão de um eixo sob torção ...37 Figura 15 - Elemento cilíndrico sólido submetido à torção ...39 Figura 16 - Derivação das relações matemáticas para o encruamentoۻࣂࡸ no teste
Figura 18 - Curvas características de ensaios isotérmicos de compressão a quente sob diferentes temperaturas e taxas de deformação para o aço SAE 4140
...43 Figura 19 - Curvas de escoamento plástico de ensaios isotérmicos de torção a
quente do aço AISI 4140. (a) várias taxas de deformação, 1000°C. (b) várias temperaturas, 0,5s-1...44 Figura 20 - Curva de escoamento plástico de um aço comercial médio carbono
deformado a 800°C a uma taxa de deformação de 1s-1...45 Figura 21 - Micrografia do tamanho de grão da austenita primária de um aço médio
carbono deformado a 800°C a uma taxa de deformação de 1s-1...45 Figura 22 - Curva tensão equivalente em função da deformação equivalente de um
aço médio carbono correspondente a 20 passes de torção em
resfriamento contínuo...46 Figura 23 - Curva característica da tensão equivalente em função de 1000/T(K-1)...47 Figura 24 - Curva tensão equivalente em função da deformação equivalente
característica de um passe da sequencia de deformações em
resfriamento contínuo...47 Figura 25 - Curva de tensão média equivalente em função do inverso da temperatura para ensaios de torção realizados em resfriamento contínuo, com taxa de deformação 2s-1e taxa de resfriamento de 1°C/s ...48 Figura 26 - Determinação da deformação crítica. (a) deformação crítica
correspondente ao ponto onde a curva sai do comportamento onde ocorre apenas recuperação dinâmica. (b) ponto de inflexão
correspondente à tensão crítica,ߪܿ...49 Figura 27 - Representação da curvaߠ x ߪ para um aço inoxidável 304. As linhas que
partem da origem identificam os pontos de início e fim da formação de subgrão (3) e (2) e início da recristalização dinâmica (1),ߪܿ. A
extrapolação da curva que atinge o eixo das tensões emߪݏݏ∗ representa a ocorrência apenas de recuperação dinâmica...50 Figura 28 - Curva taxa de encruamento versus tensão equivalente para o aço SAE
4140 ...51 Figura 29 - Método para cálculo do limite Johnson, ondeED = 0,5 FE e MN // OD. .52 Figura 30 - Método do módulo tangente para determinar o limite de escoamento....52 Figura 31 - Método para cálculo do limite Johnson, ondeDE = 0,5 CD e FG // OE....52 Figura 32 - Microestrutura do aço liga 9310 após o ensaio MCQuaid-Ehn utilizando
picrato de sódio alcalino (90°C - 45 segundos) para escurecer a
cementita precipitada nas contornos de grão austeníticos primários (barra de aumento com 100µm de comprimento)...54
Figura 34 - Ilustração esquemática das três regiões de laminação controlada e as respectivas mudanças microestruturais após cada região...57 Figura 35 - Figura esquemática de uma curva tensão-deformação ...63 Figura 36 - Desenho esquemático do corpo de prova...71 Figura 37 - Visão geral da máquina de torção e forno de indução do laboratório de
conformação do IFES...71 Figura 38 - Esquema de posicionamento dos termopares para determinação do perfil
térmico na seção útil. O termopar “A” está localizado no centro do comprimento útil e o termopar “B” está localizado no ponto de medição da temperatura...73 Figura 39 - Curva de calibração da temperatura ...73 Figura 40 - Esquema do ciclo termomecânico utilizado nos ensaios isotérmicos de
torção a quente ...74 Figura 41 - Esquema do ciclo termomecânico utilizado no ensaio de múltiplas
deformações controladas (ε1,ε2,…,εn) em resfriamento contínuo sob
torção a quente ...75 Figura 42 - Região superficial (azul) do comprimento útil analisada ao microscópio
ótico...75 Figura 43 - Fluxograma do algoritmo utilizado para o cálculo da TEMMod nas
condições de recristalização dinâmica ou sem mecanismo de
amaciamento...77 Figura 44 - Curvas de deformação equivalente versus tensão equivalente geradas
do experimento de múltiplas deformações em resfriamento contínuo com taxa de deformação de 0,1s-1; deformações de 0,2 e temperaturas
variando de 1170°C a 660°C, para o aço SAE 4140...79 Figura 45 - Curva de Tensão Média de Escoamento versus 1000/T (K-1) com as
temperaturas críticas para o aço SAE 4140...80 Figura 46 - Gráfico da tensão média equivalente versus 1000/T, mostrando as
regiões de Tnr, Ar3 para o aço estrutural SAE 4340...82 Figura 47 - Curvas de escoamento plástico para o aço SAE 4140 obtidas em ensaios
de torção realizados com uma taxa de deformação de 0,2s-1e nas
temperaturas de 1150°C, 1100°C, 1050°C, 1000°C e 950°C ...84 Figura 48 - Curvas de escoamento plástico para o aço SAE 4140 obtidas em ensaios
de torção realizados com uma taxa de deformação de 0,5s-1e nas
temperaturas de 1150°C, 1100°C, 1050°C, 1000°C e 950°C ...84 Figura 49 - Curvas de escoamento plástico para o aço SAE 4140 obtidas em ensaios
de torção realizados com uma taxa de deformação de 0,2s-1e nas
Figura 51 - Gráfico tensão equivalente versus da deformação equivalente do aço SAE 4140 obtidas em ensaios de torção realizados com uma taxa de deformação de 0,2s-1e temperaturas entre 1150°C e 800°C ...88 Figura 52 - Gráfico tensão equivalente versus da deformação equivalente do aço
SAE 4140 obtidas em ensaios de torção realizados com uma taxa de deformação de 0,5s-1e temperaturas entre 1150°C e 800°C ...88 Figura 53 - Variação de taxa de encruamento (θ), em função de tensão aplicada
para ensaios realizados com taxa de deformação de 0,2s-1...90 Figura 54 - Variação de taxa de encruamento (θ), em função de tensão aplicada
para ensaios realizados com taxa de deformação de 0,5s-1...90 Figura 55 - Comparativo das curvas tensão equivalente versus da deformação
equivalente nas taxas de deformação de 0,2s-1e 0,5s-1nas temperaturas de: (a) 1150°C, (b) 1100°C, (c) 1050°C, (d) 1000°C, (e) 950°C e (f) 900°C (* a curva de 900°C a uma taxa de deformação de ...92 Figura 56 - Comparativo das curvas tensão equivalente versus da deformação
equivalente a nas taxas de deformação de 0,2s-1e 0,5s-1nas temperaturas de: (a) 850°C e (b) 800°C, temperaturas nas quais
ocorreram recuperação dinâmica...93 Figura 57 - Gráfico da relação entre deformação de pico e deformação crítica versus
temperaturas, figuras (a) e (c); e da relação entre tensão de pico e
tensão crítica para início da recristalização dinâmica, figuras (b) e (d) ...94 Figura 58 - Curvas tensão equivalente versus da deformação equivalente dos aços
SAE 4140 e SAE 4340 (52) deformados a 0,2s-1nas temperaturas: (a) 1150°C, (b) 1050°C, (c) 950°C e (d) 800°C ...96 Figura 59 - Micrografias das amostras de ensaio de torção deformadas a uma taxa
de deformação de 0,2s-1nas temperaturas de: (a) 1150°C, (b) 1100°C, (c) 1050°C, (d) 1000°C, (e) 950°C, (f) 900°C, (g) 850°C e (h) 800°C, aumento de 200x e ataque químico com solução aquosa saturada de ácido pícrico, HCl e ácido sulfônico aquecido a 85°C ...98 Figura 60 - Micrografias das amostras de ensaio de torção deformadas a uma taxa
de deformação de 0,5s-1nas temperaturas de: (a) 1150°C, (b) 1100°C, (c) 1050°C, (d) 1000°C, (e) 950°C, (f) 900°C, (g) 850°C e (h) 800°C, aumento de 200x e ataque químico com solução aquosa saturada de ácido pícrico, HCl e ácido sulfônico aquecido a 85°C ...99 Figura 61 - Tamanho de grão da austenita primária a 1200°C ...102 Figura 62 - Evolução do tamanho de grão austenítico do aço SAE 4140 deformado a
uma taxa de deformação de 0,2s-1e 0,5s-1e com temperaturas de ensaio variando de 1150°C a 850°C...103
Figura 64 - Deformação crítica nas temperaturas de 1150°C, 1100°C, 1050°C,
1000°C e 950°C; taxas de deformação de 0,2s-1e 0,5s-1...106 Figura 65 - Tensão de escoamento em regime estacionário nas temperaturas de
1150°C, 1100°C,1050°C, 1000°C e 950°C; taxas de deformação de 0,2s-1e 0,5s-1...107 Figura 66 – Gráfico comparativo do modelamento matemático da tensão média de
escoamento (TEM) para aços C-Mn e aços microligados com resultado da curva tensão-deformação de uma amostra deformada a 1150ºC a uma taxa de 0,2s-1...110 Figura 67 - Gráfico comparativo do modelamento matemático da tensão média de
escoamento (TEM) para aços C-Mn e aços microligados com resultado da curva tensão-deformação de uma amostra deformada a 1150ºC a uma taxa de 0,5s-1...110 Figura 68 - Gráfico comparativo do modelamento matemático da tensão média de
escoamento (TEM) para aços C-Mn e aços microligados com resultado da curva tensão-deformação de uma amostra deformada a 1100ºC a uma taxa de 0,2s-1...111 Figura 69 - Gráfico comparativo do modelamento matemático da tensão média de
escoamento (TEM) para aços C-Mn e aços microligados com resultado da curva tensão-deformação de uma amostra deformada a 1100ºC a uma taxa de 0,5-1...111 Figura 70 - Gráfico comparativo do modelamento matemático da tensão média de
escoamento (TEM) para aços C-Mn e aços microligados com resultado da curva tensão-deformação de uma amostra deformada a 1050ºC a uma taxa de 0,2s-1...112 Figura 71 - Gráfico comparativo do modelamento matemático da tensão média de
escoamento (TEM) para aços C-Mn e aços microligados com resultado da curva tensão-deformação de uma amostra deformadas a 1050ºC a uma taxa de 0,5s-1...112 Figura 72 - Gráfico comparativo do modelamento matemático da tensão média de
escoamento (TEM) para aços C-Mn e aços microligados com resultado da curva tensão-deformação de uma amostra deformadas a 1000ºC a uma taxa de 0,2s-1...113 Figura 73 - Gráfico comparativo do modelamento matemático da tensão média de
escoamento (TEM) para aços C-Mn e aços microligados com resultado da curva tensão-deformação de uma amostra deformadas a 1000ºC a uma taxa de 0,5s-1...113 Figura 74 - Gráfico comparativo do modelamento matemático da tensão média de
escoamento (TEM) para aços C-Mn e aços microligados com resultado da curva tensão-deformação de uma amostra deformadas a 950ºC a uma taxa de 0,2s-1...114
Tabela 1 - Propriedades mecânicas dos aços SAE 4140 e SAE 4340 nas condições de laminado normalizado ou recozido...22 Tabela 2 - Comparativo os valores Tnr e Ar3 encontrados no ensaio de torção e o
resultado obtido pela Equação (30) e pela Equação (31), para o aço SAE 4140 ...81 Tabela 3 - Temperaturas críticas de processamento para o aço SAE 4340 ...82 Tabela 4 - Dados obtidos dos ensaios de torção contínuos e isotérmicos...91 Tabela 5 - Tamanho de grão austenítico do aço SAE 4140 deformado com
Quadro 1 - Composição química (% em peso) dos aços SAE 4140 e SAE 4340 ...22 Quadro 2 - Equações cinéticas da fração de recristalização estática, dinâmica e
metadinâmica (X) e do tempo para se alcançar 50% de recristalização (t0,5)...59 Quadro 3 - Equações que descrevem o tamanho de grão da austenita (drec) após
completa recristalização...61 Quadro 4 - Equações que descrevem o tamanho de grão final da austenita após
recristalização completa em função do tempo ...62 Quadro 5 - Composição química do aço SAE 4140 (% em peso)...70 Quadro 6 - Comparativo de composição química dos aços estruturais SAE 4340 e
SAE 4140 ...78 Quadro 7 - Dados obtidos dos ensaios de torção contínuos e isotérmicos para o aço
Ar3 - Temperatura de inicio de transformação de fase da austenita em resfriamento Ar1 - Temperatura de final de transformação de fase da austenita em resfriamento Tnr - Temperatura de não recristalização
α - Ferrita γ - Austenita σc- Tensão crítica
σp- Tensão de pico
σss- Tensão de estado estacionário
εp- Deformação de Pico
εc- Deformação crítica
θ - Taxa de Encruamento ε - Grau de deformação ઽ̇- Taxa de Deformação
Qrec- Energia de ativação para a recristalização
d0- Tamanho de grão inicial
drec- Tamanho do grão da austenita após completa recristalização
Z - Parâmetro de Zener-Hollomom TEM - Tensão média de escoamento
1 INTRODUÇÃO ...19
2 OBJETIVOS...20
2.1 OBJETIVO GERAL...20
2.2 OBJETIVOS ESPECÍFICOS ...20
3 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA ...21
3.1 AÇOS DAS FAMÍLIAS 41XX E 43XX ...21
3.1.1 Elementos de Liga...22
3.2 FENÔMENOS METALÚGICOS QUE OCORREM DURANTE DEFORMAÇÃO ...24
3.2.1 Encruamento ...24
3.2.2 Recuperação...26
3.2.3 Recristalização ...31
3.2.4 Interrelação entre encruamento, recuperação e recristalização dinâmica35 3.3 ENSAIOS DE TORÇÃO A QUENTE...36
3.3.1 Estado de Tensões...37
3.3.2 Curvas tensão equivalente versus deformação equivalente...37
3.3.3 Ensaios de torção isotérmicos e contínuos ...42
3.3.4 Ensaios com múltiplas deformações em resfriamento contínuo ...46
3.3.5 Taxa de encruamento...49
3.3.6 Determinação do limite de escoamento ...51
3.3.7 Análise metalográfica ...54
3.4 MODELOS MICROESTRUTURAIS ...56
3.4.1 Temperatura de não recristalização (Tnr) e temperatura de início de transformação de fase austenita-ferrita (Ar3) ...56
3.4.2 Cinética da recristalização ...58
3.4.3 Tamanho de grão da austenita recristalizada após a deformação ...60
3.4.4 Deformação crítica (ࢿࢉ) e deformação de pico (ࢿ)...63
3.4.5 Tensão de Escoamento Média (TEM) ...66
3.4.6 Fração de recristalização dinâmica para aços ao carbono -ࢄࢊ...67
3.4.7 Equação geral da fração de recristalização dinâmica do material ...68
4.3 EQUIPAMENTO...71
4.4 CALIBRAÇÃO DA TEMPERATURA ...72
4.5 ENSAIOS DE TORÇÃO A QUENTE...73
4.5.1 Ensaios isotérmicos e contínuos ...73
4.5.2 Ensaios com múltiplas deformações em resfriamento contínuo ...74
4.6 ANÁLISE METALOGRÁFICA ...75
4.7 MODELAMENTO MATEMÁTICO MICROESTRUTURAL ...77
5 RESULTADOS E DISCUSSÃO...78
5.1 COMPOSIÇÃO QUÍMICA DOS AÇOS SAE 4140 E SAE 4340...78
5.2 ENSAIO DE TORÇÃO A QUENTE DE MÚLTIPLOS PASSES EM RESFRIAMENTO CONTÍNUO...78
5.3 ENSAIOS DE TORÇÃO A QUENTE ISOTÉRMICOS E CONTÍNUOS...83
5.3.1 Curvas de escoamento plástico...83
5.3.2 Determinação da deformação crítica para início da recristalização dinâmica ...89
5.3.3 Metalografias ...97
5.3.4 Modelamento Matemático...104
6 CONCLUSÃO ...115
1 INTRODUÇÃO
A maioria dos materiais metálicos produzidos comercialmente sofre alguma etapa de conformação a quente, nas quais são produzidas placas, tiras, fios, tubos e outros, que apresentam menor custo quando comparados aos processos de conformação a frio seguidos de recozimento (1).
As operações de laminação tinham como objetivo atender as dimensões finais do produto laminado. Mas, desde anos 50, tem-se percebido que o grau de deformação e a temperatura final do produto laminado influenciam significativamente nas propriedades físicas do produto (2).
Os processos de conformação a quente consistem em aquecer o material até a temperatura de austenitização, realizar deformações programadas nas etapas de desbaste e acabamento e em seguida promover o resfriamento (3). O controle das propriedades mecânicas de aços na laminação possibilita a redução de custos devido à menor necessidade de elementos de liga no refino de grão e na redução de tratamentos térmicos posteriores (2).
Uma técnica experimental capaz de reproduzir as condições de processamento da laminação é o ensaio de torção a quente, que permite a análise dos fenômenos metalúrgicos por meio das curvas tensão-deformação e da evolução microestrutural (3).
Neste trabalho observou-se o comportamento termomecânico e termomicroestrutural do aço SAE 4140 por meio de ensaios de torção a quente e o resultados foram comparados com dados obtidos na literatura para aço SAE 4340, nos quais verificou-se similaridade de fenômenos metalúrgicos nas curvas tensão-deformação para esses dois aços. As temperaturas críticas Tnr e Ar3 foram determinadas de forma experimental e através de modelos matemáticos.Também foram comparados os resultados dos modelos matemáticos desenvolvidos para aços C-Mn e aços microligados para predição da deformação crítica para início da recristalização dinâmica, tamanho de grão da austenita primária, tensão de escoamento em estado estacionário e tensão de média de escoamento (TEM) com os resultados experimentais obidos nos ensaios de torção para o aços SAE 4140.
2 OBJETIVOS
2.1 OBJETIVO GERAL
Avaliar o comportamento termomecânico, termomicroestrutural e os fenômenos metalúrgicos de amaciamento que atuam no aço estrutural SAE 4140 por meio de ensaios de torção a quente.
2.2 OBJETIVOS ESPECÍFICOS
Para alcançar o objetivo principal, é necessário:
Realizar ensaios de torção a quente com múltiplas deformações em resfriamento contínuo e ensaios isotérmicos contínuos e isotérmicos.
Realizar análise metalográfica das amostras via microscopia ótica antes e após os ensaios de torção para determinar o tamanho de grão austenítico. Comparar os resultados dos ensaios de torção a quente para o aço estrutural
SAE 4140 com resultados obtidos na literatura para o aço estrutural SAE 4340.
Verificar o comportamento dos modelos matemáticos para aços C-Mn e aços microligado na predição da deformação crítica para início da recristalização dinâmica, tamanho de grão da austenita primária, tensão de escoamento em estado estacionário e tensão de média de escoamento (TEM).
3 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
3.1 AÇOS DAS FAMÍLIAS 41XX E 43XX
O aço SAE 4140 é utilizado em aplicações que requerem combinação moderada de temperabilidade, boa resistência mecânica e tenacidade, mas em serviços de moderada severidade. Apresenta média usinabilidade, baixa soldabilidade e temperabilidade relativamente alta (4,5). A resistência à tração pode atingir 1650 MPa quando o material está no estado temperado e a temperatura de trabalho pode atingir até 480°C sem que o material tenha considerável perda de resistência mecânica (4). O aço 4140 é utilizado em virabrequins, bielas, eixos, engrenagens, armas, parafusos e equipamentos para indústria do petróleo (5). Em relação ao aços carbono, o aço baixa liga da família 41XX é modificado ao cromo e molibdênio (6). O aço 4140 está entre os mais usados na indústria do petróleo em aplicações de alta resistência, como em corpos pressurizados, flanges, pistões de operação, devido ao fato de serem facilmente tratados termicamente para níveis requeridos pelos aços grau API (American Petroleum Institute), são relativamente baratos e estão disponíveis no mercado (6).
O aço SAE 4340 é considerado um aço de alta resistência e baixa liga (ARBL) que combina elevadas propriedades de temperabilidade, ductilidade, tenacidade, resistência mecânica com baixas propriedades de usinabilidade e soldabilidade (4). O Aço SAE 4340 apresenta elevada resistência à fluência e a fadiga, que pode ser aumentada pelo tratamento termoquímico de nitretação, e não apresenta elevada queda de resistência mecânica em temperaturas elevadas (4). O aço SAE 4340 é frequentemente utilizado em condições de serviços severos podendo na condição de temperado atingir limite de resistência à tração de 1950 MPa (4).Aplicações típicas do aço SAE 4340 incluem: parafusos, engrenagens, pinhões, eixos e componentes similares de máquinas e indústria aeroespacial (4).
3.1.1 Elementos de Liga
Os aços das famílias 41XX e 43XX são modificados ao cromo, molibdênio e níquel, sendo o níquel exclusivo da família 43XX. No Quadro 1 pode ser verificada a composição química desses aços. Os intervalos de composição química aceitáveis na norma AISI/SAE para os aços SAE 4140 e SAE 4340 são idênticos quanto à quantidade de carbono, fósforo, enxofre e silício. Para os elementos químicos manganês, cromo e molibdênio, existem variações nos intervalos de composição química aceitáveis, mas é possível que um aço SAE 4140 e SAE 4340 contenham quantidades muito similares desses elementos.
Quadro 1 - Composição química (% em peso) dos aços SAE 4140 e SAE 4340
SAE C Mn P (máx) S (máx) Si Ni Cr Mo 4140 0,38 -0,43 0,75 -1,00 0,035 0,040 0,15 -0,35 0,80 -1,10 0,15 -0,25 4340 0,38 -0,43 0,60 -0,80 0,035 0,040 0,15 -0,35 1,65 -2,00 0,70 -0,90 0,20 -0,30 Fonte: (7)
Na Tabela 1 pode ser visualizado o comparativo entre propriedades mecânicas dos aços comerciais SAE 4340 e SAE 4140 nas condições de laminado a quente normalizado ou recozido (8) .
Tabela 1 - Propriedades mecânicas dos aços SAE 4140 e SAE 4340 nas condições de laminado normalizado ou recozido SAE Condição T(°C) Austenitização Resistência a Tração (MPa) Limite de escoamento (MPa) Dureza (HB) 4140 Normalizado 870 1020 655 302 Recozido 815 655 420 197 4340 Normalizado 870 1280 860 363 Recozido 810 745 475 217 Fonte: (8)
O elemento de liga cromo é um formador de carbonetos sendo adicionado aos aços para melhorar a resistência à corrosão, temperabilidade, endurecibilidade e resistência em altas temperaturas (geralmente é utilizado em conjunto com o molibdênio para aplicações dessa natureza) (7). O molibdênio é adicionado em aços estruturais em quantidades de 0,10% até 1,00% e quando está presente em solução sólida na austenita antes ao tratamento térmico de tempera, a taxa de transformação torna-se consideravelmente mais lenta quanto comparada a um aço carbono (7). Elementos de liga como o níquel possuem pouca ou nenhuma tendência de ocorrer na fase de carboneto, sendo o que seu principal efeito de endurecimento ocorre pela presença em solução sólida na ferrita (7,9) ou pelo controle do tamanho de grão da matriz (10). Em combinação com o cromo, o níquel produz aços liga com maior temperabilidade, alta resistência ao impacto e maior resistência a fadiga quando comparados a aços carbono. Adições de elementos de liga (Cr, Ni, Ti etc.) trazem mudanças significativas no diagrama de fases binário ferro-carboneto de ferro e a extensão dessas mudanças sobre as posições das fronteiras entre as fases e sobre o formato dos campos das fases dependem do elemento de liga, em particular, da sua concentração (8,11). De acordo com Ericsson (8), todos os importantes elementos de liga diminuem a posição do eutetóide em relação à temperatura e à composição química; os elementos de liga magnésio e níquel, que estabilizam a austenita, diminuem a temperatura da linha de transformação A1 (temperatura eutetóide); os elementos de liga (cromo, silício,
molibdênio e tungstênio), que estabilizam a ferrita, aumentam a temperatura da linha de transformação A1.
Nos diagramas de transformação isotérmica, a presença de outros elementos de liga além do carbono (Cr, Ni, Mo e W) podem causar alterações no deslocamento da inflexão da transformação da austenita em perlita para tempos mais longos (e também na transformação da fase proeutetóide, se existir) e a formação de uma inflexão separada para a bainita (11).
3.2 FENÔMENOS METALÚGICOS QUE OCORREM DURANTE DEFORMAÇÃO
No estudo da trabalhabilidade a quente de um metal ou liga metálica deve ser considerado os aspectos relativos à resistência mecânica e as mudanças microestruturais que ocorrem em função da temperatura, deformação e taxa de deformação (3). O material deformado a quente está sujeito a processos de restauração ou amaciamento, que podem ocorrer durante ou depois da deformação, podendo também ocorrer transformação de fase (12).
3.2.1 Encruamento
O encruamento pode ser definido como o fenômeno pelo qual um metal dúctil torna-se mais duro e mais resistente à medida que é deformando plasticamente. Estorna-se fenômeno, algumas vezes, também é chamado de endurecimento por trabalho, ou pelo fato da temperatura de deformação ser “fria” em relação à temperatura de fusão do material (11). Segundo Padilha e Siciliano (13), alguns eventos ocorrem durante a deformação de um metal policristalino:
i) mudança de forma dos grãos;
ii) os grãos, geralmente, mudam de direção e adquirem orientação preferencial (textura de deformação);
iii) a quantidade de contornos de grão por unidade de volume aumenta;
iv) aumenta a quantidade de discordâncias e defeitos puntiformes por unidade de volume em várias ordens de grandeza.
O encruamento é explicado com base na interação entre as discordâncias e os campos de deformação dessas discordâncias. Sendo que a densidade de discordâncias de um metal deformado plasticamente aumenta devido à multiplicação de discordâncias ou a formação de novas discordâncias (11).
A distribuição e a densidade dos defeitos gerados na deformação dependem: da estrutura cristalina, da quantidade de deformação, da taxa de deformação, da
pureza do metal, da temperatura e da sua energia de defeito de empilhamento (EDE) (13).
Quando metais de baixa EDE são deformados, suas discordâncias têm baixa mobilidade devido ao fato das discordâncias parciais estarem muito afastadas entre si. Assim, os fenômenos de escalada e escorregamento de discordâncias são dificultados (13,14). Na Figura 1 é mostrado um esquema de distribuição homogênea de discordâncias de um metal de baixa EDE.
Figura 1 - Esquema do arranjo do plano de discordâncias homogeneamente distribuídas em grão encruado
Fonte: (13)
Em metais de alta EDE as discordâncias possuem alta mobilidade, facilitando o escorregamento, a escalada e aniquilação das discordâncias vizinhas de sinal oposto. Dessa forma, metais de alta EDE tende a apresentar uma distribuição heterogênea de discordância e a formação de um grão com células de discordâncias (subgrãos) (13,14). A Figura 2 mostra uma distribuição heterogênea de discordâncias.
Figura 2 - Esquema do arranjo celular de discordâncias em grão encruado
3.2.2 Recuperação
Durante a recuperação uma parcela da energia de deformação interna que está armazenada é liberada devido ao movimento das discordâncias (na ausência de aplicação de uma tensão externa), como resultado de um aumento difusão atômica em temperaturas elevadas (11). A recuperação promove mudanças microestruturais que levam a restauração parcial das propriedades do material, que podem ser observadas nas propriedades mecânicas, densidade, resistividade elétrica e tensões residuais (13).
A medida da cinética de recuperação, em geral, pode ser quantificada através de medidas indiretas (13): 1 ߩ − 1 ߩ= ݇ ∙ ݐ (1) ρ = densidade de discordâncias
ߩ= densidade inicial de discordâncias
t = tempo de recozimento k = constante
O fenômeno é representado na Figura 3. Observe que à medida que o tempo aumenta, a densidade inicial de discordância (ߩ) diminui devido ao efeito da recuperação.
Figura 3 - Cinética de recuperação de um metal encruado
Na Figura 4 podem ser visualizados os diferentes estágios de recuperação desde um emaranhado de discordâncias até uma estrutura rearranjada de subgrãos.
Figura 4 - Estágios da recuperação em um metal deformado plasticamente. (a) emaranhados de discordâncias, (b) formação de células, (c) aniquilação de discordâncias nas paredes das células, (d) formação de subgrãos
Fonte: (15,16)
A diferença entre células de deformação e subgrãos é de certa forma arbitrária, sendo que o principal fator para diferenciá-las é o grau de formação térmica envolvido no processo de formação (13). A formação de subgrãos conta com uma considerável ativação térmica, possuem paredes bem definidas, possuem poucas discordâncias no seu interior quando comparados às células de deformação (13). A formação dos subgrãos em um metal deformado é chamada de poligonização e ocorre em altas temperaturas. Assim, durante o aquecimento do material deformado plasticamente, as discordâncias são reagrupadas, ocorrendo aniquilação de discordâncias de sinais opostos e escalada das discordâncias de mesmo sinal durante o movimento nos planos de escorregamento. A representação esquemática da formação dos subgrãos é mostrada Figura 5, na qual nota-se a formação de 3 subcontornos de grão de inclinação (“tilt”) ou inclinados na barra poligonizada, Figura 5b (13,17).
Figura 5 - Esquema do processo de poligonização. (a) arranjo ao acaso de discordâncias em um monocristal deformado por flexão. (b) rearranjo das discordâncias após o recozimento dando origem aos subcontornos
Fonte: (13)
3.2.2.1 RECUPERAÇÃO ESTÁTICA
A recuperação estática ocorre após a deformação, enquanto o material deformado ainda está quente. A taxa de recuperação dependerá das características do material e das características do trabalho termomecânico como a energia de defeito de empilhamento (EDE), elementos de liga, taxa de deformação, deformação e da temperatura/limite de mobilidade das discordâncias (14).
A recuperação estática inicia-se logo após a deformação sem um período de incubação e a aniquilação das discordâncias acontece individualmente. A deformação plástica aumenta e energia interna do material e parte dessa energia é liberada para aniquilação e rearranjo das discordâncias, devido à escalada e deslizamento cruzado das discordâncias (12).
Na Figura 6a podemos visualizar um esquema do efeito da recuperação estática na microestrutura de um material após laminação a quente. Sendo que para materiais de alta energia de defeito de empilhamento após a deformação ocorre somente a recuperação, enquanto em materiais de baixa energia de defeito de empilhamento ocorrem recuperação e recristalização estática (13,14).
A energia armazenada em um material é proporcional à deformação e taxa de deformação, sendo que a força motriz para que ocorra a recuperação é proporcional à energia armazenada (13).
Figura 6 - Efeito do trabalho a quente na microestrutura. (a) Laminação a quente com redução da espessura de 50%. (b) Extrusão a quente com deformação de 99%
Fonte: (14)
3.2.2.2 RECUPERAÇÃO DINÂMICA
A recuperação dinâmica ocorre durante a deformação a quente. Quando metais são deformados, defeitos são gerados nos cristais e as discordâncias são os mais importantes defeitos lineares. À medida que a deformação do metal aumenta, também aumenta-se a resistência a deformação devido ao aumento das discordâncias. Entretanto, a densidade de discordâncias não aumentará sem limite devido à ocorrência da recuperação dinâmica e da recristalização dinâmica (18). A Figura 7 mostra curvas típicas de recuperação dinâmica para diferentes taxas de deformação, na qual pode ser visualizado um aumento da tensão máxima com o aumento da taxa de deformação.
Figura 7 - Efeito da recuperação dinâmica nas curvas de escoamento para ferro puro (Ferro Armco)
Fonte: (18)
Altas temperaturas de deformação permitem que as discordâncias geradas sofram um rearranjo para uma estrutura de subgrãos (13) .Em materiais de alta energia de defeito de empilhamento (por exemplo alumínio e suas ligas, aços na fase ferrítica, ligas de titânio, e outros) predomina recuperação dinâmica. Durante tal processo, discordâncias individuais ou em pares são aniquiladas devido à facilidade de escalada das discordâncias (e subsequente aniquilação de discordâncias de sinais opostos) e a formação de células e subgrãos. Como os subgrãos são criados e destruídos continuamente durante o trabalho a quente, a material deformado a quente geralmente contem uma coleção de subgrãos equiaxiais (18). Na Figura 8 são mostradas as características microestruturais de uma liga de alumínio-lítio deformada a quente, sendo que na Figura 8a os grãos apresentam-se alongados no sentido de laminação e na Figura 8b devido à recuperação dinâmica há formação de subgrãos equiaxiais.
Figura 8 - Evolução microestrutural durante laminação a quente de uma liga de alumínio-lítio submetida à recuperação dinâmica. (a) Micrografia ótica mostrando grãos iniciais
alongados devido a deformação e (b) micrografia de MET mostrando subgrãos equiaxiais
Fonte: (18)
Na Figura 6 podemos visualizar os efeitos da recuperação dinâmica nos processos de laminação a quente e de extrusão a quente.
3.2.3 Recristalização
É a formação de um novo conjunto de grãos isentos de deformação; normalmente é necessário um tratamento térmico de recozimento e tipicamente a temperatura de recristalização se encontra entre um terço e a metade da temperatura absoluta de fusão (11). As mudanças microestruturais que ocorrem durante o recozimento de um material deformado a frio tendem a diminuir a energia armazenada durante o processo de deformação, sendo que essa diminuição ocorrerá pelo mecanismo de rearranjo e eliminação de defeitos cristalinos (13,19). O tamanho de grão recristalizado é reduzido devido elevadas deformações que introduzem pequenos subgrãos e assim aumentam o número de sítios de nucleação para a recristalização (16). A Figura 9 mostra, esquematicamente, o desenvolvimento de grãos recristalizados.
Figura 9 - Esquema de desenvolvimento de grãos recristalizados, na qual de (a) a (d) o grão inicial é grande e em (e) o grão é pequeno. As linhas pontilhadas indicam os contornos de grãos iniciais
Fonte: (16)
3.2.3.1 RECRISTALIZAÇÃO ESTÁTICA
Após o término da deformação inicia-se a recuperação estática que restaura o material até certa proporção, sendo que seu amaciamento ou restauração total só ocorrerá através da recristalização estática (3). Os novos cristais geralmente irão aparecer nas regiões mais deformadas, usualmente nos contornos de grão e planos de escorregamento (20). Algumas características de recristalização estática podem ser descritas assim (13):
i) para que a recristalização ocorra, é necessária uma deformação mínima;
ii) quanto menor é o grau de deformação, mais alta é a temperatura necessária para iniciar a recristalização;
iii) quanto maior o tempo de recozimento, menor é temperatura necessária para início da recristalização;
iv) o grau de deformação tem grande influência no tamanho de grão final, enquanto a temperatura de recozimento tem baixa influência. Assim, maior o grau de deformação e/ou menor a temperatura de recozimento, menor será o tamanho de grão final.
3.2.3.2 RECRISTALIZAÇÃO DINÂMICA
A recristalização dinâmica está associada à geração de um grande número de defeitos durante a deformação a quente. Esses defeitos não podem ser totalmente eliminados pela recuperação dinâmica, devido a altas taxas de deformação ou a baixa energia de defeito de empilhamento (EDE), assim há aumento do potencial termodinâmico para a recristalização dinâmica (13). A recristalização dinâmica promove, a partir da tensão de pico ߪ, um amaciamento do material sendo deformado a quente, Figura 10.
Figura 10 - Curva típica tensão-deformação na qual ocorre recristalização dinâmica para valores superiores aߝ
Fonte: (21)
A recristalização dinâmica é um fenômeno típico de restauração microestrutural de ligas deformadas plasticamente a quente nos sistemas cristalinos cúbicos de face centrada (CFC), ou seja, nos aços é o estado austenítico (21). Além disso, à medida que a austenita é deformada a quente o material aumenta a resistência mecânica progressivamente devido ao encruamento, até se atingir um grau de deformação crítica para início da recristalização dinâmica (21).
Quando um material é deformado plasticamente em elevadas temperaturas e altas taxas de deformação, a curva tensão-deformação apresenta um pico de tensão (ߪ), seguido de uma redução da resistência mecânica e de uma estabilização de tensão, Figura 11a, que corresponde ao balanceamento entre os efeitos de endurecimento (encruamento) e os efeitos de amaciamento (recristalização dinâmica) (13,21,20).
Figura 11 - Esquema da recristalização dinâmica na curvaߪxߝdurante deformação a quente. (a) alta taxa de deformação; (b) baixa taxa de deformação
Fonte: (13)
Para baixas taxas de deformação, a restauração ocorre por ciclos de encruamento-recristalização dinâmica, apresentando vários picos de tensão com certa periodicidade (13). Esse comportamento é mostrado na Figura 11b.
Para início da recristalização dinâmica é necessário que o material receba uma deformação mínima, definida de deformação crítica (ߝ), e como é mostrado na Figura 11,ߝé menor que a deformação de pico (ߝ) (13,22). Para aços microligados relação ߝൗ geralmente varia de 0,6 até 0,8 (13,23,24). Essa relação pode assumirߝ valores de até 0,5 para aços ao nióbio (13).
3.2.3.3 RECRISTALIZAÇÃO METADINÂMICA
A recristalização metadinâmica consiste no crescimento de novos núcleos gerados durante a deformação e que crescem após o material ter sido deformado (1,13,25). Assim, é um tipo de recristalização que se inicia dinamicamente e após a deformação, cresce estaticamente com ausência de tensões (13). Na Figura 12 é mostrado um esquema da recristalização metadinâmica na laminação a quente.
Figura 12 - Esquema da evolução da recristalização metadinâmica durante a laminação a quente. Os grãos estão representados em "escala macroscópica"
Fonte: (13)
A recristalização metadinâmica ocorre na laminação de tiras quente: nos passes iniciais devido a altas deformações, baixas taxas de deformação e altas temperaturas ou nos passes finais devido ao acúmulo de deformações (1).
No processamento termomecânico dos aços, a recristalização metadinâmica tem grande importância, visto que para a maioria dos casos a deformação do estado estacionário não é atingida para reduções usuais. Além disso, quando é atingida, a deformação crítica ߝ, os núcleos formados dinamicamente crescem livres de tensão. Esse fato explica a cinética muito rápida da recristalização metadinâmica, diferindo do outros mecanismos de recristalização por não apresentar período de incubação (13).
3.2.4 Interrelação entre encruamento, recuperação e recristalização dinâmica
Na Figura 13 é mostrada a interrelação entre os mecanismos de endurecimento e amaciamento durante o processo de deformação a quente. A Figura 13a mostra que
o material está somente encruando, onde pode ser visualizado um aumento de resistência mecânica à medida que o material está sendo deformado plasticamente abaixo da temperatura de recristalização (11), não apresentado nenhum mecanismo de amaciamento. Na Figura 13b é mostrada a recuperação dinâmica, que devido à deformação em temperatura elevadas, em um dado instante, a geração de defeitos é compensada pela aniquilação desses defeitos, sendo que esse efeito aparece na curva tensão-deformação como uma estabilização de tensão à medida que o material é deformado (13). Na Figura 13c é mostrado o fenômeno de recristalização dinâmica, que aparece na curva tensão-deformação como uma queda de resistência mecânica seguida de uma estabilização de tensão logo depois que a tensão de pico é atingida (13,21).
Figura 13 - Curvas esquemáticas tensão-deformação comparando a ocorrência de (a) encruamento, (b) recuperação dinâmica e (c) recristalização dinâmica
Fonte: (13,16)
3.3 ENSAIOS DE TORÇÃO A QUENTE
Testes de torção a quente são utilizados mundialmente para modelamento físico de processos de deformação a quente, oferecendo a capacidade de aplicar grandes deformações e altas taxas de deformação durante o ensaio, sendo possível o estudo termomecânico e microestrutural de materiais sob deformação a quente(26).
Nessa seção são apresentados os tipos de ensaios de torção a quente e os resultados esperados para cada tipo de ensaio. Cada tipo de ensaio de torção permite a análise do comportamento metalúrgico e termomecânico das amostras. Dentre os principais parâmetros estudados estão: a tensão e deformação de pico, tensão e deformação crítica, tensão no estado estacionário de deformação, temperatura de não recristalização, temperatura de início de transformação austenítica.
3.3.1 Estado de Tensões
A Figura 14 ilustra o estado de tensões em um ponto da superfície de um corpo cilíndrico sob torção. A tensão cisalhante máxima ocorre mutuamente em dois planos perpendiculares, perpendicularmente ao eixo longitudinal yy e paralelo ao eixo longitudinal xx. As tensões principais ߪଵ (tração) e ߪଷ (compressão) fazem um ângulo d 45º com o eixo longitudinal xx e são iguais em magnitude. A tensão intermediáriaߪଶé zero (27).
Figura 14 – Esquema do estado de tensão de um eixo sob torção
Fonte: (27)
3.3.2 Curvas tensão equivalente versus deformação equivalente
Os ensaios mecânicos de torção a quente forneceram resultados na forma de curvas torque versus ângulo de rotação. Então, os valores de tensões e deformações equivalentes são calculados utilizando expressões matemáticas da Equação (2) e da Equação (3) (3,28,29):
σୣ୯ =2πR√3Mଷ (3 + m + n) (2)
εୣ୯= Rθ
√3L (3)
Na Equação (2) e na Equação (3), M é o torque aplicado, θ é o ângulo de rotação em radianos, L é o comprimento útil e R o raio útil do corpo de prova.
As constantes m e n são definidas utilizando-se as seguintes expressões (1):
݉ =߲݈݊ܶ
߲݈݊ߠ̇ (4)
݊ =߲݈߲݈݊ܶ݊ߠ (5)
Onde, ߠ e ߠ̇ são o ângulo e velocidade angular, respectivamente. Embora n varie com a deformação, por simplificação, os valores das constantes são: m = 0,17 e n = 0,13. Dessa forma, geralmente m+n = 0,3 (1), m e n representam a sensibilidade do material à taxa de deformação e ao encruamento (3,28).
Através do modelamento matemático mostrado abaixo, as curvas tensão cisalhante
versus deformação cisalhante podem ser determinadas através de medidas de
torque e ângulo de rotação (27,30). A Figura 15 mostra um cilindro sob esforços de torção e as forças atuando em uma seção transversal.
Figura 15 - Elemento cilíndrico sólido submetido à torção
Fonte: (30)
O torque M obtido da análise das forças atuando um elemento de área dA localizado a uma distância r do centro do cilindro é,
݀ܨ = ߬݀ܣ e ݀ܯ = ݎ݀ܨ (6)
O torque total aplicado é, ܯ = න න ݎ݀ܨ ଶగ ⇒ ܯ = න න ݎ߬݀ܣ ଶగ ⇒ ܯ (7) ܯ = න න ݎ ଶ ߬݀ߠ݀ݎ ଶగ ⇒ ܯ = න න ݎ ଶ ߬(ݎ, ߠ, ߠ)̇݀ߠ݀ݎ ଶగ (8)
Seguindo a equação para uma amostra sólida, temos: ܯ = න ߬2ߨݎ ଶ݀ݎ
(9)
Alterando a variável r na Equação(9) por ߛ (ߛ = ݎߠ/ܮ) e a tensão de cisalhamento ߬= ݂(ߛ), logo, na superfície da amostra temos:
ܯ = ∫ ଶగ(ఊ)ఊఏ మௗఊ ಽయ
ఊ
(10)
݀(ܯ ߠଷ) = 2ߨ݂(ߛ)ߛଶ݀ߛ (11)
Na superfície da amostra߬ ൌ ݂ሺߛ), na Equação (11) substituindo ߬ eߛ·, temos:
݀(ܯ ߠଷ) = 2ߨ߬ܽଷߠଶ݀ߠ (12)
Rearranjando a Equação(12), a tensão de cisalhamento na superfície, temos:
݀(ܯ ߠଷ) = 2ߨ߬ܽଷߠଶ݀ߠ (13)
O primeiro termo da Equação(13) é o torque para a máxima tensão de cisalhamento ߬ para um material sendo deformando plasticamente. Os termos dessa equação
podem ser derivados da curva ângulo de torção versus torque como poder ser visualizada na Figura 16.
Figura 16 - Derivação das relações matemáticas para o encruamentoۻીۺܖno teste de torção no teste de torção
Fonte: (30)
Assim, o segundo termo é:
ߠ݀ߠ݀ܯ
Substituindo a Equação(14) na Equação (13), temos:
߬ = 2ߨܽ1 ଷ [3ܤܣ + ܤܥ] (15)
Derivando a lei de potência do torque para o encruamento do material, temos:
ܯ = ܯߠ ⇒ ൬݀ߠ݀ܯ ൰ఏಽ =
݊ܯ
ߠ (16)
Substituindo a Equação(16) na Equação(13), obtemos:
߬ = 2ߨܽܯ ଷ [3 + ݊] (17)
Considerando a sensibilidade do material a taxa de deformação e a equação da lei de potência do torque, temos:
ܯ = ܯߠ̇ ⇒ ቆ݀ߠ̇݀ܯ ቇఏಽ =
݉ ܯ
ߠ̇ (18)
Desenvolvendo a derivada do torque, considerando ߠ constante, resulta na equação para um cilindro sólido.
߬ = 2ߨܽܯ ଷ [3 + ݉ + ݊] (19)
Considerando a deformação cisalhante (ߛ) para uma amostra cilíndrica sólida de comprimento útil (ܮ௨ ), temos:
ߛ = ܽߠܮ
௨ (20)
Assim, os valores de tensão e deformação equivalentes podem ser calculados utilizando o critério de fluência plástica proposto por Von Mises (31).
ߪଵଶ− ߪଵߪଶ+ ߪଶଶ= ߪଶ (21)
Substituindo na Equação (21) as tensões principais,ߪଵ= ߬݁ߪଶ= −߬, associadas ao estado de tensão de um material sob torção (31), temos:
ߪ = √3 ߬ (22)
߳ = ߛ
√3 (23)
Assim, substituindo a Equação.(19) e Equação (20) na Equação (22) e na Equação (23), respectivamente, teremos as equações de tensão equivalente, Equação (2), e deformação equivalente, Equação (3), utilizadas para determinar a tensão equivalente e a deformação equivalente dos ensaios de torção.
3.3.3 Ensaios de torção isotérmicos e contínuos
Os ensaios de torção a quente isotérmicos permitem determinar as curvas de escoamento plástico do material em diferentes temperaturas utilizando a Equação(2) e a Equação (3) para transformar os valores de torque versus do ângulo de torção em tensão equivalente versus deformação equivalente. Das curvas de escoamento plástico podem ser determinados os valores de tensão de pico (ߪ) e deformação crítica (ߝ) para início da recristalização dinâmica (3,32,33). Também podem ser determinadas das curvas de escoamento plástico os valores de tensão crítica (ߪ) associada à deformação crítica, deformação de pico(ߝ) associada à tensão de pico e tensão de escoamento em regime estacionário (ߪ௦௦) (32,33). Na Figura 17 são representados, esquematicamente, todos os pontos de tensões e deformações importantes que podem ser determinados das curvas de escoamento plástico dos ensaios de torção a quente isotérmicos.
Figura 17 - Curva típica de ensaio isotérmico com ocorrência de recristalização dinâmica
Fonte: (33)
No estudo realizado por Lin et al. (32), podemos verificar as curvas de tensões equivalentes versus deformações equivalentes características de ensaios isotérmicos de compressão a quente em diferentes temperaturas de deformação e taxas de deformação para o aço Din42CrMo (equivalente ao ação SAE 4140), Figura 18. Os ensaios foram realizados em amostras cilíndricas com diâmetro de 10mm e comprimento de 12mm. A simulação termomecânica foi realizada entre as temperaturas de 850° e 1150°C e taxas de deformação de 0,01s-1 até 50s-1. As amostras foram aquecidas a uma taxa de 10°C/s até a temperatura de deformação, na qual eram mantidas por 5 minutos para completa homogeneização térmica.
Figura 18 - Curvas características de ensaios isotérmicos de compressão a quente sob diferentes temperaturas e taxas de deformação para o aço SAE 4140
Nos estudos realizados por Kim e Yoo (24), através de ensaios de torção a quente, para determinar o comportamento da recristalização dinâmica no aço AISI/SAE 4140, utilizou-se de corpos de prova com comprimento de 20mm e diâmetro de 5mm para realização dos ensaios. As amostras foram aquecidas até a temperatura de 1100°C e mantidas nessa temperatura durante 10 min. Esse ciclo de aquecimento resultou em um tamanho de grão inicial de ~ 140μm. Os ensaio de torção a quente foram realizados entre as temperatura de 1100°C a 900°C e taxa de deformação variando de 0,05s-1 a 5s-1. Os resultados dos ensaios podem ser visualizados nas curvas tensão versus deformação da Figura 19.
Figura 19 - Curvas de escoamento plástico de ensaios isotérmicos de torção a quente do aço AISI 4140. (a) várias taxas de deformação, 1000°C. (b) várias temperaturas, 0,5s-1
Fonte: (24)
Nos ensaios de torção a quente isotérmicos realizados por Zahiri e Hodgson (25) para amostras de um aço comercial médio carbono, as amostras eram aquecidas até 1200°C e mantidas nessa temperatura durante 15 minutos e depois resfriadas até a temperatura de deformação. A proteção contra a oxidação da superfície do corpo de prova foi realizada utilizando o gás inerte argônio. Para a realização do
estudo do tamanho de grão austenítico, a amostra que foi deformada por torção na fase austenítica, foi temperada para formar uma microestrutura martensítica e posterior revelação do tamanho de grão da austenita primária. A Figura 20 mostra a curva de escoamento plástico do estudo realizado por Zhahiri e Hodgson (25) e a micrografia do tamanho de grão da austenita primária fixado após a deformação, Figura 21.
Figura 20 - Curva de escoamento plástico de um aço comercial médio carbono deformado a 800°C a uma taxa de deformação de 1s-1
Fonte: (25)
Figura 21 - Micrografia do tamanho de grão da austenita primária de um aço médio carbono deformado a 800°C a uma taxa de deformação de 1s-1
3.3.4 Ensaios com múltiplas deformações em resfriamento contínuo
O ensaio de torção a quente com múltiplas deformações em resfriamento contínuo possibilita a análise das temperaturas críticas de processamento, ou seja, temperatura de não recristalização (Tnr) e das linhas de transformação de fases (Ar3 e Ar1). Assim, é possível analisar as variações de temperatura e os fenômenos
metalúrgicos que ocorrem no material em função dos parâmetros termomecânicos utilizados nos ensaios de torção (3,12,28).
A Figura 22 mostra curvas características de um ciclo termomecânico de ensaio de torção de múltiplas deformações em resfriamento contínuo encontrada nos testes realizados por Zahiri e Hodgson (25). O ensaio foi realizado em uma amostra de um aço comercial médio carbono com comprimento de 20mm e diâmetro de 6,7mm. No ciclo térmico a amostra foi aquecida até 1200ºC e mantida nessa temperatura durante 15 minutos sendo em seguida realizado um ciclo de 20 passes de deformações conforme os parâmetros mostrados na Figura 22.
Figura 22 - Curva tensão equivalente em função da deformação equivalente de um aço médio carbono correspondente a 20 passes de torção em resfriamento contínuo
A partir dos dados do ensaio de múltiplas deformações, é possível construir o gráfico da tensão média equivalente versus inverso da temperatura, a Figura 23 mostra uma curva característica da tensão equivalente em função do inverso da temperatura (28). Como pode ser visualizado na Figura 23 na transições entre as regiões I e II é determinada à temperatura de não recristalização (Tnr), entre as regiões II e III é determinada a temperatura de início da transformação austenita-ferrita (Ar3) e entre as regiões III e IV é determinada a temperatura de transformação (Ar1).
Figura 23 - Curva característica da tensão equivalente em função de 1000/T(K-1)
Fonte: (28)
A tensão média equivalente é determinada por meio do cálculo da área sob a curva de tensão média equivalente versus deformação média equivalente (3,28). A Figura 24 mostra uma curva característica de um passe do ensaio de múltiplas deformações.
Figura 24 - Curva tensão equivalente em função da deformação equivalente característica de um passe da sequencia de deformações em resfriamento contínuo
A área sob a curva é calculada utilizando a Equação (24),(28); ou a Equação (25), (3,28). ߪത =ߝ 1 − ߝ ߪାଵ+ ߪ 2 ୀ (ߝାଵ− ߝ) (24) ߪത =ߝ 1 − ߝන ߪ ఌ್ ఌೌ ݀ߝ (25)
A Figura 25 mostra os resultados experimentais obtidos por Lourenço (28) na análise das temperaturas críticas de processamento (Tnr e Ar3) através de ensaios de torção com múltiplas deformações em resfriamento contínuo para um aço microligado ao vanádio.
Figura 25 - Curva de tensão média equivalente em função do inverso da temperatura para ensaios de torção realizados em resfriamento contínuo, com taxa de deformação 2s-1e taxa de resfriamento de 1°C/s
3.3.5 Taxa de encruamento
A deformação crítica (ߝ) para início da recristalização dinâmica pode ser determinada através das curvasߠݔߪ, onde ߠ é a taxa de encruamento definida pela derivada ݀ߪ ݀ߝൗ e ߪ a tensão equivalente. Assim, inicialmente determina-se a tensão crítica (ߪ) no ponto de inflexão da curva da Figura 26b e com esse valor retorna-se a curva tensão-deformação da Figura 26a e obtém-se a deformação crítica (13). Figura 26 - Determinação da deformação crítica. (a) deformação crítica correspondente ao ponto
onde a curva sai do comportamento onde ocorre apenas recuperação dinâmica. (b) ponto de inflexão correspondente à tensão crítica,ߪ
Fonte: (13)
Na Figura 27 são mostrados os fenômenos metalúrgicos que ocorrem durante a deformação a quente. De acordo com Regone (3), na primeira região linear existe um encruamento linear associado à ativação de múltiplos sistemas de escorregamento. A seguir, a um decréscimo parabólico da taxa de encruamento devido à competição entre acúmulos e rearranjos de discordâncias (recuperação dinâmica), e nessa região há a formação dos subgrãos. Nesse ponto, inicia-se a segunda região linear devido à recuperação dinâmica, na qual a taxa de encruamento diminui com a tensão até que a deformação crítica (ߝ) para início da recristalização dinâmica seja atingida, caracterizado nas Figura 26b e Figura 27 como o ponto de inflexão da curva ߠ x ߪ. A partir desse ponto, a taxa de encruamento decresce rapidamente até ߠ = 0, que corresponde à tensão de pico na curva da Figura 26a. A extrapolação da segunda região linear na Figura 27 atéߠ = 0
fornece o valor da tensão de saturação (ߪ௦௦∗), fornecendo uma medida do amaciamento do material se o mesmo não recristalizasse dinamicamente. Aplicações práticas desse método podem ser encontradas nas referências (23,24,33,34,35,36,37).
Figura 27 - Representação da curvaߠ x ߪ para um aço inoxidável 304. As linhas que partem da origem identificam os pontos de início e fim da formação de subgrão (3) e (2) e início da recristalização dinâmica (1),ߪ. A extrapolação da curva que atinge o eixo das tensões em ߪ௦௦∗ representa a ocorrência apenas de recuperação dinâmica
Fonte: (3)
A Figura 28 mostra o estudo realizado por Kim e Yoo (24), na qual estão representadas às curvas de taxa de encruamento versus tensão equivalente para o aço SAE 4140, recozido a 1100°C durante 10 minutos e deformado a uma taxa de deformação de 0,5 s-1.
Figura 28 - Curva taxa de encruamento versus tensão equivalente para o aço SAE 4140
Fonte: (24)
3.3.6 Determinação do limite de escoamento
Para metais macios o limite de escoamento no qual se inicia a deformação plástica, é um valor difícil de ser medido devido a pouca nitidez do fenômeno (38). Para determinar o limite de escoamento em curvas tensão-deformação que não apresentam linearidade da região elástica, são normalmente utilizados os métodos do módulo tangente ou do módulo secante (11), representadas na Figura 29 e na Figura 30, respectivamente.
O limite elástico aparente ou limite Johnson substitui o limite de escoamento e o limite de proporcionalidade por ser mais facilmente obtido. Assim como no teste de tração, pode-se usar o método Johnson para determinar o limite elástico (38). Este ponto corresponde ao ponto onde a velocidade de deformação é 50% maior que na origem. Esse valor pode ser determinado graficamente conforme um dos dois procedimentos mostrados na Figura 29 e na Figura 31 (39,40).
Figura 29 - Método para cálculo do limite Johnson, ondeED = 0,5 FE e MN // OD.
Fonte: (40)
Figura 30 - Método do módulo tangente para determinar o limite de escoamento
Fonte: (39)
Figura 31 - Método para cálculo do limite Johnson, ondeDE = 0,5 CD e FG // OE
De acordo com Tasca (41), para os ensaios de torção a quente o ângulo da reta tangente à curva, por exemplo: θ2 na Figura 30 foi obtido a partir da variação da
tensão em relação a deformação para cada ponto, ou seja, o módulo de elasticidade E, por exemplo: E2no ponto B na Figura 30. Desta forma no ponto B temos: E2= tan
θ2.
Analisando a Figura 29 para cálculo do limite elástico pelo método Johnson, pode-se considerar os pontos o = origem, A = limite elástico. Portanto θo é o ângulo entre a
retaOE e o eixo da deformação ε, enquanto θAé o ângulo entre a retaMN ou OD e o
eixo da deformaçãoε (41).
De acordo com Tasca (41), temos na Figura 29 que:
1,5 FE = FD (26)
Por relação trigonométrica,FE = cotan θo, eFD = cotan θA, de forma
que: 1,5 ܿݐܽ݊ ߠ = ܿݐܽ݊ ߠ (27) Então: ଵ,ହ ௧ఏ = ଵ ௧ఏಲ ∴ ଶ ଷݐܽ݊ߠ = ݐܽ݊ߠ
Considerando que θo = θmax, a tangente no limite elástico pode ser obtido por:
ݐܽ݊ ߠ = 23 ݐܽ݊ ߠ ௫ (28)
ܧ = 23 ܧ ௫ (29)
Dessa forma, o limite Johnson é dado pela queda de dois terços no módulo de elasticidade máximo. Além disso, o módulo de elasticidade em um dado ponto da curva tensão-deformação, também pode ser chamado de taxa de encruamento, já
que, ambos são dados pela variação da tensão em relação à deformação em um ponto da curva, ou simplesmente a derivada desta curva neste ponto (41).
3.3.7 Análise metalográfica
As propriedades mecânicas dos aços ligados é fortemente influenciada pelo tamanho de grão da fase austenítica antes do tratamento térmico de têmpera. Mas revelar o contorno de grão austenítico primário pode ser bastante difícil dependo da microestrutura e do elemento de liga presentes no aço (42).
Existe um número bem estabelecido de procedimentos que são utilizados para revelar o contorno de grão da austenita primária durante o ciclo de tratamento térmico, por exemplo, o ensaio de carburação McQuaid-Ehn (42,43), Figura 32, e o ensaio de oxidação (42). Mas essas técnicas não podem ser utilizadas para determinar os contornos de grãos austeníticos em uma amostra que já foi tratada termicamente, pois desses métodos resultarão tamanhos de grão diferentes (42). Assim, o ataque químico é a única técnica que pode ser utilizada para revelar o tamanho de grão austenítico primário (42).
Figura 32 - Microestrutura do aço liga 9310 após o ensaio MCQuaid-Ehn utilizando picrato de sódio alcalino (90°C - 45 segundos) para escurecer a cementita precipitada nas contornos de grão austeníticos primários (barra de aumento com 100µm de comprimento)
Fonte: (42)
Um dos ataques mais antigos para revelar com sucesso a tamanho de grão austenítico primário em alguns aços foi o reagente Villela, publicado em 1938, mas esse ataque teve sucesso limitado a aços ferramentas (42). Segundo Voort (42), em
