UFOP – CETEC – UEMG Tese de Doutorado

U FOP - CET EC - U EM G

REDEMAT

R

T

E

M

UFOP – CETEC – UEMG

Tese de Doutorado

"Estudo da influência da temperatura de laminação

a quente de acabamento sobre a estrutura e

propriedades magnéticas de aços GNO com 2,0 e

3,0% Si"

Autor: Sebastião da Costa Paolinelli

Orientador: André Barros Cota

Co-orientador: Marco Antônio da Cunha

U FOP - CET EC - U EM G

REDEMAT

R

T

E

M

UFOP – CETEC – UEMG

Sebastião da Costa Paolinelli

"

Estudo da influência da temperatura de laminação a quente de

acabamento sobre a estrutura e propriedades magnéticas de

aços GNO com 2,0 e 3,0% Si

"

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

Área de concentração: Análise e seleção de materiais

Orientador: André Barros Cota

Co-orientador: Marco Antônio da Cunha

Catalogação: [email protected] P212e Paolinelli, Sebastião da Costa.

Estudo da influência da temperatura de laminação a quente de

acabamento sobre a estrutura e propriedades magnéticas dos aços GNO com 2,0 e 3,0% Si [manuscrito] / Sebastião da Costa Paolinelli. – 2008.

xii, 139 f.: il. color., grafs., tabs., fotos.

Orientador: Prof. Dr. André Barros Cota. Co-orientador: Prof. Dr. Marco Antônio da Cunha.

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

Área de concentração: Análise e seleção de materiais.

1. Laminação (Metalurgia) - Teses. 2. Textura - Teses. 3. Cisalhamento - Teses. 4. Propriedades magnéticas - Teses. I. Universidade Federal de Ouro Preto. II. Título.

DEDICATÓRIA

Dedico este trabalho à minha esposa Lívia e às minhas filhas Laura, Marina e Júlia. À minha mãe, a meu pai (in memorium) e a meus irmãos.

AGRADECIMENTOS

- a todos os colegas do Centro de Pesquisa da Arcelor Mittal Timóteo; - ao Dr. Marco Antônio da Cunha pela Orientação e paciência;

- ao Prof. Dr. André Barros Cota pela Orientação e incentivo; - à Arcelor Mittal Timóteo por permitir a realização deste trabalho; - à REDEMAT pela oportunidade;

Lista das figuras

Fig.4.1: Variação das três parcelas que compõem a perda total em função do tamanho de grão de um aço com 3,0%Si, para condições de teste com freqüência e indução magnética variadas. 7 Fig.4.2: Representação do processo de magnetização baseado na evolução da estrutura de domínios magnéticos. 9 Fig.4.3: Curvas de magnetização reais para materiais GNO baixas perdas convencional (Conv.) e de alta permeabilidade (AP). 11 Fig.4.4: Relação entre as perdas no cobre e no ferro e a velocidade rotacional de um motor de indução com inversor com núcleo de 50RM400 recozido. 15 Fig.4.5: Comparação dos mapas de eficiência de um motor de indução com inversor com núcleo antes e depois do tratamento de alívio de tensões(SRA). 17 Fig. 4.6: Curvas de magnetização para três eixos do cristal de ferro-silício. 19

Fig.4.7: Seção ϕ2 = 45° do espaço de Euler mostrando as posições de orientações importantes do sistema cúbico de corpo centrado ao qual o Fe-Si pertence. 20

Figura 4.15: (a) Imagem da microestrutura obtida por MET mostrando um estágio avançado de formação de bandas de cisalhamento numa matriz com camadas compactas

de maclas formadas com 67% de compressão de um monocristal de prata (112)[111]; (b) e (c) figuras de pólo {111} das áreas maclada e da banda de cisalhamento, respectivamente; (d) perfil de desorientação ao longo da banda de cisalhamento apresentada em (a). As orientações foram medidas no MET. 40 Figura 4.16: Representação da tendência para formação de bandas de cisalhamento em função da deformação e da temperatura de deformação para uma liga Al-1%Mg. 45 Figura 4.17: Efeito da adição de alguns elementos sobre a energia de falha de empilhamento do cobre. 47 Figura 5.1: Fluxo de produção do GNO com etapas objeto da experiência em amarelo e apenas processadas no laboratório sem variações de parâmetros em cinza. 50

evidenciando a participação nucleação em bandas de cisalhamento no progresso da recristalização. 81 Fig. 6.19: Micrografias óticas do material com 2,0%Si laminado a quente a 960°C (a) e 1120°C (b) com recozimento da BQ a 1030°C, laminadas a frio para 0,50mm e recozidas a 666°C apresentando recristalização parcial. 83 Fig. 6.20: Micrografias óticas do material com 2,0%Si laminado a 960 e 1120°C, sem (a) e com (b) recozimento da BQ após a recristalização primária no recozimento final a 768°C. 83 Fig.6.21: Tamanho de grão, calculado pelo EBSD, relativo à fração de grãos

recristalizados no material 2,0%Si, laminado a 960°C (TGF=60µm) e 1120°C

(TGF=42µm) sem recozimento da BQ e recozimento final em temperaturas variadas. 84 Fig. 6.22: Micrografia ótica do material 3,0%Si laminado a 1120°C, sem recozimento da BQ, após recozimento final a 647°C evidenciando o início da recristalização em sítios localizados em bandas de cisalhamento. 85 Fig.6.23: Micrografias óticas do material 3,0%Si laminado a 960 e 1120°C, sem (a) e com (b) recozimento da BQ após recozimento final a 768°C evidenciando sua estrutura após recristalização primária. 85 Fig. 6.24: Evolução do tamanho de grão, calculado pelo EBSD, relativo à fração de grãos recristalizados no material 3,0%Si, laminado a 960°C (TGF=105µm) e 1120°C

(TGF=102µm), sem recozimento da BQ e recozimento final em temperaturas variadas. 87 Fig.6.25: Massiva ocorrência de bandas de cisalhamento no na estrutura do material 3,0%Si com recozimento da BQ laminado a frio e o início da nucleação nestas bandas

(pontos brancos). Amostra recozida a 647°C. Imagem obtida no EBSD. 88 Fig.6.26: Grãos com orientações pertencentes à fibra η nucleados em bandas de

cisalhamento (azul escuro) numa matriz deformada com orientação (111)[112]. Material

3,0%Si recozido a 666°C (real). Imagem e dados obtidos no EBSD. 88

2,0%Si, laminado a quente a 960°C (a), (b) e (c) e a 1120°C (d), (e) e (f), sem recozimento inicial, laminado de 2,3 para 0,50mm de espessura e recozido em três temperaturas diferentes. 93 Fig.6.29: Estrutura de grãos com a representação da orientação, determinada no EBSD, através das fibras de interesse coloridas de acordo cada fibra analisada. Material com 3,0%Si, laminado a quente a 960°C (a), (b) e (c) e a 1120°C (d), (e) e (f), sem recozimento inicial, laminado de 2,3 para 0,50mm e recozido em três temperaturas diferentes. 94 Fig.6.30: Evolução da fração volumétrica das fibras (a) e das componentes com a temperatura de recozimento final para o aço 2,0%Si laminado industrialmente para 0,50mm. 98

respectivos tamanhos de grão antes da laminação. Imax= 15,8; níveis de intensidade: 1;2;3;5;7;9;11;13;15. 108 Fig.6.39: Fração volumétrica das fibras (a) e das componentes (b) após recozimento final em função do tamanho de grão da BQ sem recozimento para o material com 2,0%Si. 109 Fig.6.40: Fração volumétrica das fibras (a) e das componentes (b) após recozimento final em função do tamanho de grão da BQ sem recozimento para o material com 3,0%Si. 111

Fig.6.41: FDOC para ϕ2 = 45° da bobina laminada a quente (BQ) e após recozimento final (BF) com temperatura de laminação a quente (TLQ) de 920 e 1080°C. Material 2,0%Si. Níveis de intensidade relativa: 1-2-3-4-5-6-7-9-11-13. 112

Fig.6.42: Razão das frações volumétricas das fibras η/γ em função do tamanho de grão da BQ para os materiais com 2,0%Si (a) e com 3,0%Si (b). 113 Fig.6.43: Variação das propriedades magnéticas B50 e P15/60, em função da temperatura de laminação a quente, para o material com 2,0%Si sem recozimento da BQ. 114 Fig.6.44: Variação de B50 e P15/60 em função do tamanho de grão da BQ sem recozer, para o aço com 2,0%Si. 115 Fig.6.45: Evolução das propriedades magnéticas, B50 e P15/60 em função da temperatura de laminação a quente, para o aço com 2,0%Si com BQ recozida. 115 Fig.6.46: Evolução das propriedades magnéticas, B50 e P15/60 em função da do tamanho de grão da BQ recozida, para o aço com 2,0%Si com BQ recozida. 116 Fig.6.47: B50 e P15/60 em função da temperatura de laminação a quente para o material com 3,0%Si, sem recozimento da BQ. 117 Fig.6.48: B50 e P15/60 em função do tamanho de grão da BQ sem recozer para o material com 3,0%Si. 117 Fig.6.49: Efeito da temperatura de laminação a quente sobre B50 e P15/60 para o material com 3,0%Si com recozimento da BQ. 118 Fig.6.50: Efeito do tamanho de grão da BQ com recozimento sobre B50 e P15/60 para o material com 3,0%Si com recozimento da BQ. 118 Fig.6.51: Indução magnética a 5000A/m em função da razão da fração volumétrica das

fibras η/γ, após recozimento final, para os materiais com 2,0%Si (a) e 3,0%Si (b). 119 Fig.6.52: Perda magnética a 1,5T/60Hz em função da razão da fração volumétrica das

Lista das tabelas

Lista de notações

M = momento magnético por unidade de volume;

χ = suscetibilidade magnética; H = campo magnético

µ = permeabilidade magnética; B = indução magnética;

ρ = resistividade elétrica; f = freqüência;

d = densidade; K = constante;

η = rendimento do motor e fibra <100> // DL; W = perda magnética no motor;

B50 = indução magnética a 5000A/m;

P15/60 = perda magnética medida na condição 1,5T e 60Hz; Kt = constante de torque;

φ, ϕ1 e ϕ2 = ângulos que definem o espaço de Euler;

α = fibra <110> // DL

γ = fibra <111>⊥ DL

.

ε = taxa de deformação;

Z = parâmetro de Zener-Hollomon; Q = energia de ativação;

γsfe = energia de falha de empilhamento; TLQ = temperatura de laminação a quente; BQ = tira após laminação a quente;

CR1 = com recozimento da BQ; SR1 = sem recozimento da BQ; TGBQ = tamanho de grão da BQ;

TGF = tamanho de grão da tira após recozimento final; BF = tira após recozimento final;

Resumo

Foram avaliados os efeitos da temperatura de laminação a quente de acabamento sobre a estrutura e propriedades magnéticas de aços siliciosos de Grão Não Orientado-GNO com 2,0 e 3,0% Si, através da laminação em laboratório em temperaturas variadas e processamento até o recozimento na espessura final. Foi estudada a recristalização do material laminado a frio para complementar este trabalho. Para os dois materiais, com 2,0 e 3,0%Si, o acréscimo no tamanho de grão resultante do acréscimo da temperatura de laminação provoca um benefício na indução a 5000A/m, devido principalmente, à melhoria da textura cristalográfica: redução da fração volumétrica da fibra γ e acréscimo

da fração da fibra η. No entanto, a partir de determinado valor do tamanho de grão do material laminado a quente-BQ, a perda magnética a 1,5T/60Hz começa a aumentar. Este aumento é devido à diminuição do tamanho de grão final provocado pelo aumento do número de sítios de nucleação com o aumento da formação de bandas de cisalhamento quando o tamanho de grão da BQ aumenta. Ocorre uma degradação da orientação cristalográfica com o crescimento de grão, representada pela diminuição da

Abstract

Índice

Capítulo 1 – Justificativa 1

Capítulo 2 – Introdução 2

Capítulo 3 – Objetivos 3

Capítulo 4 - Revisão Bibliográfica 4

4.1 – Magnetismo e propriedades magnéticas 4

4.2 – O processo de magnetização baseado na evolução da estrutura de domínios 7

4.3 – A importância das propriedades magnéticas no rendimento e desempenho das máquinas elétricas 10

4.4 – O papel da orientação cristalográfica 18

4.5 - Determinação e representação da orientação cristalográfica 23

4.6 – Influência das laminações a quente e a frio 27

4.7 – O papel dos elementos de liga 30

4.8 – Heterogeneidades na estrutura de policristais deformados 33

4.9 – Bandas de cisalhamento 38

Capítulo 5 – Materiais e Métodos 48

5.1. Materiais 48

5.2. Processamento termomecânico 49

5.3. Testes magnéticos 60

5.4. Análise estrutural 61

Capítulo 6 – Resultados e Discussão 64

6.3 Evolução da Orientação Cristalográfica 101

6.4 – Resultados magnéticos 113

Capítulo 7 – Conclusões 127

Capítulo 8 - Sugestões para trabalhos futuros 130

Capítulo 9 - Publicações referentes ao trabalho 132

Capítulo 1 - Justificativa

O consumo mundial de energia tem aumentado gradativamente e suas fontes vêm se exaurindo cada vez mais ao longo dos anos. Com isto, sua disponibilização para o uso torna-se mais cara, exigindo esforços governamentais cada vez maiores para manutenção regularizada do abastecimento, principalmente em períodos de crescimento econômico acelerado.

Conservar energia preservando o ambiente é imperativo no mundo atual. Um grande passo pode ser dado neste sentido, produzindo-se equipamentos de geração, transmissão, distribuição e utilização de energia elétrica de maior rendimento. Isto pode ser realizado através da redução dos vários tipos de perda de energia, como a perda no núcleo ferromagnético e a perda por efeito Joule nos enrolamentos de cobre, utilizando materiais de mais baixa perda magnética e permeabilidade mais alta nos núcleos destes equipamentos.

O alcance simultâneo de alta permeabilidade e baixa perda magnética é alvo constante de pesquisas para o aperfeiçoamento e desenvolvimento de novos aços siliciosos de grão não orientado (GNO). Estas buscas têm se concentrado no desenvolvimento de ligas com teores de residuais cada vez mais baixos e de processos termomecânicos que produzam tamanho de grão e orientação cristalográfica adequados no produto final.

Capítulo 2 - Introdução

Aços siliciosos de grão não orientado GNO que apresentam simultaneamente baixa perda e alta densidade de fluxo magnético são de grande interesse, pois, proporcionam melhor desempenho e eficiência numa maior faixa de condições de operação das máquinas elétricas.

A rota mais econômica para produção de aços GNO totalmente processados é realizar a laminação a quente e, em seguida, promover o recozimento e decapagem da bobina a quente (BQ), laminar a tira para espessura final e recozê-la. Em casos particulares, a etapa recozimento da BQ pode ser suprimida sem prejuízo para as propriedades magnéticas, tornando o processo ainda mais barato e competitivo.

Quando a etapa de recozimento da BQ é suprimida, a estrutura da bobina a quente é a de partida para a laminação a frio que antecede o recozimento final. Uma combinação adequada de tamanho de grão e orientação cristalográfica pode gerar na tira após recozimento final (BF), maiores frações volumétricas de componentes texturais de interesse e minimizar componentes indesejáveis. Isto é possível ou facilitado com a otimização da Laminação a Quente de Acabamento.

Capítulo 3 - Objetivos

Estudar o efeito da temperatura de laminação de acabamento sobre as propriedades magnéticas de aços siliciosos de grão não orientado com 2,0 e 3,0% Si com base na evolução da estrutura de grãos e orientação cristalográfica desenvolvidas em cada etapa de processo.

Capítulo 4 - Revisão Bibliográfica

4.1 – Magnetismo e propriedades magnéticas

O magnetismo tem sua origem no movimento dos elétrons em suas órbitas e/ou elétrons com seus “spins”, formando momentos magnéticos elementares, cujo somatório representa o momento magnético de um material magnético. Para um policristal, expressa-se o momento magnético por unidade de volume, M, denominado magnetização. Nos materiais paramagnéticos M é nulo quando nenhum campo magnético externo é aplicado. Ao inserir um material paramagnético ou diamagnético num campo magnético de intensidade H, tem-se, para materiais isotrópicos:

M = χH (4.1)

onde χ é a suscetibilidade magnética.

Materiais como o ferro, cobalto, níquel, terras raras e suas ligas apresentam uma suscetibilidade magnética muito alta e não variando linearmente com o campo H. Estes materiais são denominados ferromagnéticos os quais apresentam características bem particulares e de interesse[1-3]:

- possuem suscetibilidade magnética muito alta e podem magnetizar-se até a saturação com campos magnéticos pequenos,

- apresentam magnetização remanente e histerese magnética,

- o ferromagnetismo se debilita com o aumento da temperatura e, a partir de certo valor, chamado temperatura de Curie, o material torna-se paramagnético;

- as dimensões lineares de um corpo ferromagnético variam com a magnetização, fenômeno conhecido como magnetostricção, e esta variação é máxima quando o material alcança a saturação magnética.

A imersão de uma barra de material ferromagnético numa região onde está presente um campo magnetizante (H) resulta num grande aumento da densidade fluxo magnético (B). A razão da densidade de fluxo magnético desenvolvido no material ferromagnético pela densidade de fluxo magnético (campo externo) desenvolvido no mesmo espaço de ar é denominada permeabilidade magnética do material (µ)[1-3]_:

µ = B/H (4.2)

A permeabilidade é o indicativo da facilidade com que o material pode ser magnetizado. Esta propriedade não é constante para a maioria dos materiais magnéticos. Ela varia com o campo magnetizante ou com a densidade de fluxo. Daí, ao citar seu valor, deve-se estabelecer o valor do campo ou densidade de fluxo magnético correspondente[4]_.

O processo de magnetização ocorre com um dispêndio de energia adicional chamado perda magnética. Esta perda é composta por três partes[1,5-11]:

a perda por correntes parasitas (Pe), a qual resulta da circulação de correntes parasitas ou de

Foucault no núcleo ferromagnético induzidas pelo campo magnetizante alternado, pode ser calculada pela equação:

Pe = (πeBf)2/6ρd (4.3)

onde, Pe é a perda por correntes parasitas (W/kg), e é espessura (m), B é a indução (T), f é a

freqüência (Hz), ρ é a resistividade (Ωm) e d a densidade (kg/m3).

a zero. A magnetização com a aplicação de um campo magnético alternado resulta numa curva chamada laço de histerese, cuja área representa a perda por histerese em cada ciclo de magnetização. A perda por histerese, de uma maneira mais geral, pode ser dada pela equação:

P_h =Kf

∫

onde, Ph é perda por histerese (W/kg), K é uma constante, f é freqüência (Hz), B é

densidade de fluxo (T) e H o campo magnetizante (A/m).

a perda anômala, também chamada de perda em excesso ou simplesmente perda por correntes parasitas anômala, a qual está associada ao movimento não conservativo das paredes dos domínios magnéticos, durante o processo de magnetização. Quanto maior o tamanho dos domínios presentes na estrutura maior é a velocidade da parede e maior será a perda anômala.

A perda magnética total, Pt, pode ser calculada pela soma das três parcelas citadas:

Pt = Ph + Pe + Pa (4.5)

Baseado num modelo estatístico, Bertotti [12] propôs a seguinte equação para cálculo da perda total:

_P

_k

_J

_f

_k

_J

_f

_k

_J

_f

Onde Jm é a polarização máxima ou indução máxima (T), f a freqüência de teste(Hz) e k uma constante.

parcela anômala e, por último, a histerética. O tamanho de grão ótimo, o qual minimiza a soma das três parcelas diminui à medida que a freqüência aumenta[13,14].

(a) 0,4T; 20Hz (b) 0,4T; 300Hz

(c) 1T; 20Hz (d) 1T; 300Hz

Fig.4.1: Variação das três parcelas que compõem a perda total em função do tamanho de grão de um aço com 3,0%Si, para condições de teste com freqüência e indução magnética variadas[13].

4.2 – O processo de magnetização baseado na evolução da estrutura de domínios.

contribuições das energias de anisotropia, de troca, magnetoelástica e magnetostática de um corpo ferromagnético. Vários autores[1,2,6,7,11] mostram como a divisão de um corpo ferromagnético em domínios pode resultar numa configuração de mais baixa energia.

A energia de anisotropia está associada às mudanças das curvas de magnetização com a direção do campo magnético e é proporcional ao desvio da direção de um momento de dipolo magnético atômico em relação à sua direção de mais fácil magnetização; esta anisotropia é uma função da estrutura cristalina. A energia magnetoelástica é relacionada às tensões elásticas que aparecem devido aos obstáculos à modificação de forma dos domínios. Esta energia é a responsável pelas modificações lineares e forma do corpo(magnetostricção). A energia de troca ou de parede é a energia armazenada na interface que separa os domínios magnéticos e é definida como a energia requerida para rotação dos domínios, sendo proporcional à área da interface. A energia magnetostática representa a energia armazenada no campo externo do magneto.

Fig.4.2: Representação do processo de magnetização baseado na evolução da estrutura de domínios magnéticos[15].

A indução magnética a 5000A/m, B50, é uma propriedade medida mais à direita do

“joelho”da curva de magnetização, onde os domínios magnéticos se movem por rotação e pode ser utilizada, indiretamente, para avaliar a textura do material. A permeabilidade

medida numa indução correspondente a 1,5T, µ15 está à direita mas, bem próxima do joelho

4.3 – A importância das propriedades magnéticas no rendimento e desempenho das máquinas elétricas.

Aços siliciosos de grão não orientado (GNO) são materiais magneticamente macios utilizados numa grande variedade de equipamentos elétricos que abrange desde pequenos motores, como o de um liquidificador, até os grandes hidrogeradores, presentes pelo mundo nas gigantescas hidrelétricas e principais fontes de energia elétrica de nosso país. Devido a esta variedade de aplicações, os aços GNO são produzidos numa vasta gama de tipos, cada qual com requisitos de propriedades magnéticas, mecânicas, qualidade superficial e de isolamento, aspectos dimensionais e de forma particulares. A perda magnética constitui uma das principais e estabelece uma classificação de acordo com os valores apresentados em espessuras e condições de teste padronizadas[17,18].

Tanto na geração quanto na utilização da energia elétrica, alto rendimento e desempenho são requisitos das máquinas elétricas que estão em concordância com a conservação da energia do planeta. Para garantir tais requisitos é preciso o desenvolvimento de materiais com perda magnética baixa e permeabilidade magnética alta.

Através da curva de magnetização BxH, pode-se avaliar o efeito do aumento da indução magnética do material do núcleo numa máquina em serviço, ou mesmo no resultado de seu projeto como um todo. Aquele material que apresenta maior valor de indução magnética a 5000A/m, conhecida na prática por B50, vide figura 4.3, necessita de valores de campo de

diminuída, usar fios mais finos e mais baratos o que também acarretaria redução de custos, mantendo inalterado o desempenho da máquina. No caso de um balanço favorável, sem se valer dos benefícios de redução de custos, pode-se melhorar significativamente o desempenho da máquina.

1200 1300 1400 1500 1600 1700 1800 1900

0 1000 2000 3000 4000 5000 6000 7000 8000 9000 10000 11000 12000 13000 14000

H (A/m) B ( m T ) Conv. AP HAP HConv

H = f (i) ; iAP < iCONV. ; (iAP)2 << (iCONV.)2

Fig.4.3: Curvas de magnetização reais para materiais GNO baixas perdas convencional (Conv.) e de alta permeabilidade (AP)[18].

A previsão do rendimento de uma máquina elétrica como um motor, baseada no resultado de medições realizadas em testes magnéticos padronizados como o da Ponte de Epstein[17] resulta em valores bastante discrepantes. No teste padronizado as propriedades magnéticas são medidas sob condições de campo magnético alternado uniforme, direções particulares do material, com poucas tensões introduzidas ou com amostras com alívio de tensões, forma de onda de fluxo senoidal, etc. Na realidade o núcleo de material ferromagnético é usado sob condições muito diferentes das condições de medição do teste padronizado[19]:

- O fluxo magnético não é uniforme e sua densidade é heterogênea devido à estrutura e não linearidade das propriedades magnéticas do aço;

- O fluxo magnético gira localmente no estator como resultado do giro do rotor;

- Deformações e tensões permanecem nas lâminas que compõem o núcleo resultantes da estampagem e fixação das lâminas juntas;

- Existem harmônicos espaciais causados pelos “slots” que abrigam os enrolamentos entre os dentes;

- Existem harmônicos de tempo causados por circuitos de inversor de uma unidade de fonte de potência;

- Ocorre a superposição do fluxo de campo de um magneto e o campo magnético da corrente dos enrolamentos;

- A temperatura do núcleo aumenta como resultado das perdas no ferro e no cobre e ocorre heterogeneidade de temperatura dependendo do método de resfriamento.

A maioria destes fatores causa aumento da perda no ferro e podem ocorrer casos em que o esforço para reduzir a perda no ferro do material não resulte numa redução da perda no núcleo do motor devido estes fatores suplantarem a redução de perda magnética alcançada no material[19].

conta valores de anisotropia e degradação de propriedades por corte dos materiais, obtiveram-se a valores calculados de perda no motor bem próximos da realidade[20].

Vários trabalhos encontrados na literatura relatam pesquisas desenvolvidas para correlacionar propriedades magnéticas dos materiais do núcleo com o desempenho de uma máquina de uso comum como um motor[21-25]. É preciso ter em mente que as condições sob as quais os motores são utilizados, tais como velocidade de rotação, torque, potência de saída, são diversas e mesmo utilizando um mesmo motor, elas mudam substancialmente dependendo das condições de operação. Assim, para selecionar materiais adequados às condições práticas, as características do motor são expressas na forma de mapas onde as condições de operação são empregadas como variáveis e rendimento e perdas magnéticas como respostas destas condições.

M. Ishida, et alli.[21] estudaram a influência das propriedades magnéticas dos materiais do núcleo de motores de indução, MI e de corrente contínua sem escova, MCCSE, normalmente utilizados como motores de tração de carros híbridos e encontraram, para um

motor sem escova, que sua máxima eficiência(η), medida no processo de varredura de torque com velocidade rotacional de 2000rpm e sem carga, pode ser relacionada com a perda magnética(W) medida num anel na condição 1,0T/400Hz através da equação (vide figura 4.6):

η = 83,19 + 266,3/(W+15,8) (4.7)

onde W é a potência por unidade de massa (W/kg) e o rendimento η é dado em %

A máxima eficiência para este motor é quase que completamente determinada pela perda magnética a 1,0T/400Hz e não pela densidade de fluxo B50, devido aos harmônicos gerados

torque-corrente utilizando materiais com B50 diferentes. A constante de torque pode ser

relacionada com B50 pela equação

Kt = 0,144B50 – 0,0115 (4.8)

O uso de materiais de mais baixas perdas magnéticas, em geral, aumenta a eficiência e a faixa de alta eficiência se alarga em altos torques. Os materiais que apresentam perdas magnéticas mais baixas e mais alta densidade de fluxo, B50, são mais indicados para altas

rotações e alto torque, como o caso de motores mais compactos cuja utilização disponibiliza espaços menores para sua acomodação. Mais alto B50 alarga mais a faixa de

alta eficiência em alto torque e alta velocidade de rotação.

Quando se utilizam espessuras mais finas a eficiência do motor tende a aumentar com o aumento da velocidade de rotação, embora em baixas rotações (<1200rpm), a eficiência permaneça praticamente a mesma. Em altas rotações a freqüência aumenta e o material mais fino apresenta menores perdas por correntes parasitas o que resulta em melhor desempenho. Em torques mais baixos, obtém-se maior eficiência com materiais mais finos.

No caso dos motores de indução fica mais evidente que um aumento na permeabilidade magnética é vantajoso para melhorar a eficiência, como o faz a redução de perda magnética do material do núcleo. Isto se deve ao fato da perda magnética no núcleo de um motor ter forte correlação com a perda no ferro do material do núcleo e a perda no cobre ter forte correlação com a densidade de fluxo do material e assim, a eficiência máxima de um motor de indução tem forte dependência da densidade de fluxo do material[26].

escolha de material do núcleo de menores perdas ou maior densidade de fluxo, lembrando que sempre baixa perda magnética e alta densidade de fluxo deverão cobrir maior faixa de uso. Materiais que apresentam estas duas características simultaneamente são, portanto, os de maior interesse.

A eficiência destes motores pode ser aumentada com a utilização de espessuras mais finas e mais altas velocidade de rotação devido à redução na espessura provocar redução da perda magnética no material do núcleo e à redução da perda no cobre do motor provocada pelo aumento de velocidade como na figura anterior.

Fig.4.4: Relação entre as perdas no cobre e no ferro e a velocidade rotacional de um motor de indução com inversor com núcleo de 50RM400 recozido[21].

Durante a manufatura os materiais são cortados em tiras e, em seguida “estampados” em prensas para obtenção das lâminas que, empilhadas, grampeadas ou soldadas comporão os núcleos. Estas operações introduzem tensões e deformações que degradam as propriedades magnéticas num nível que pode inviabilizar o alcance de rendimento e desempenho desejado nas máquinas[19,27,28]_.

degradação das propriedades magnéticas é função do nível de degradação estrutural promovido pelas tensões e deformações durante as operações de manufatura. Condições de corte mais severas, dimensões menores e geometrias mais complicadas que levam a uma maior razão volume afetado/volume total degradarão mais as propriedades das lâminas[27,

30]_.

A perda no ferro dos materiais aumenta significativamente sob tensões compressivas e numa taxa maior quanto menor for a densidade de fluxo. Assim o aumento da perda no ferro de um núcleo real é significativo quando existem tensões de compressão causadas, por exemplo, pela pressão de encaixe da carcaça. Quando a posição do grampeamento das lâminas é inadequada também se pode gerar corrente entre lâminas e aumentar a perda no ferro[32].

Um tratamento de alívio de tensões em temperaturas relativamente baixas, como 750°C pode restaurar as propriedades magnéticas com redução de até 14% na perda e acréscimo de até 86% permeabilidade magnética, considerando corte em guilhotina no formato de corpo de prova Epstein. É possível que para material que tenha sofrido processo de estampagem e com geometria mais complicada, como uma lâmina do núcleo de um motor, estes percentuais sejam maiores[32].

A perda no ferro de um núcleo formado por trabalho de estampagem é maior que a de um núcleo obtido por corte com arame (com deformação desprezível) do mesmo formato e, com o alívio de tensões, a perda no núcleo é reduzida abaixo do valor obtido por corte com arame[19]. No caso real do motor de indução, o alívio de tensões do núcleo, alarga a faixa de velocidades de maior rendimento para uma mesma potência de saída, como mostra a figura 4.5[21]_.

microestrutural pela atmosfera, principalmente oxidação e nitretação que podem até suplantar os efeitos benéficos do tratamento, gerando piores propriedades magnéticas que do material deformado e tensionado[33-38]. Peças grandes não são tratadas por dificuldades operacionais como a manutenção de homogeneidade de temperatura e planicidade, mesmo porque a razão volume afetado/volume total é pequena acarretando pouca degradação.

Fig.4.5: Comparação dos mapas de eficiência de um motor de indução com inversor com núcleo antes e depois do tratamento de alívio de tensões(SRA)[21].

Grandes máquinas como hidrogeradores são produzidas utilizando aços GNO mais nobres. Como o volume de material ferromagnético do estator é muito grande, ocorre uma grande geração de calor e, portanto, há uma grande preocupação com a perda magnética do material do núcleo. Utilizam-se aços de perdas magnéticas mais baixas e condições adequadas de refrigeração para garantir que o núcleo não vá atingir temperaturas muito elevadas e comprometer sua performance e integridade de seus componentes. Ainda, um material de perda mais baixa permite a obtenção de um rendimento maior evitando desperdício na geração de energia elétrica.

especificações de propriedades magnéticas envolvem, na maioria das vezes, apenas perda magnética, anisotropia e envelhecimento com relação às perdas magnéticas. Esta falta de importância dada à permeabilidade magnética talvez advenha dos produtores utilizarem como meio de abaixar perdas a adição de altos percentuais de silício e alumínio, o que provoca uma redução na indução magnética de saturação diminuindo a densidade de fluxo e permeabilidade magnética. Como tal prática vem sendo adotada ao longo de muitos anos pouco se pensa em aumento de densidade de fluxo magnético destes materiais para que os projetistas possam tirar proveito e, a partir daí passar a exigir valores mais altos desta propriedade. No entanto, a corrente necessária para geração do campo magnético é função da densidade de fluxo magnético e, quanto mais alta a permeabilidade magnética menor será esta corrente e menores serão as perdas no enrolamento de cobre, o que permite utilizar um fio de cobre mais fino e mais barato para uma mesma eficiência.

Decorre então que eficiência e desempenho das máquinas elétricas são sempre melhoradas com a redução das perdas magnéticas e acréscimo da densidade de fluxo magnético, cabendo ao projetista adequar os materiais a cada condição de uso do consumidor final. Benefícios como redução de tamanho, aumento de torque e altos rendimentos podem ser obtidos com o uso de materiais com espessuras mais finas, perdas magnéticas baixas e alta densidade de fluxo magnético. Como conseqüência bem estar e economia de energia podem ser viabilizados para o ser humano.

4.4 – O papel da orientação cristalográfica

Decorre deste efeito a importância da orientação cristalográfica dos aços elétricos siliciosos e as texturas cristalográficas mais desejadas são aquelas que posicionam maior número de grãos com direções <100> no plano da chapa, tais como as orientações pertencentes à fibra η e o menor número de grãos com as direções <111> contidas no plano da chapa. Direções <110>, ditas de média dificuldade de magnetização, também são indesejáveis. Portanto, aços ditos de grão não orientado GNO não apresentam uma orientação cristolagráfica ao acaso como seu nome preconiza. Principalmente os mais nobres são produzidos com certa orientação cristalográfica preferencial, conseqüência da busca pelo posicionamento de orientações mais favoráveis no plano da chapa e redução das desfavoráveis.

Fig. 4.6: Curvas de magnetização para três eixos do cristal de ferro-silício[31].

processos de laminação a quente e a frio das tiras[41-44]_.

As orientações mais importantes do sistema cúbico de corpo centrado podem ser representadas na seção φ2 = 45° do espaço de Euler, segundo notação de Bunge, como visto

na figura 4.7. Componentes pertencentes à fibra Gama ou fibra DN = {111}<uvw> apresentam a direção [111] normal ao plano da chapa. A fibra Alfa ou fibra DL = {hkl}<110> é formada por componentes com a direção [110] paralela à direção de laminação. A orientação de Goss (110)[001] tem o plano (110) paralelo à superfície da chapa e a direção [001] paralela à direção de laminação e está na posição φ = φ1 = 90°. A

componente Cubo (100)[010] contem dois eixos paralelos ao plano da chapa e está

localizada na posição φ = 0° ; φ1 = 45°.

Fig.4.7: Seção ϕ2 = 45° do espaço de Euler mostrando as posições de orientações

importantes do sistema cúbico de corpo centrado ao qual o Fe-Si pertence[31].

Em 1997, pesquisadores brasileiros avaliaram a textura de aços comerciais GNO totalmente processados e semiprocessados, concluindo que apresentavam uma textura pouco satisfatória e propuseram algumas rotas para melhorias[16]_{. Desde então a Acesita promoveu}

GNO totalmente processados produzidos no Brasil, culminando no desenvolvimento de uma nova geração com baixa perda e alta indução magnética[45].

Durante o recozimento após a laminação a frio, grãos recristalizados são formados em sítios de nucleação específicos tais como regiões de contornos de grão iniciais, bandas de deformação, maclas e precipitados preexistentes, etc, conduzindo a texturas de recristalização características de cada fonte. Daí a heterogeneidade na estrutura de deformação tornar-se de grande importância para controlar a textura de recristalização[46-48]. Estas heterogeneidades são regiões com maior densidade de defeitos e exibem maiores diferenças de orientação que a vizinhança constituindo-se sítios para nucleação da recristalização. Estes núcleos são regiões preexistentes no material encruado, delineados por contornos de alto ângulo aptos a migrarem com ativação térmica. A fração de núcleos depende da deformação aplicada, da diferença de orientação com a vizinhança e do comportamento do material na deformação[48].

Num monocristal de Fe-Si 3,0%, a deformação gera bandas de cisalhamento mais estreitas a 17° e outras mais largas a 35° com a direção de laminação. Grãos com orientação de Goss, com desvios de 10° são gerados nas bandas fazendo 35° com a direção de laminação. Nas bandas a 17° com DL são geradas orientações de Goss mais dispersas (±25°)[47]. A geração da orientação de Goss nas bandas de cisalhamento em materiais siliciosos está bem comprovada inclusive em trabalhos já realizados na Acesita e a importância de sua presença na estrutura deformada tem sido bastante reconhecida[49-53].

A geração de uma orientação de Goss (110)[001] perfeita é muito benéfica para o caso do aço silício de grão orientado GO, pois na sua principal aplicação, que é núcleo de transformadores, pode-se posicionar a tira fazendo coincidir a direção de laminação, que está alinhada com a direção [100], com a direção do fluxo magnético, obtendo-se assim excelentes resultados magnéticos.

tem sido objeto de busca de pesquisadores. No entanto, o aumento de Goss pode causar uma anisotropia indesejável e propriedades ruins na direção a 45° com DL e comprometer, em parte, o desempenho de uma máquina de núcleo rotativo[45,54].

Algumas vezes o aumento da fração volumétrica de grãos com orientação de Goss é oriundo de uma ação cujo objetivo é reduzir a fração volumétrica de grãos com orientação (111)[112], nefasta ao processo de magnetização, o que justifica o aumento da fração de Goss. No teste Epstein o acréscimo de Goss sempre será positivo, pois a direção de laminação coincide com uma das pernas do quadro, favorecendo o processo de magnetização, o que não é verdade no motor, que tem todas direções do material sendo magnetizadas. No cômputo geral, o aumento de Goss tem sido feito até determinada fração com resultados benéficos para motores.

Grãos com orientações da fibra γ - (111)//DN podem ser gerados nos contornos de grão originais. A redução destes contornos pelo aumento do tamanho de grão pode conduzir a uma redução na fração de grãos com esta orientação indesejável, além de auxiliar na geração de bandas de cisalhamento que são regiões de formação da orientação de Goss. O maior sucesso dos pesquisadores que buscam melhoria de orientação cristalográfica do GNO tem sido nesta direção[55].

Técnicas de laminação a quente que produzam um maior tamanho de grão da bobina a quente, o uso de recozimento da BQ (bobina laminada a quente) para aumentar o tamanho de grão de partida para laminar a frio e o uso de elementos que segregam em contornos de grão como o Sb, o Sn e o P, que inibem a nucleação de (111)//DN nos contornos de grão durante o recozimento final, produzem bons resultados na redução da fração desta fibra e, conseqüentemente, melhores resultados magnéticos[42,43, 45,51, 53, 56,57]_.

4.5. Determinação e representação da orientação cristalográfica.

Atualmente, as técnicas mais utilizadas para determinação da orientação cristalográfica de policristais são a difração de raios-X e EBSD (“Electron Back Scatter Diffraction”) acoplado ao microscópio eletrônico de varredura MEV.

Na técnica de difração de raios-X são medidas as frações volumétricas dos grãos correspondentes a uma dada orientação cristalográfica, a partir da intensidade que difratam, ou seja, quando satisfazem à lei de Bragg. No caso, detectores captam as intensidades difratadas enquanto a amostra gira em frente ao feixe incidente com comprimento de onda adequado para o material de análise. Nesta técnica inúmeros grãos são analisados simultaneamente e é possível obter dados de um grande número de grãos, tornando sua representatividade estatística bastante satisfatória, no caso de um material policristalino

[58-60]_.

Apesar de muito usada para caracterização da orientação cristalográfica dos materiais policristalinos, os resultados da difração de raios-X proporcionam uma informação apenas “macroscópica” da textura e é incapaz de determinar a orientação de um grão particular[60].

A técnica de difração de elétrons retroespalhados – EBSD (“Electron Back Scatter Diffraction”) acoplada ao microscópio eletrônico de varredura MEV possibilita conhecer a população de orientações individuais relacionadas com os detalhes da microestrutura, textura entre grãos e geometria do contorno de grão. Permite conhecer a orientação da rede cristalina com uma resolução espacial de até 50nm[60].

Ao fim da análise obtém-se um arquivo relacionado a uma área analisada com pontos em intervalos constantes, conforme figura 4.8, contendo as coordenadas (X,Y) do ponto analisado, os três ângulos de Euler que possibilitam a relação entre referenciais da amostra e da área analisada, o índice de qualidade IQ do padrão de Kikuchi analisado e o CI (índice de confiança) de indexação realizado. A partir deste arquivo, pode-se determinar a orientação de regiões particulares ou da amostra como um todo. A representatividade estatística será tanto melhor quanto maior for a área analisada e quanto maior o número de grãos envolvidos[60].

A reconstrução da imagem da área varrida e analisada por EBSD a partir do arquivo de dados permite construir mapas de orientação por imagens e constitui-se uma ferramenta bastante adequada para estudos de textura local, dos aspectos cristalográficos de interfaces e sua distribuição, etc.

Figura 4.8: Representação esquemática de uma varredura de EBSD realizada na estrutura de um material policristalino no estado recristalizado[60].

O índice de qualidade IQ é representado por uma escala de cinza atribuída a cada ponto: branco para o melhor e preto para o pior índice. O mapa em escala de cinza pode revelar problemas de coleta, bem como dar uma idéia da distorção da rede, revelando deformações: grãos recristalizados apresentam cor clara; grãos deformados cor escura.

orientação segundo um triângulo unitário de referência. Uma vez construído, o mapa de orientação permite rápida constatação da presença de textura e análise do desenvolvimento dos diversos tipos de textura nos materiais.

É comum definir contornos de alto ângulo como aqueles cuja diferença de orientação entre grãos seja superior a 15° e contornos de baixo ângulo aqueles cuja diferença seja inferior a 15°. Como esta técnica permite definir contornos a partir da diferença de orientação, é possível visualizar contornos de grão de difícil ataque ou até mesmo contornos de subgrão, mediante escolha adequada do ângulo de desvio.

Estruturas antes confundidas na análise ao microscópio ótico como bandas de transição e maclas, podem ser distinguidas facilmente a partir dos ângulos de desorientação envolvidos com a técnica de EBSD. Outra série de recursos, tais como o traçado de curvas de desorientação em heterogeneidades como bandas de deformação, mapeamento do fator de Schmid ou do fator de Taylor, a relação de orientação existente entre fases, caracterização de contornos de grão com determinação de CSL (“Coincident Site Lattice”) e ângulo de inclinação de contornos, etc, são ainda disponibilizados[60].

A representação da textura cristalográfica de um material policristalino, por meio de dados obtidos tanto por EBSD ou difração de raios-X pode ser feita, de uma maneira mais completa, lançando mão da função de distribuição de orientações cristalinas FDOC. Para isto, a definição da orientação de um cristal é feita através dos três ângulos de Euler, que constituem as rotações consecutivas dos eixos [100], [010] e [001] da célula unitária do cristal de maneira a torná-los coincidentes com os eixos DL (direção de laminação), DT (direção transversal) e DN (direção normal) da amostra, respectivamente. Os ângulos,

segundo notação de Bunge, ϕ1 , φ, ϕ2 são mostrados na figura 4.9.

que representam as orientações de cada sistema. Nestes ábacos os planos são representados por linhas retas e as direções por pontos sobre as linhas. Figura 4.10[58].

Figura 4.9: Representação dos ângulos de Euler com as rotações para coincidir os eixos do cristal com as direções DL, DT e DN[63].

Figura 4.10: Seção de ϕ2 = 45° onde são mostradas as orientações pertencentes às fibras DL

4.6 – Influência das laminações a quente e a frio.

A etapa de laminação a quente é um dos importantes passos na formação da estrutura final dos materiais. Ela começa com o reaquecimento de placas seguido da laminação de desbaste, logo após a laminação de acabamento e, finalmente, o resfriamento da bobina a quente. Durante estas etapas vão acontecendo processos metalúrgicos tanto na superfície quanto interior da tira, os quais são influenciados pela composição da liga e condições de laminação, e determinam a estrutura final da tira, ponto de partida para a laminação a frio[61].

A composição química determina as fases presentes durante a laminação numa dada temperatura. As ligas de ferro-silício-alumínio, utilizadas na produção de aços elétricos GNO, com teores de silício equivalente (Sieq=%Si+%Alx2) superiores a 2,0% são

processadas somente na fase ferrítica, pois não são susceptíveis às transformações de fase, como mostrado na figura 4.11. A presença de carbono pode alargar o campo da austenita, aumentando a quantidade de silício necessária para que não ocorra transformação de fase[61].

Elementos de liga como o manganês inibem a transformação da austenita para a ferrita devido ao aumento da estabilidade da austenita. Quando o teor de manganês aumenta o campo da austenita se alarga e a temperatura de transformação diminui, provocando alterações na estrutura de grãos e orientação cristalográfica do produto[62].

Quando a laminação ocorre com a austenita não recristalizada, durante a deformação a área de contornos aumenta e introduz-se alta densidade de bandas de cisalhamento, aumentando os sítios de nucleação com a geração de grãos mais finos. Nesta região desenvolve-se uma intensa textura de deformação a qual gera intensa textura na fase ferrítica resultante.

A laminação no campo bifásico austenita + ferrita acontece com as seguintes possibilidades: a) deformação e rotação dos cristais da matriz austenítica; b) transformação da austenita em ferrita e c) deformação, rotação e possível recristalização da ferrita. Neste caso, a orientação cristalográfica resultante é complexa e decorrente das contribuições relativas destes três processos, os quais dependem da composição da liga (precipitados), temperatura, deformação, temperatura de acabamento, etc[62].

A laminação na fase ferrítica conduz a um fortalecimento da orientação {100}<011> e, à medida que a temperatura diminui ocorre um aumento da densidade de orientação das componentes pertencentes à fibra alfa, como (001)[110], (114)[110] e (113)[110], não importando se o reaquecimento ocorreu em qualquer uma das fases possíveis de um aço com 1,3%Si[63].

A estrutura de grãos também é bastante influenciada e depende da fase e da temperatura da laminação de acabamento. No campo austenítico produz-se uma estrutura mais fina cujo tamanho de grão diminui à medida que a temperatura decresce; no campo bifásico, produz-se uma estrutura com tamanho de grão heterogêneo e, no campo ferrítico, uma estrutura de grãos mais grosseira, devido ao fato da dificuldade de recristalização da ferrita, que sofre apenas recuperação e tem seu tamanho de grão aumentado a cada passe[63].

Fig.4.11: Correlação entre Si-equivalente (%Si+%Alx2) e as faixas de temperatura de laminação para ocorrência das fases ferrita e austenita[61].

A produção de uma bobina laminada a quente com grande fração das componentes pertencentes à fibra α é considerada ruim devido ao fato de que esta acumula pouca energia durante a laminação a frio antecedente e, nas interfaces com grãos com orientações da fibra γ, acredita-se que são nucleados grãos com orientações pertencentes à fibra γ, com pico em (111)[112], de influência negativa no processo de magnetização[51, 52].

A introdução de mais um estágio de laminação a frio com um recozimento intermediário pode ser um bom artifício para controlar a textura de partida para a última laminação a frio, que antecede o recozimento final. Se a bobina laminada a quente apresenta uma alta fração

Esta estrutura com mais alta fração da fibra γ aumentará a probabilidade de geração de orientações mais favoráveis no recozimento final, como a de Goss (110)[001][50,64,65].

É evidente que as quantidades de redução, tamanho de grão e orientações cristalográficas presentes em cada estágio influenciarão os resultados finais de orientação cristalográfica e tamanho de grão e, conseqüentemente, os valores de propriedades magnéticas obtidos. Existem combinações ótimas destes parâmetros as quais geram a estrutura mais favorável ao alcance das melhores propriedades magnéticas: baixa perda e alta permeabilidade magnética[66,67].

Quando é possível variar largamente os parâmetros de processamento termomecânico, não existe uma receita fixa de melhores parâmetros em cada etapa a qual corresponderia o melhor conjunto de propriedades magnéticas. É possível que sejam encontradas várias combinações que gerem bons resultados e, até certo limite, reduzir a dependência com a estrutura oriunda da laminação a quente. No entanto, quando se leva em conta custos de produção, a introdução de uma ou mais etapas de laminação a frio e de recozimentos intermediários encarecem o processo e podem torná-lo inviável economicamente, principalmente nos produtos de mais alta perda. A opção pelo processo de apenas um estágio, com a possibilidade de eliminação do recozimento inicial da BQ é a que resulta em menores custos de produção e, se esta pode ser viabilizada tecnicamente, será a de maior interesse.

4.7 – O papel dos elementos de liga

Elementos de adição como silício e alumínio são apontados como fundamentais, sob certos

mudança de fase durante este processo[40]_.

ρ = 10,7 + 3,4(%Mn) + 16(%P) + 11(%Al+%Si) – 13(%O) (4.9)

onde ρ é dada em (µΩcm) e % representa o percentual em massa do elemento.

A adição de alumínio, dependendo da quantidade, pode mudar favoravelmente a quantidade e distribuição de impurezas e, como conseqüência, beneficiar o crescimento de grão e desenvolvimento da textura final do material. Em aços com médio teor de silício, teores da ordem de até 0,015% provocam uma melhoria na permeabilidade magnética à alta indução devido ao aumento da intensidade de pólo de {200} e redução de {111}. Teores acima deste valor até 0,65% não alteram a permeabilidade magnética a alta indução, mas aumentam a permeabilidade a 1,0T devido ao aumento que provoca no tamanho de grão final e na resistividade[69, 70].

A adição de alumínio na liga com 3,2%Si foi estudada na Acesita até teores de 1,08% e foi encontrado que esta promovia redução de até 0,20W/kg na perda magnética a 1,5T/60Hz devido aos seus efeitos de aumento da resistividade e redução da oxidação no recozimento final. Além disso, promove a formação de uma maior fração de grãos com orientação cubo e menor fração com {111} na estrutura final do produto para teores acima de 0,50%[71-72].

A adição de 1,0%Mn numa liga muito limpa, com níveis de residuais como S, O, N e Ti bem baixos, sob condições de processo adequadas pode resultar numa melhora significativa da textura cristalográfica final, resultando em menor perda magnética e maior indução magnética[73, 74].

T. Kubota[42] relata que a adição de manganês até 1,3% numa liga com 0,5%Si e 0,2%Al aumenta um pouco a intensidade de pólo de (200) e (110) e reduz bastante a intensidade de pólo de (111) com conseqüente redução da perda e acréscimo na permeabilidade magnética. Esta melhora na textura cristalina foi atribuída ao fato de que o manganês provoca uma mudança dos sítios de nucleação, após laminação a frio, dos contornos de grão originais para o centro dos grãos, diminuindo assim a geração de (111).

O efeito da adição de manganês também é benéfico do ponto de vista do crescimento de grão. Sua adição promove maior estabilidade do MnS e eleva a temperatura de dissolução no reaquecimento de placas antes da laminação. Isto propicia a obtenção de uma distribuição com maior tamanho de sulfetos o que favorecerá o crescimento de grão final. Tamanhos de grãos maiores são alcançados com maiores teores de manganês o que reduz a perda magnética por histerese; maior resistividade é alcançada com redução da parcela por correntes parasitas[71].

4.8 – Heterogeneidades na estrutura de policristais deformados.

Num policristal cada cristal está rodeado de cristais vizinhos, orientados de maneira diferente e separados por contornos de grão. Sob uma solicitação externa, o deslizamento inicia-se num momento diferente para cada um e prossegue em sistemas de deslizamento diferentemente orientados, resultando em mudanças dimensionais diferentes em cada direção. Por isso, além da solicitação externa, todo cristal experimenta a ação de seus cristais vizinhos[46].

Os contornos de grão são responsáveis por uma deformação bastante heterogênea, resultado do empilhamento de discordâncias sobre eles. O deslizamento múltiplo, o qual gera regiões de desorientação mais alta em relação à vizinhança, inicia-se nos contornos de grão ainda em deformações mais brandas e é um mecanismo fundamental para manter a integridade e continuidade do material no decorrer da deformação[46].

Devido ao efeito dos grãos vizinhos, os sistemas de deslizamento dos contornos e do seio do grão freqüentemente são diferentes e, como resultado, as deformações nestas regiões diferem-se também. Esta diferença cresce com o aumento do tamanho dos grãos originais, especialmente em deformações pequenas e moderadas. Materiais com grãos pequenos promovem encruamento mais intenso que aqueles com granulação grosseira[46].

Nos materiais cúbicos de corpo centrado – ccc, o número de sistemas de deslizamento é grande e a temperatura de deformação determina o plano de escorregamento operante. Em temperaturas T < Tm/4 : {112}, em Tm/4 < T < Tm/2: {110} e em T > Tm/2: {123}, todos

associados com a direção compacta <111>. Tm é a temperatura de fusão do material[76].

A energia de falha de empilhamento, γsfe, é responsável pela habilidade do material

desenvolver deslizamento cruzado. Em valores mais altos de γsfe, uma discordância em

onde seu movimento tem possibilidade de continuar. Altos valores de γsfe podem promover

recuperação dinâmica de discordâncias; baixos valores resultarão em maior encruamento e maior energia associada[46].

O encruamento e a energia armazenada são função da orientação de cada grão, gerando fonte de heterogeneidade de um grão para outro. O ferro laminado a frio com 70% de redução, para componentes da fibra alfa {hkl}<110>, apresenta uma estrutura típica de células pequenas e grande desorientação nos grãos com orientação {110}<110> e células maiores e pequenas desorientações ocorrendo para {001}<110>. Vide figura 4.12. Foi estabelecido que

E110 > E111 > E112 > E100 (4.10)

onde E é a energia armazenada durante a deformação[76].

Fig.4.12: Tamanho de célula e desorientação em função da orientação cristalográfica do cristal de ferro pertencente a fibra {hkl}<110> (fibra Alfa) [76].

fator de Taylor, variam com cada componente da fibra alfa {hkl}<110>.

Fig.4.13: Energia armazenada e fator de Taylor em função da orientação cristalográfica do cristal de ferro pertencente a fibra {hkl}<110> (fibra Alfa) [76].

Durante o curso da deformação plástica de um policristal, grãos que estavam aleatoriamente orientados adquirem uma orientação preferencial, a qual é chamada textura. Cada sistema de deslizamento operante conduz a uma rotação definida de um grão e a superposição das rotações de vários sistemas de escorregamento dá a orientação final. Quanto mais deformado, mais pronunciada a textura do material[46].

Devido ao grande número de sistemas de deslizamento possíveis nos materiais cúbicos de corpo centrado, durante a laminação a frio mais de um tipo de orientação se forma. A representação da textura pode ser feita por alguns pares de símbolos, sendo o primeiro par representando a orientação de maior ocorrência. O ferro com 98% de deformação apresenta as orientações: (112)[110] + (001)[110] + (111)[112]. Estas orientações são como uma regra de ocorrência típica para todos os metais e ligas ccc, embora a ordem de ocorrência possa mudar[46].

Devido às mudanças de orientação que geralmente ocorrem nos cristais durante a deformação, regiões de diferentes orientações podem se desenvolver dentro de um mesmo cristal. Esta subdivisão do cristal é conhecida como fragmentação. Existe uma hierarquia de escala de comprimento, desde nanômetros até milímetros, na qual a microestrutura é subdividida. Em ligas de média e alta energia de falha, uma classificação pode ser feita como na figura 4.14[76].

Estão presentes na estrutura deformada:

- As discordâncias na forma de emaranhados (“tangles”) ou em estruturas aleatórias, principalmente em baixas deformações;

- Células que são porções da estrutura delineadas por contornos de discordâncias difusos; - Subgrãos delineados por contornos bem formados (agudos);

- Bandas de deformação que são regiões de um mesmo grão com orientações diferentes como conseqüência da heterogeneidade de tensão transmitida pelos grãos vizinhos ou instabilidade intrínseca do grão durante a deformação plástica em sistemas de deslizamento diferentes. Seu desenvolvimento é uma conseqüência inevitável da deformação dos policristais. Sua formação requer menor número de sistemas de deslizamento para acomodar a mudança de formato dos grãos, resultando numa menor energia consumida na sua formação que aquela que seria exigida para a deformação homogênea. As fronteiras entre estas regiões são chamadas de bandas de transição. O número de bandas de deformação cresce proporcionalmente à raiz quadrada do tamanho de grão de partida[76-78]. - Bandas de cisalhamento que correspondem às regiões estreitas de intenso cisalhamento e formadas por células muito finas e alongadas. Elas ocorrem independentemente da estrutura e de considerações cristalográficas normais. Num material laminado, ocorrem a aproximadamente 35° com o plano de laminação e paralelas à direção transversal. Resultam de uma instabilidade plástica e se acumulam formando agregados de bandas evidenciadas macroscopicamente, em deformações maiores, o momento é comparável ao empescoçamento no ensaio de tração[76,79,80]_.

Durante o recozimento após a laminação a frio, grãos recristalizados são formados em sítios de nucleação específicos, tais como regiões de contornos de grão iniciais, bandas de deformação, bandas de cisalhamento, maclas e precipitados pré-existentes, etc, conduzindo a texturas de recristalização típicas de cada fonte. Daí, as heterogeneidades presentes na estrutura deformada são de grande importância para controlar as texturas de recristalização[46-48,76].

orientação de Goss (110)[001] com desvios de até 10° são gerados nas bandas a 35° e que

nas bandas a 17° são geradas orientações de Goss mais dispersas (± 25° de desvio)[47].

A geração da orientação de Goss em bandas de cisalhamento nos materiais siliciosos está bastante comprovada, inclusive em trabalhos já realizados na Acesita[32-36]. Além da orientação de Goss, a qual apresenta um eixo de mais fácil magnetização paralelo à direção de laminação, foi também evidenciada a nucleação da orientação Cubo (100)[001], com eixo de mais fácil magnetização posicionado também na direção transversal [57], tornando a nucleação da recristalização nesta heterogeneidade estrutural ainda mais atrativa[49-53,81].

Bandas de cisalhamento passam a ser uma opção importante para a nucleação da recristalização nos aços GNO, em relação a outros sítios de nucleação, como por exemplo, contornos de grão, onde são gerados grãos com orientações desfavoráveis tais como (111)[112][82].

Devido à sua importância na formação da orientação cristalográfica dos aços GNO e outros, será dedicada nesta revisão uma seção ao assunto bandas de cisalhamento.

4.9 – Bandas de cisalhamento.

O comportamento de metais e ligas na deformação é governado pelo movimento de discordâncias e por maclagem, e, numa maior escala, pela formação de heterogeneidades, especialmente bandas de cisalhamento[83].

A presença de maclas é importante para formação de bandas de cisalhamento no latão e aços austeníticos, porém nas ligas de cobre e ligas de alumínio não são necessárias, sendo geradas nos contornos de grão[84].

crescimento de grão durante a recristalização subseqüente. Portanto, para melhor entendimento de muitos fenômenos da deformação e recristalização e correlação entre eles, uma melhoria do entendimento sobre bandas de cisalhamento é essencial[84].

B. Hutchinson[85] constatou que a maioria dos estudos sobre os detalhes da evolução das subestruturas de deformação era dedicada ao caso de metais cfc tais como níquel, alumínio e cobre, sendo que o ferro e suas ligas não tinham recebido a mesma atenção.

Num aço deformado constatam-se heterogeneidades em vários níveis diferentes. A própria textura de deformação é incompatível com a deformação homogênea tipo Taylor e grãos diferentes desviam sistematicamente do plano de deformação ideal e, especialmente em altas deformações, onde tornam-se significativamente planos, respondem com cisalhamentos na direção de laminação e transversal para acomodar os efeitos da deformação[85].

Assim, uma vez esgotada a capacidade de encruamento de um material são nucleadas as chamadas bandas de cisalhamento. Sua formação requer uma quantidade de energia de deformação total inferior a aquela para promover a deformação homogênea de um cristal com uma determinada orientação[85,86].

Uma banda de cisalhamento bem desenvolvida é composta por camadas de células muito finas e alongadas na direção de cisalhamento. A figura 4.15 mostra a morfologia de uma

Figura 4.15: (a) Imagem da microestrutura obtida por MET mostrando um estágio avançado de formação de bandas de cisalhamento numa matriz com camadas compactas de

maclas formadas com 67% de compressão de um monocristal de prata (112)[111 ]; (b) e (c) figuras de pólo {111} das áreas maclada e da banda de cisalhamento, respectivamente; (d) perfil de desorientação ao longo da banda de cisalhamento apresentada em (a). As orientações foram medidas no MET[80].

Numa liga Al-Mg submetida a média deformação (50%), as bandas de cisalhamento são nucleadas nos contornos de grão com a introdução de degraus nestes. No estágio inicial parecem ser de natureza cristalográfica e fazem um ângulo particular com a direção de laminação. Em deformações maiores (70%), os degraus tornam-se maiores e numa estrutura com grãos grandes as bandas de cisalhamento tendem a se curvar e podem formar variantes formando ângulos diferentes com a direção de laminação[87].

Aparência do tipo “herring bone” é observada devido à formação de diferentes famílias de bandas de cisalhamento cortando umas as outras. Quando as bandas de cisalhamento atravessam outros grãos não respeitam aspectos cristalográficos e assumem uma morfologia de modo a satisfazer a instabilidade macroscópica da amostra. Neste nível de deformação, o resultado da evolução das bandas de cisalhamento é comparado ao empescoçamento no ensaio de tração[76,88].

Grãos com alto fator de Taylor tendem a resistir mais a deformação enquanto que aqueles com valores baixos terão a deformação mais facilitada. Os grãos com orientações pertencentes à fibra gama são mais duros e, por isso, tendem a concentrar as heterogeneidades de deformação intragranulares, enquanto que heterogeneidades intergranulares não sistemáticas afetam principalmente os grãos macios com orientações pertencentes à fibra Alfa[85].

Num aço baixo carbono, grãos com orientação {111}<112> são particularmente suscetíveis à formação de bandas de cisalhamento em deformações mais altas. As direções de cisalhamento destas bandas não correspondem a simples direções cristalográficas de escorregamento e existem rotações cristalográficas associadas. A presença de bandas de cisalhamento enfraquece um pouco a textura, mas promove encruamento adicional para materiais com a mesma quantidade de deformação[85,86].

morno conduz a formação intensa de bandas de cisalhamento durante a deformação e, no recozimento subsequente, a nucleação de grãos com orientação da fibra gama é suprimida e a intensa nucleação da recristalização na estrutura de bandas de cisalhamento conduz a novos grãos com orientação de Goss (110)[001] [85].

Haratani, T. et alli[89] reportam que a existência de uma região com grãos grosseiros próxima à superfície da tira antes da laminação a frio é necessária para o desenvolvimento da orientação de Goss, no processo de produção do aço grão orientado com um estágio de laminação a frio. Bandas de cisalhamento formam-se nestes grãos grosseiros e recristalizam preferencialmente no recozimento primário, propiciando o desenvolvimento da orientação de Goss no recozimento secundário subseqüente.

A presença da orientação de Goss, já no material como deformado, foi observada nos centros de curvatura mais acentuados da rede próximos a banda de cisalhamento. A orientação de Goss desenvolvida na recristalização deriva dos novos grãos os quais são nucleados entre os proeminentes conjuntos de bandas de cisalhamento[89]_.

A energia armazenada durante a deformação está relacionada com a energia de falha de empilhamento, a qual relaciona-se com ligações atômicas do material e determina a dissociação de discordâncias unitárias em parciais. Baixa energia de falha de empilhamento promove esta dissociação impedindo a escalagem e deslizamento cruzado, mecanismos responsáveis pela recuperação. Altos valores de energia de falha de empilhamento promovem recuperação dinâmica de discordâncias. Desta maneira, materiais com baixa energia de falha de empilhamento apresentarão maior energia associada ao encruamento[76].