UNIVERSIDADE DE SÃO PAULO ESCOLA DE ENGENHARIA...

UNIVERSIDADE DE SÃO PAULO

ESCOLA DE ENGENHARIA DE LORENA

Murilo Parodi Ricci Grilo

Caracterização microestrutural e dimensional de aços ligados laminados em perfil

redondo resfriados ao ar e em água

Lorena

2013

Murilo Parodi Ricci Grilo

Caracterização microestrutural e dimensional de aços ligados laminados em perfil

redondo resfriados ao ar e em água

Trabalho de Graduação apresentado à

escola de Engenharia de Lorena da

Universidade de São Paulo para obtenção

do título de Engenheiro de Materiais.

Orientador: Prof. Dr. Gilberto Carvalho Coelho

Lorena

2013

AUTORIZO A REPRODUÇÃO E DIVULGAÇÃO TOTAL OU PARCIAL DESTE

TRABALHO, POR QUALQUER MEIO CONVENCIONAL OU ELETRÔNICO,

PARA FINS DE ESTUDO E PESQUISA, DESDE QUE CITADA A FONTE.

Ficha Catalográfica Elaborada pela Biblioteca Especializada em Engenharia de Materiais

USP/EEL

Grilo, Murilo Parodi Ricci Caracterização microestrutural e dimensional de aços ligados

laminados em perfil redondo resfriados ao ar e em água. / Murilo

Parodi Ricci Grilo ; orientador Gilberto Carvalho Coelho.--Lorena, 2013.

63f.:il.

Trabalho apresentado como requisito parcial para obtenção do grau de Engenheiro de Materiais– Escola de Engenharia de Lorena -

Universidade de São Paulo.

1. Aços ligados 2. Transformação de fase 3. Expansão

volumétrica I. Título.

CDU 669.018

Dedico este trabalho à minha mãe, Katia Maria

Parodi Ricci, ao meu pai, Isaias de Paiva Grilo, a

minha irmã Marcela Parodi Ricci Grilo e aos meus

familiares e amigos por sempre me apoiarem nesta

jornada e estarem constantemente ao meu lado.

AGRADECIMENTOS

A minha família que construiu os alicerces de minha educação.

Ao Prof. Dr. Gilberto Coelho pela orientação e ensinamentos durante todo este trabalho.

Ao meu orientador de estágio Marcelo Tatsuo Kawasaki, e todos os funcionários da empresa

onde realizei o estágio, que de alguma forma participaram na conclusão desse trabalho. Em

especial Camilo Leandro Sales que me ajudou a desenvolver esse projeto.

Todos os professores e funcionários pelo auxílio e paciência.

Aos meus amigos de graduação, Marcos Benedetti Groblackner, Henrique Sargentini, Renan

de Carvalho Bezerra, Allan da Silva Santos, Guilherme Ribeiro, Renato Tanaka pela grande

amizade.

Aos meus amigos e irmãos de república, Christian Gauss, Dhiego Almeida de Sousa,

Guilherme Borghi Falco, Paulo Vitor Pinto Catão, William Massami Tiba, Glauco Stape,

Eduardo Amade, João Vitor Molitor, Matheus Mills,Rodrigo Serni, Luis Fernando Idalgo,

Willian Machado e atuais calouros pela amizade e consideração durante todo o período de

graduação.

“Nossa maior fraqueza é a

desistência. O caminho mais certo

para o sucesso, é sempre tentar

apenas mais uma vez.”

Thomas A. Edison

RESUMO

Grilo, M.P.R. Caracterização microestrutural e dimensional de aços ligados laminados em

perfil redondo resfriados ao ar e em água. 2013. Monografia (Trabalho de Graduação em

Engenharia de Materiais) – Escola de Engenharia de Lorena, Universidade de São Paulo,

Lorena, 2013.

Uma empresa siderúrgica apresentava problemas dimensionais em seus materiais

laminados no perfil redondo, devido ao ajuste dos parâmetros de calibração do seu laminador,

resultando assim altos índices de sucatamento por dimensões fora de especificação. Com o

objetivo de minimizar esse índice de sucatamento por dimensão fora do especificado, iniciou-

se um estudo do problema através da caracterização microestrutural e dimensional de diversos

tipos de aços laminados em perfis redondo.

Inicialmente, foram coletadas amostras de aproximadamente 30 tipos de aço. Para

diferentes tipos de aço, foram retiradas duas amostras, para realizar resfriamento ao ar em

uma e resfriamento em água na outra. A diferença no comportamento volumétrico das

amostras causado pelo diferente método de resfriamento foi usada para desenvolver um fator

de compensação, visto que às amostras resfriadas em água apresentavam uma expansão

volumétrica em relação as amostras resfriadas ao ar. Dessa gama de materiais inicialmente

estudados, foram selecionados para a apresentação no presente trabalho quatro tipos de aço

com diferentes teores de carbono e elementos de liga, de modo a representar todos os

materiais laminados em perfil redondo na empresa. Para esses quatro tipos de aço, foi

realizada caracterização microestrutural, com a finalidade de compreender a causa da variação

volumétrica.

Pode-se observar, que todos os aços resfriados em água apresentavam suas dimensões

maiores que dos aços resfriados ao ar. Em geral tarugos com dimensões maiores apresentam

maiores variações dimensionais. E os diferentes teores de carbono e elementos de liga

influenciam na transformação da austenita em perlita, bainita e martensita.

ABSTRACT

Grilo, M.P.R. Dimensional and microstructural characterization of rolled steels in round

profile cooled in air and in water. 2013. Monografia (Trabalho de Graduação em Engenharia

de Materiais) – Escola de Engenharia de Lorena, Universidade de São Paulo, Lorena, 2013.

A steel company had dimensional problems in their rolled materials in round profile

due to the adjustment of the calibration parameters of your laminator, thereby resulting high

rates of scraping by dimensions out of specification. In order to minimize this index by

scraping off the specified dimension began a study of the problem through the dimensional

and microstructural characterization of various types of rolled steel in round profiles.

Initially, samples of approximately 30 types of steel were collected. For different

types of steel, two samples were taken, one to be cooled on air and the other to be cooled on

water. The difference in the volumetric behavior of the samples caused by the different

cooling method was used to develop a compensation factor, since the water- cooled sample

had a volume expansion compared to air- cooled samples. From this range of materials

initially studied, were selected for presentation in this paper four types of steel with different

contents of carbon and alloying elements to represent all rolled round profile from the

company. For these four types of steel, microstructural characterization was carried out in

order to understand the cause of volume variation.

It can be seen that all the steels quenched in water presented their dimensions larger

than air- cooled steel. In general larger sized billets have greater dimensional changes. And

different levels of carbon and alloying elements influence the transformation of austenite into

pearlite, bainite and martensite.

Lista de Siglas

L1 – Laminação pesada

DUO 900 – Laminador de desbaste reversível

DUO 700 – Laminador de acabamento reversível

FEA – Fator de empacotamento atômico

OP – Ordem de Produção

MO – Microscópio óptico

Lista de Figuras

Figura 1.1 - Fluxograma representativo da linha de produção de tarugos redondos................18

Figura 2.1 - Gráfico mostrandoo módulo de elasticidade em função da temperatura para

tungstênio, aço e alumínio................ .................................................................................... 22

Figura 2.2 - Diagrama esquemático tensão-deformação mostrando deformação elástica linear

para ciclos de carga e descarga................ ............................................................................. 23

Figura 2.3 - Variação Dimensional do AISI 4340 em função da temperatura mostrando os

pontos de inflexão A, B, C, D, E, F................ ....................................................................... 23

Figura 2.4 - Formas cristalinas alotrópicas do ferro, em função da temperatura, à pressão

atmosférica................ ........................................................................................................... 27

Figura 2.5 - Células unitárias CCC: (a) arranjo de pontos para uma célula unitária,

empacotamento real dos átomos (representado como esferas rígidas) , e (c) estrutura ccc

repetitiva................ .............................................................................................................. 28

Figura 2.6 - Células unitárias CFC: (a) arranjo de pontos para uma célula unitária, (b)

empacotamento real dos átomos (representado como esferas rígidas) , e (c) estrutura cfc

repetitiva................ .............................................................................................................. 29

Figura 2.7 - Diagrama Fe-C................ ................................................................................. 30

Figura 2.8 - Transformação de austenita em martensíta com variação volumétrica................ 32

Figura 2.9 - Representação esquemática de uma curva TTT para análise de transformações

isotérmicas de um aço eutetóide (0,77 % C)................ .......................................................... 33


isotérmicas de um aço hipoeutetóide................ ..................................................................... 35

Figura 2.11 - Aspecto micrográfico de um aço hipoeutetóide esfriado lentamente. Ampliação

de 200 vezes. As áreas brancas são de ferrita e as áreas escuras são de perlita................ ....... 35


isotérmicas de um aço hipereutetóide.......................................................................................36

Figura 2.13 - Fotomicrografia mostrando a microestrutura martensitica lenticular ou em

placas. Os grãos com formato de agulha sãoa fase martensita, enquanto as regiões em branco

representam a austenita. Ampliação de 1200x................ ....................................................... 36

Figura 2.14 - (a) micrografia mostrando a estrutura bainita superior. O grãode bainita passa

do canto inferior esquerda para o canto superior direito da figura, este consiste em em

partículas de Fe3Calongadas em formas de agulha, no interior de uma matriz de ferrita. A fase

que circunda a bainita é a martensita. (b) micrografia mostrando a bainita inferiorem uma

matriz de martensita................ .............................................................................................. 37

Figura 2.15 - Exemplos de curvas de resfriamento com diferentes velocidades (aço

eutetóide)................ .............................................................................................................. 38

Figura 2.16 - Representação das velocidades de resfriamento no centro e na superfície de

uma peça de aço eutetóide................ .................................................................................... 38

Figura 2.17 - Representação esquemática da alteração da forma das curvas de transformação

devido à influência de elementos de liga nos aços................ ................................................. 39

Figura 3.1 - Medição dimensional em perfis redondos................ ......................................... 42

Figura 3.2 - Sequência de equipamentos utilizados para preparo de amostra................ ........ 43

Figura 4.1 - fotomicrografia aço 1020 resfriado no ar; (a) superfície; (b) meio raio; (c) núcleo

............................................................................................................................................ 46

Figura 4.2 - fotomicrografia aço 1020 resfriado na água; (a) superfície; (b) meio raio; (c)

núcleo .................................................................................................................................. 47

Figura 4.3 - fotomicrografia aço 15V37 resfriado no ar; (a) superfície; (b) meio raio; (c)

núcleo. ................................................................................................................................. 49

Figura 4.4 - fotomicrografia aço 15V37 resfriado na água; (a) superfície; (b) meio raio; (c)

núcleo.. ................................................................................................................................ 50

Figura 4.5 - fotomicrografia aço 4125 resfriado no ar; (a) superfície; (b) meio raio; (c)

núcleo.. ............................................................................................................................ ....52

Figura 4.6 - fotomicrografia aço 4125 resfriado na água;(a) superfície;(b) meio raio;(c)

núcleo. ................................................................................................................................. 53

Figura 4.7 - fotomicrografia aço 4141 resfriado no ar; (a) superfície; (b) meio raio; (c) núcleo

............. ....................................................................................................................................55

Figura 4.8 - fotomicrografia aço 4141 resfriado na água; (a) superfície; (b) meio raio; (c)

núcleo................................................................................................................................ ........56

SUMÁRIO

1 INTRODUÇÃO ................................................................................................................ 17

2 REVISÃO DA LITERATURA ......................................................................................... 20

2.1 Laminação...................................................................................................................... 20

2.2 Tratamento térmico ........................................................................................................ 20

2.2.1 Aquecimento ............................................................................................................... 21

2.2.2 Tempo de permanência à temperatura de aquecimento ................................................ 21

2.2.3 Resfriamento ............................................................................................................... 21

2.2.4 Têmpera ...................................................................................................................... 22

2.3 Variações dimensionais após laminação a quente ........................................................... 22

2.4 Estrutura do ferro ........................................................................................................... 27

2.4.2 Estrutura cristalina cúbica de corpo centrado (CCC) .................................................... 28

2.4.3 Estrutura cristalina cúbica de faces centradas (CFC) .................................................... 29

2.5 O sistema ferro-carbono (Fe-C) ...................................................................................... 29

2.5.1 Diagrama Fe-C ........................................................................................................... 30

2.6 Transformações de fase dos aços fora do equilíbrio termodinâmico ................................ 31

2.6.1 Transformações isotérmicas ........................................................................................ 32

2.6.2 Fatores que influenciam na transformação da austenita ................................................ 39

3 MATERIAIS E MÉTODOS .............................................................................................. 41

3.1 Coleta e medição de amostras ......................................................................................... 41

3.2 Preparo de amostras para fotomicrografias, análise metálográfica e medida de dureza... . 42

4 RESULTADOS E DISCUSSÃO ....................................................................................... 44

4.1 Aço 1020........................................................................................................................ 45

4.2 Aço 15V37 .................................................................................................................... 48

4.3 Aço 4125........................................................................................................................ 51

4.4 Aço 4141........................................................................................................................ 54

4.4 Resultados consolidados ................................................................................................. 57

5 CONCLUSÕES ................................................................................................................ 62

6 REFERÊNCIAS ................................................................................................................ 63

17

1 INTRODUÇÃO

Segundo Guy (1963, p.1): “A metalurgia pode ser descrita como a arte e a ciência de

obter os metais e adaptá-los para que satisfaçam as necessidades do homem”.

Embora os átomos metálicos sejam abundantes na superfície da Terra, a maior parte deles se

encontra combinada com átomos de elementos não metálicos (Guy, 1963).

Portanto, a primeira providência a tomar é obter os átomos na forma metálica, através da

metalurgia extrativa. Após se obter o metal desejado na forma de um lingote, pelo processo de

solidificação, é necessário conformar esse material para obter a forma desejada para o produto

final. Nessa etapa entra a metalurgia mecânica, que é constituída por vários processos de

manufatura, podendo-se destacar os processos de laminação, forjamento, extrusão, trefilação,

entre outros (Guy, 1963).

Para os aços, deve-se destacar também a importância dos tratamentos térmicos, como

por exemplo a têmpera, o revenido, o recozimento, que causam mudanças de fases. Estas

mudanças de fase, com parâmetros bem controlados, podem melhorar as propriedades desses

materiais (Guy, 1963).

Este trabalho apresenta diferentes classes de aço laminados no perfil redondo com

dimensões entre 79,37mm e 228,6mm.

Nessa etapa de conformação, por ser laminação a quente, inicialmente o lingote de aço

produzido por lingotamento convencional é mantido aquecido á 1300°C no forno poço. O

material entra na linha de produção com essa temperatura aproximadamente e passa pela

primeira gaiola de laminação onde sofrerá o desbaste. Posteriormente o material segue para a

escarfagem para remoção das carepas e após essa operação, as extremidades do material são

removidas pela tesoura. Em seguida, o material passa pela segunda gaiola de laminação, onde

sofre a etapa de acabamento proporcionando a ele o perfil redondo. Este tarugo redondo então

é enviado a serra, para sofrer os cortes longitudinais de acordo com a especificação, para

finalmente ser enviado ao leito de resfriamento onde é resfriado ao ar. (figura 1.1).

18

Figura 1.1 – Fluxograma representativo da linha de produção de tarugos redondos.

O problema discutido no trabalho ocorre na calibração dos cilindros acabadores. Para

realizar essa calibração, uma sucata com as mesmas características do material que será

laminado na corrida entra na linha de produção. Esta sucata passa por todas as etapas descritas

anteriormente inclusive no laminador acabador onde já existe um plano de passe para materias

com esse diâmetro. Quando a sucata passa pela serra, é retirada uma amostra da região medial

do tarugo, para fazer o ajuste fino da abertura do canal do cilindro. Essa amostra retirada, é

resfriada em água para que a linha de produção não fique muito tempo parada, e suas

dimensôes são medidas (largura e altura). Essas informações são enviadas ao operador do

laminador acabador, e este faz os ajustes necessários para laminar a corrida com as dimensões

dentro dos limites de especificação.

No entanto, o cilindro é calibrado com os valores da amostra do aço resfriado em água

e os produtos da corrida são resfriados ao ar no leito de resfriamento.

Essa diferença no método de resfriamento fazia com que os materiais resfriados ao ar

apresentassem diâmetros menores que os especificados. Dessa forma, algumas corridas era

sucateadas trazendo prejuízo para a empresa.

19

O objetivo desse trabalho foi solucionar o problema de expansão causado pelos

diferentes métodos de resfriamento, e comprovar a causa da expansão.

Para solucionar este problema, foi simulada uma situação semelhante ao processo de

calibração, e foram retiradas duas amostras da região medial dos tarugos de aproximadamente

30 tipos de aços diferentes, uma para ser resfriada ao ar e a outra para ser resfriada em água.

Esses valores dimensionais encontrados foram utilizados, para se desenvolver um fator

de compensação que pudesse aproximar os valores dimensionais das amostras resfriadas ao ar

e em água.

Esse fator de compensação é um acréscimo que é feito na abertura do cilindro de

acordo com a bitola que será laminada. Usando como exemplo um material de perfil redondo

com 80,00mm de diâmetro o processo de compensação será descrito. Após a amostra ser

retirada na serra e resfriada em água, ela tem suas dimensões medidas e passadas ao operador

do laminador acabador. Considerando que as medidas de largura e altura passadas são de

80,00mm, o operador do laminador calibrava o canal do cilindro com uma abertura de 0,2mm

a mais do que a anteriormente utilizada sabendo que o material que será resfriado ao ar no

leito de resfriamento vai apresentar suas dimensões levemente menores.

Em seguida quatro tipos de aço com teores de carbono e elementos de liga foram

separados para realização de caracterização microestrutura com o objetivo de entender a causa

dessa diferença dimensional causado pelos diferentes métodos de resfriamento.

20

2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA

2.1 Laminação

O processo de conformação dos metais no qual o material passa entre rolos é

conhecido como laminação. É o processo de transformação mecânica de metais mais usado na

prática por apresentar alta produtividade e um controle dimensional do produto acabado

bastante preciso, além de refinar a estrutura melhorando suas propriedades. Na laminação o

material é submetido a tensões compressivas altas, resultantes da ação de prensamento dos

rolos que giram em sentidos opostos e mesma velocidade superficial, e a tensões cisalhantes

superficiais, resultantes da fricção entre os rolos e o material. As forças de fricção são também

responsáveis pelo ato de puxar o metal (Chiaverini, 1986b).

A redução ou desbaste inicial dos lingotes em blocos ou tarugos é feita normalmente

por laminação a quente. Depois dessa fase segue-se uma nova etapa de laminação a quente

seguida de tratamento térmico para transformar o produto em chapas grossas, chapas finas,

vergalhões, barras, tubos, trilhos ou perfis estruturais. Blocos, tarugos e placas são conhecidos

como produtos semi-acabados porque serão posteriormente transformados em outros produtos

(Chiaverini, 1986a; Dieter, 1981).

2.2 Tratamento térmico

Tratamentos térmicos são operações de aquecimento e resfriamento a que são

submetidos os metais, sob condições controladas de temperatura, tempo, atmosfera e

velocidade de resfriamento, com o objetivo de alterar as suas propriedades ou proporcionar

características determinadas (Chiaverini, 1988).

As propriedades dos aços dependem, em princípio, da sua estrutura, e os tratamentos

térmicos modificam, em maior ou menor escala, a estrutura dos aços, resultando, em

conseqüência, na alteração mais ou menos pronunciada de suas propriedades. Assim, pode-se

perfeitamente avaliar a importância dos tratamentos térmicos (Van Vlack, 1984).

Os principais objetivos dos tratamentos térmicos são: remoção de tensões internas,

aumento ou diminuição da dureza, aumento da resistência mecânica, melhora da ductilidade,

melhora da usinabilidade, melhora da resistência ao desgaste, melhora das propriedades de

corte, melhora da resistência à corrosão, melhora da resistência ao calor ou modificação das

propriedades elétricas e magnéticas (Askeland e Phulé, 2008).

21

2.2.1 Aquecimento

Como o objetivo do tratamento térmico do aço é alterar uma ou diversas de suas

propriedades mecânicas, mediante uma determinada modificação que se processa na sua

estrutura, o aquecimento é geralmente realizado a uma temperatura acima da crítica, porque

então tem-se a completa austenização do aço, ou seja total dissolução do carboneto no ferro

gama. Na fase de aquecimento, dentro do processo de tratamento térmico, devem ser

apropriadamente consideradas a velocidade de aquecimento e a temperatura máxima de

aquecimento.

A velocidade de aquecimento, para determinadas situações (velocidade muito alta),

pode causar fissuras ou empenamento. Deve-se levar em conta também que o aquecimento

muito lento em alguns aços pode provocar crescimento excessivo de grãos.

Quanto mais alta essa temperatura, acima da zona crítica, maior segurança se tem da

completa dissolução das fases no ferro gama; por outro lado, maior será o tamanho de grão da

austenita. As desvantagens de um tamanho de grão excessivo são maiores que as

desvantagens de não se ter total dissolução das fases no ferro gama, de modo que se deve

procurar evitar temperaturas muito acima de linha superior (A3) da zona crítica (Chiaverini,

1988).

2.2.2 Tempo de permanência à temperatura de aquecimento

A influência do tempo de permanência do aço à temperatura escolhida de aquecimento

é semelhante à da máxima temperatura de aquecimento, isto é, quanto maior o tempo à

temperatura considerada de austenização, mais completa a dissolução do carboneto de ferro

ou outras fases presentes (elemento de liga) no ferro gama, entretanto maior o tamanho de

grão resultante (Chiaverini, 1988).

2.2.3 Resfriamento

O resfriamento é o fator mais importante no tratamento térmico, pois é ele que

determinará efetivamente a estrutura e, em conseqüência, as propriedades finais dos aços, pois

pela variação da velocidade de resfriamento pode-se obter desde a perlita grosseira de baixa

resistência mecânica e baixa dureza até a martensita que é o constituinte mais duro resultante

dos tratamentos térmicos. Por outro lado, a obtenção desses constituintes não é só função da

22

velocidade de resfriamento, dependendo também, como se sabe, da composição do aço (teor

em elemento de liga, deslocando a posição das curvas em C no diagrama TTT), das

dimensões (seção) das peças, etc... (Chiaverini, 1988).

Os meios de resfriamento usuais são: ambiente do forno, ar e meios líquidos. Na

escolha do meio de esfriamento, o fator inicial a ser considerado é o tipo de estrutura final

desejada a uma determinada profundidade. Algumas vezes em resfriamento mais drástico,

como em água, pode trazer resultados indesejáveis tais como empenamento ou mesmo ruptura

da peça. Já um resfriamento menos drástico resolveria tal problema pois reduz o gradiente de

temperatura apreciavelmente durante o resfriamento, mas não podem satisfazer sob o ponto de

vista de profundidade de endurecimento. É preciso, então conciliar as duas coisas: resfriar

adequadamente para obtenção da estrutura e das propriedades desejadas à profundidade

prevista e, ao mesmo tempo, evitar empenamento, distorção ou mesmo ruptura da peça

quando submetida ao resfriamento. Tal condição se consegue com a escolha apropriada do

aço. De qualquer modo, o meio de resfriamento é fator básico no que se refere à reação da

austenita e em conseqüência, aos produtos finais de transformação (Chiaverini, 1988).

2.2.4 Têmpera

Consiste no resfriamento rápido do aço de uma temperatura superior à sua temperatura

crítica (mais ou menos 50ºC acima da linha A1 para os hipereutetóides) em um meio como

óleo, água, salmoura ou mesmo ar. A velocidade de resfriamento, nessas condições,

dependerá do tipo de aço, da forma e das dimensões das peças (Chiaverini, 1988; Callister,

2008).

Como na têmpera o constituinte final desejado é a martensita, o objetivo dessa

operação, sob o ponto de vista de propriedades mecânicas, é o aumento da dureza. Resultam

também da têmpera redução da ductilidade (baixos valores de alongamento e estricção), da

tenacidade e o aparecimento de apreciáveis tensões internas. Tais incovenientes são atenuados

ou eliminados pelo revenido (Van Vlack, 1984).

2.3 Variações dimensionais após laminação a quente

Logo após a laminação a quente, são três os mecanismos atuantes nas variações

dimensionais do material. A recuperação elástica intrínseca em cada material após aplicação

de tensão e fatores térmicos e metalúrgicos influenciam devido ao resfriamento.

23

Se um material apresenta comportamento elástico, o mesmo segue a lei de Hook, que

estabelece que sua deformação varia linearmente com a tensão aplicada.

σ = E.ԑ (2.1)

A constante de proporcionalidade E (GPa ou psi) é o módulo de elasticidade, ou

módulo de Young. Os valores do módulo de elasticidade de vários metais a temperatura

ambiente estão apresentados na tabela 2.1 (Callister, 2002).

Tabela 2.1 – Módulos de Elasticidade e de Cisalhamento, Coeficiente de Poisson para várias

ligas metálicas a temperatura ambiente (Callister, 2002).

O módulo de elasticidade de um material é a medida de rigidez do mesmo. Se um

material exibe valor elevado desse parâmetro, isso significa que uma tensão mecânica elevada

será necessária para deformá-lo.

A temperatura influencia intensamente no módulo de elasticidade e quanto mais

elevada for a mesma, menor será o módulo de elasticidade como podemos ver na figura 2.1

(Callister, 2002).

Figura 2.1 - Gráfico mostrandoo módulo de elasticidade em função da temperatura para

tungstênio, aço e alumínio (Callister, 2002).

24

A deformação elástica não é permanente, ou seja quando a carga aplicada é liberada

a peça retorna a sua forma inicial (figura 2.2).

Figura 2.2 - Diagrama esquemático tensão-deformação mostrando deformação elástica linear

para ciclos de carga e descarga (Callister, 2002).

Após a etapa de conformação a quente seguida de certa recuperação elástica, inicia-se

a fase de resfriamento do material.

Qualquer aço que em algum momento de sua fabricação, seja submetido a tratamentos

térmicos, sofrerá, necessariamente distorções dimensionais. Essas distorções podem ser de

causa térmica ou de causa metalúrgica como dito anteriormente.

Podemos ver as variações dimensionais do aço AISI 4340 durante um tratamento de

aquecimento até aproximadamente 845°C, seguido de um resfriamento até temperatura

ambiente (figura 2.3) (ASM Metals Handbook).

Figura 2.3 - Variação Dimensional do AISI 4340 em função da temperatura mostrando os

pontos de inflexão A, B, C, D, E, F (ASM Metals Handbook).

25

Os motivos térmicos e metalúrgicos que causam variações volumétricas estão

apresentados na tabela 2.2.

Tabela 2.2 - Sequência de eventos microestruturais durante a têmpera do AISI 4340

(Adaptado de YOSHIDA, 2006).

Do ponto de vista físico, a expansão ocorre devido ao aumento da agitação entre os

átomos constituintes do aço em questão, aumentando o espaçamento atômico à medida que

aumenta a temperatura. Da mesma forma, ocorre uma contração à medida que o aço esfria.

Assim, caso não houvesse nenhum outro fato interveniente, não deveria haver uma

distorção líquida resultante entre o início e o fim do experimento, aqui mostrada pela

diferença entre os pontos (A) e (F), totalizando uma distorção líquida de 0,2 mm, no sentido

da expansão, uma vez que a temperatura final é a mesma do início (YOSHIDA, 2006).

Entretanto, em muitos materiais de engenharia, e particularmente nos aços, ocorrem

alterações alotrópicas (mudanças de fase), cada uma das quais ocupa no espaço um volume

distinto. Em outras palavras, quando ocorre uma mudança de fases, há, consequentemente,

uma alteração no volume ocupado, gerando uma distorção dimensional, que, obviamente, é

irreversível enquanto a nova fase estiver presente (YOSHIDA, 2006).

Assim, no exemplo conforme a tabela 2.2 temos a sequência de eventos que mostra

dois fatores fundamentais que levam à distorção dimensional líquida após o tratamento

térmico de têmpera: o fator térmico, e o fator metalúrgico (transformação de fase). Uma vez

26

que ambos os fatores são de natureza da Física da matéria, não há como evitá-los e sempre

que houver a aplicação de um tratamento térmico, particularmente sobre um aço, haverá,

necessariamente, uma distorção dimensional associada.

Como já visto, a expansão/contração da matéria ocorre naturalmente, devido à

agitação dos átomos, que varia segundo a temperatura. Assim, no aquecimento, com o

aumento da temperatura teremos uma expansão associada, enquanto que durante o

resfriamento, teremos uma contração (Padilha, 2000)

Cada tipo de material tem seu próprio Coeficiente de Expansão Térmico Linear. A

Tabela 2.3 ilustra o valor do coeficiente para alguns tipos de aço mais comuns.

Tabela 2.3 – Valores do coeficiente de dilatação térmico linear (α) em µm/m.K para a

temperatura indicada em °C (Adaptado de YOSHIDA, 2006).

Entretanto, é importante notar que os valores dados pela tabela são lineares, ou seja,

quando se deseja calcular variações de superfície ou mesmo de área, os coeficientes devem

ser corrigidos de acordo com a relação:

α = β/2 = γ/3 Onde:

α = coeficiente de dilatacao termica linear

β = coeficiente de dilatacao termica superficial

γ = coeficiente de dilatacao termica volumetrica

Como no estudo apresentado nesse trabalho as amostras são retiradas da região medial

de um mesmo tarugo conformado por laminação a quente, todas apresentam recuperação

elástica, e por resfriarem de aproximadamente 900°C até temperatura, também sofrem efeito

da contração térmica. A única diferença entre elas, são os métodos de resfriamento. Como são

retiradas aos pares para uma sofrer resfriamento em água e outra resfriamento ao ar, a única

diferença entre elas será as microestruturas resultantes e por isso iremos abordar esse fator

com mais detalhes a seguir.

27

2.4 Estrutura do ferro

No caso particular do ferro, na temperatura ambiente, os grãos cristalinos apresentam

uma estrutura cúbica de corpo centrado, que será descrita posteriormente. O ferro, no entanto,

apresenta uma característica específica, ele pode ter sua estrutura cristalina modificada, no

estado sólido, quando submetido a alterações de temperatura. (figura 2.4). Até a temperatura

de 912°C o ferro apresenta uma estrutura cúbica de corpo centrado (ccc), ao atingir 912°C o

ferro sofre a primeira transformação alotrópica e passa a apresentar uma estrutura cúbica de

faces centradas (cfc). Essa estrutura mantém-se estável entre 912°C e 1394°C e ao atingir

1394°C o ferro sofre uma segunda transformação alotrópica e passa a apresentar novamente

uma estrutura cúbica de corpo centrado (Chiaverini, 1988).

Figura 2.4 - Formas cristalinas alotrópicas do ferro, em função da temperatura, à

pressão atmosférica ( Adaptado de Guy, 1963).

Esta estrutura mantém-se estável entre 1394°C e 1539°C, que é a temperatura de fusão

do ferro. Ao ser resfriado a partir do estado líquido as transformações alotrópicas ocorrem,

evidentemente, no sentido contrário. Como as propriedades dos materiais dependem da sua

estrutura, a alteração da estrutura cristalina do ferro provoca, também, alterações nas suas

propriedades. Quando o carbono e outros elementos de liga são adicionados ao ferro para se

obter os diferentes tipos de aço, as temperaturas em que ocorrem as transformações

alotrópicas, e consequentemente as faixas de temperatura em que cada uma das formas

alotrópicas apresenta estabilidade, variam. A transformação da estrutura cúbica de corpo

28

centrado em cúbica de faces centradas durante o aquecimento e, consequentemente, de cúbica

de faces centradas em cúbica de corpo centrado durante o resfriamento é de especial

importância já que possibilita as operações de tratamentos térmicos que permitem as

alterações na microestrutura e nas propriedades dos aços, que, juntamente com a escolha de

elementos de liga convenientes, os tornam ligas versáteis e de grande aplicação tecnológica

(Chiaverini, 1988).

2.4.1 Estrutura cristalina cúbica de corpo centrado (CCC)

Em primeiro lugar, considerem-se as posições atômicas na célula unitária da estrutura

cristalina CCC representada na figura 2.5a. Nesta célula unitária, os círculos representam as

posições onde os átomos estão localizados, estando as suas posições relativas claramente

indicadas. Vemos que o átomo central está rodeado por oito vizinhos mais próximos e diz-se

que o número de coordenação é 8. Se isolarmos uma célula unitária com esferas rígidas,

obtemos o modelo representado na figura 2.5b. Cada uma destas células possui o equivalente

a dois átomos por célula unitária. No centro da célula unitária, está localizado um átomo

completo e, em cada vértice da célula um oitavo de esfera, obtendo-se o equivalente a outro

átomo.Se, nesta célula, se representarem os átomos por esferas rígidas, então a célula unitária

aparece conforme representado na figura 2.5c (Moffatt, Pearsall e Wullf, 1964; Shackelford,

2008).

Figura 2.5 - Células unitárias CCC: (a) arranjo de pontos para uma célula unitária, (b)

empacotamento real dos átomos (representado como esferas rígidas) , e (c) estrutura ccc

repetitiva (Shackelford, 2008).

29

2.4.2 Estrutura cristalina cúbica de faces centradas (CFC)

Consideremos, em seguida, a célula unitária da rede CFC representada na figura 2.6a.

Nesta célula unitária, existe um nó da rede em cada vértice do cubo e um nó no centro de cada

uma das faces do cubo. A célula unitária CFC, conforme representado na figura 2.6b, possui o

equivalente a quatro átomos por célula unitária e o modelo de esferas rígidas da figura 2.6c

indica que, na estrutura cristalina CFC, os átomos estão empilhados da maneira mais

compacta possível. O FCA (ou FEA) desta estrutura compacta é 0,74, comparado com o valor

0,68 da estrutura CCC, a qual não é compacta (Moffatt, Pearsall e Wullf, 1964; Shackelford,

2008).

Figura 2.6 - Células unitárias CFC: (a) arranjo de pontos para uma célula unitária, (b)

empacotamento real dos átomos (representado como esferas rígidas) , e (c) estrutura cfc

repetitiva (Shackelford, 2008).

2.5 O sistema ferro-carbono (Fe-C)

Neste item serão analisadas as diferentes fases que podem ocorrer nos aços no estado

sólido em função do teor de carbono. Inicialmente serão apresentadas as fases estáveis,

resultantes de transformações ocorrendo em equilíbrio termodinâmico e em seguida, as fases

metaestáveis resultantes das transformações fora do equilíbrio termodinâmico.

Posteriormente, serão feitas algumas considerações sobre a influência de outros elementos de

liga, além do carbono, na estabilidade das fases e nas velocidades de transformação das

mesmas.

30

2.5.1 Diagrama Fe-C

O diagrama de equilíbrio ferro-carbono (Fe-C) apresenta as fases termodinamicamente

estáveis em função da composição, ou seja do teor de carbono, e da temperatura. Para se obter

as fases termodinamicamente estáveis é necessário que a transformação ocorra de forma lenta

o suficiente (de modo que a variável tempo não aparece no diagrama) para que a

movimentação de átomos por difusão permita que o equilíbrio termodinâmico em função da

composição e da temperatura seja mantido. Na prática, raramente os processos ocorrem em

equilíbrio termodinâmico, mas é importante um conhecimento preciso do diagrama de

equilíbrio, já que ele fornece informações importantes na análise das transformações que

ocorrem fora de equilíbrio (Chiaverini, 1988).

O diagrama ferro-carbono (Fe-C), na sua forma mais comumente utilizada (equilíbrio

metaestável), é apresentado na figura 2.7. Como pode ser observado, o diagrama é parcial

englobando apenas as transformações que ocorrem para uma faixa de teor de carbono de zero

a 6,7% em peso, que corresponde a 100% de uma fase metaestável denominada cementita

(Fe3C). Pode-se então considerar que o diagrama é melhor caracterizado como Fe-Fe3C do

que como Fe-C.

Figura 2.7 - Diagrama de equilíbrio de fases Fe – Fe3C (Adaptado de Callister, 2008).

31

Agora serão definidas as fases que surgem das transformações alotrópicas do ferro que

são a ferrita (α), a austenita (γ) e a ferrita (δ). A ferrita (α) é uma solução sólida de carbono no

ferro com estrutura cúbica de corpo centrado, sendo estável abaixo de 910°C (ver região de

estabilidade no diagrama da figura 2.7). A austenita (γ) é uma solução sólida de carbono no

ferro com estrutura cúbica de faces centradas, que se origina da transformação alotrópica da

estrutura cúbica de corpo centrado em cúbica de faces centradas durante o aquecimento,

sendo, portanto, estável a temperaturas mais altas. A faixa de temperaturas em que a austenita

é estável depende do teor de carbono no aço (ver região de estabilidade no diagrama da figura

2.7). Nos aços carbono para um teor de carbono correspondente a 0,76% a austenita é estável

acima de 727°C, para teores menores ou maiores essa temperatura é maior. Finalmente, a fase

(δ), é resultado da transformação alotrópica da estrutura cúbica de faces centradas em cúbica

de corpo centrado durante o aquecimento, sendo portanto estável a temperaturas acima de

1394°C (ver região de estabilidade no diagrama da figura 2.7) (Callister, 2008).

2.6 Transformações de fase dos aços fora do equilíbrio termodinâmico

As transformações de fase no diagrama de Fe-C referem-se a resfriamentos em

equilíbrio termodinâmico, ou seja, lentos o suficiente para que a velocidade não interfira na

fase formada. Para a análise das transformações em condições de não equilíbrio, foram

desenvolvidos novos diagramas que levam em conta a variável tempo. Tais diagramas são

denominados curvas TTT (por representarem as Transformações de fase em função do Tempo

e da Temperatura) (Reed-Hill, 1973).

Nos diagramas TTT, para se manter o diagrama bidimensional, a composição é fixada.

Assim, tem-se uma curva TTT para cada composição de aço. Essas curvas são obtidas

experimentalmente e são encontradas em manuais para as composições de aço mais comuns.

Como as velocidades de resfriamento na prática podem ser bem mais altas do que as

necessárias para manter o equilíbrio termodinâmico, em certas condições pode não haver

tempo suficiente para a movimentação de átomos que permita a formação das fases constantes

do diagrama de equilíbrio (ferrita e cementita) (Chiaverini, 1988).

Nesses casos, podem ser formadas novas fases, em equilíbrio metaestável,

denominadas bainita e martensita. A bainita é uma estrutura formada por cementita em forma

de agulhas e ferrita altamente distorcida devido ao teor de carbono acima da composição de

equilíbrio. A bainita é resultante da transformação da austenita em temperaturas abaixo

daquelas necessárias para a formação da perlita (Chiaverini, 1988).

32

A martensita é uma fase altamente distorcida resultante da transformação da estrutura

cfc, característica da austenita, em uma estrutura próxima a ccc, característica da ferrita, mas

mantendo todo o carbono retido. Isto ocorre quando a austenita transforma-se em

temperaturas muito baixas, em que a difusão é desprezível, devido a altas velocidades de

resfriamento. A estrutura resultante não consegue atingir a forma ccc, devido ao alto teor de

carbono retido, apresentando-se como tetragonal de corpo centrado Tal distorção, causa um

aumento de 4% em volume da célula unitária (figura 2.8) (Guy, 1963).

Figura 2.8 - Transformação de austenita em martensíta com variação volumétrica

2.6.1 Transformações isotérmicas

Na figura 2.9 é apresentada, de forma esquemática, um diagrama TTT para

transformações isotérmicas de um aço eutetóide (0,77% C). Na ordenada, tem-se a

temperatura e na abcissa o tempo (em escala logarítmica). Nas transformações em equilíbrio,

o aço eutetóide não apresenta fases pró-eutetóides (ferrita ou cementita isoladas) e toda a

austenita transforma-se em perlita (estrutura formada de lamelas intercaladas de ferrita e

cementita) quando a temperatura atinge 727 °C. Nas transformações fora do equilíbrio,

dependendo da temperatura, a austenita pode transformar-se em perlita mais refinada ou mais

grosseira, dependendo da espessura das lamelas de ferrita e cementita, em geral denominadas

perlita fina e perlita grossa, em bainita superior ou bainita inferior, também denominada

bainita acicular, dependendo do grau de refinamento da estrutura imposto pela temperatura de

transformação e em martensita que forma-se a baixas temperaturas (Shackelford, 2008;

Honeycombe e Bhadeshia, 1995).

Na figura 2.9 a curva sólida à esquerda representa o início da transformação

(chamaremos de I), e a curva sólida a esquerda representa o fim da transformação

(chamaremos de F) da austenita em perlita ou bainita, e a linha Ms indica o início da

transformação da austenita em martensita. Nos diagramas reais em geral não é apresentada a

linha de transformação final da martensita, por ser difícil a sua determinação experimental,

33

sendo a mesma substituída por uma próxima, como por exemplo M90, que indica que 90% da

austenita transformou-se em martensita. Do diagrama pode-se notar que nas transformações

fora do equilíbrio acima de 727 °C e à esquerda de I e acima de Ms, em qualquer temperatura,

ainda tem-se a estrutura austenítica, ao contrário do diagrama de equilíbrio onde só é possível

encontrar austenita acima de 727 °C. A austenita então só inicia a transformação em outra

fase quando o tempo de permanência em uma determinada temperatura for suficiente para

"cruzar" a linha I ou quando durante o resfriamento rápido "cruza" a linha Ms. Por outro lado,

a transformação da austenita termina quando o tempo for suficiente para cruzar a linha F ou

quando durante o resfriamento cruza a linha M90. Uma vez "cruzadas" as linhas F ou M90

toda a austenita foi transformada e a estrutura do aço está definida. Para alterar a estrutura

formada é necessário aquecer novamente o aço acima de 727 °C para que a estrutura

transforme-se novamente em austenita e o processo de transformação possa ser reiniciado.

Figura 2.9 - Representação esquemática de um diagrama TTT para análise de

transformações isotérmicas de um aço eutetóide (0,77 % C) A= austenita, B= bainita,

P= perlita e M= martensita. (Callister, 2002)

34

Como pode ser observado, as curvas I e F apresentam a forma de um "C" com um

"cotovelo" entre 500 e 600 °C. Se a transformação ocorrer a uma temperatura acima desse

cotovelo a austenita transforma-se em perlita fina ou perlita grossa dependendo da

temperatura ser mais baixa ou mais alta (ver figura 2.9). Se a transformação ocorrer abaixo do

cotovelo a austenita transforma-se em bainita superior ou bainita inferior dependendo da

temperatura ser mais alta ou mais baixa (ver figura 2.9). Entre I e F tem-se, dependendo da

temperatura, uma mistura de perlita ou bainita já formadas e austenita não transformada. Entre

Ms e M90 tem-se uma mistura de martensita já formada e austenita não transformada. Como

será melhor explicado mais à frente, a transformação da austenita em martensita não depende

do tempo, só depende da temperatura. Assim, se o aço for mantido, antes da transformação

da austenita ter completado, a uma temperatura entre Ms e M90 a quantidade de martensita

formada e da austenita não transformada permanecem inalteradas até que a temperatura volte

a cair. Se durante o resfriamento o tempo for suficiente para "cruzar" a linha I, mas não F,

antes de atingir a temperatura Ms uma certa quantidade de perlita, e eventualmente de bainita,

forma-se antes do início da formação da mantensita. Como só a austenita transforma-se em

martensita, a perlita e a bainita não, a estrutura final pode ser formada de perlita, bainita e

martensita. Só é formada uma estrutura totalmente martensítica se o resfriamento a partir da

temperatura de austenitização (acima de 727 °C) for rápido o suficiente para que a curva de

resfriamento não cruze a linha I. A bainita, por apresentar a cementita bastante refinada em

uma matriz de ferrita deformada, é mais resistente que a perlita. E a martensita, por ser uma

fase deformada devido à alta quantidade de carbono retida, é mais resistente que a bainita e a

perlita.

Na figura 2.10 é mostrada, de forma esquemática uma curva TTT de um aço

hipoeutetóide (% C < 0,77). No caso dos aços hipoeutetóides as curvas TTT deslocam-se para

a esquerda, o que significa que as transformações são mais rápidas, dificultando a obtenção de

estruturas martensíticas e bainíticas, favorecendo a formação de perlita (figura 2.11). Isso

ocorre devido aos menores teores de carbono exigindo menos movimentos de difusão. As

temperaturas de início e fim da transformação martensítica deslocam-se para cima

(Chiaverini, 1988).

35

Figura 2.10 - Representação esquemática de uma curva TTT para análise de

transformações isotérmicas de um aço hipoeutetóide (Chiaverini, 1988).

Figura 2.11 – Aspecto micrográfico de um aço hipoeutetóide esfriado lentamente. Ampliação

de 200 vezes. As áreas brancas são de ferrita e as áreas escuras são de perlita (Adaptado de

Chiaverini, 1988).

36

Na figura 2.12 é mostrada a curva TTT de um aço hipereutetóide(% C > 0,77). Nesse

caso, as curvas deslocam-se para a direita retardando as transformações (maior quantidade de

carbono para se mover por difusão durante as transformações) e, portanto, facilitando a

obtenção de estruturas martensíticas (figura 2.13) e bainíticas (figura 2.14a e 2.14b). As

temperaturas de início e fim da transformação martensítica deslocam-se para baixo

(Chiaverini, 1988).

Figura 2.12 - Representação esquemática de uma curva TTT para análise de

transformações isotérmicas de um aço hipereutetóide (Chiaverini, 1988).

Figura 2.13 – Fotomicrografia mostrando a microestrutura martensitica lenticular ou em

placas. Os grãos com formato de agulha são a fase martensita, enquanto as regiões em branco

representam a austenita. Ampliação de 1200x (Adaptado de Callister, 2002).

37

(a) (b)

Figura 2.14 – (a) micrografia mostrando a estrutura bainita superior. O grão de bainita passa

do canto inferior esquerdo para o canto superior direito da figura, este consiste em em

partículas de Fe3C alongadas em formas de agulha, no interior de uma matriz de ferrita . A

fase que circunda a bainita é a martensita. (b) micrografia mostrando a bainita inferior em

uma matriz de martensita (Adaptado de Callister, 2002).

Na figura 2.15 são apresentados, também para o caso do aço eutetóide, alguns

exemplos de curvas de resfriamento. Este diagrama apresenta as curvas de início e de fim da

transformação da austenita para a condição de resfriamento contínuo. As curvas tracejadas

correspondem ao início e fim de transformação da austenitapara a condição de transformação

isotérmica. As velocidade aumentam de A para F. As estruturas correspondentes a cada uma

das velocidades de resfriamento são as seguintes:

curva A - perlita grossa

curva B - perlita fina

curva C - perlita mais fina

curva D – perlita + martensita

curva E - martensita

curva F – matensita

A curva A pode corresponder, por exemplo, a um resfriamento no próprio forno,

desligando-se o mesmo e mantendo a peça no seu interior (resfriamento muito lento), a curva

38

B a um resfriamento ao ar, a C a um resfriamento em óleo, a D em água e a F em água em

agitação.A curva E representa a menor velocidade de resfriamentoque produziráestrutura

inteiramente martensítica (Chiaverini, 1988).

Figura 2.15 - Exemplos de curvas de resfriamento com diferentes velocidades (aço

eutetóide) (Chiaverini, 1988).

Para peças com dimensões relativamente grandes a superfície certamente resfriará

mais rapidamente que o centro e portanto as curvas de resfriamento são diferentes, conforme

pode ser observado no exemplo da figura 2.16, provocando a formação de diferentes

estruturas na superfície e no centro.

Figura 2.16 - Representação das velocidades de resfriamento no centro e na

superfície de uma peça de aço eutetóide (Chiaverini, 1988).

39

2.6.2 Fatores que influenciam na transformação da austenita

Alguns fatores influem diretamente na velocidade de transformação da austenita em

outras fases modificando, consequentemente as curvas de transformação tanto no caso de

transformações isotérmicas como no caso de transformações com resfriamento contínuo.

Esses fatores são a composição química, o tamanho de grão inicial da austenita e a

homogeneidade da austenita, que podem acelerar ou retardar a transformação da austenita. No

caso da composição química, a adição de elementos de liga ao ferro, incluindo o carbono,

deslocam as curvas I e F para a direita e as curvas Mi e M90 para baixo. Os elementos de liga

podem, também, alterar completamente a forma das curvas como é mostrado na figura 2.17

relativa a um aço liga contendo manganês, níquel, cromo e molibdênio. É importante notar

que para este aço, ao contrário dos aços carbono, pode-se obter estrutura totalmente bainítica

com resfriamento contínuo. Portanto, a parte inferior do diagrama é importante e é

efetivamente traçada. Como os elementos de liga deslocam as curvas para a direita facilitam a

obtenção de bainítia e martensita, já que o tempo para o resfriamento sem cortar o “cotovelo”

da curva para transformação em perlita é maior (ver figura 2.17) (Chiaverini, 1988).

Figura 2.17 - Representação esquemática da alteração da forma das curvas de

transformação devido à influência de elementos de liga nos aços (aço AISI 4340 com

0,42%C, 0,78%Mn, 1,79%Ni, 0,8% Cr e 0,33%Mo (Chiaverini, 1988).

40

A razão para os elementos retardarem a transformação da austenita é a baixa

mobilidade dos mesmos para fora da austenita e a formação de compostos, como carbonetos

por exemplo, a partir dos mesmos. Apenas o cobalto não apresenta esse efeito nos aços

(Chiaverini, 1988).

Já o tamanho de grão inicial da austenita é importante devido ao fato dos contornos de

grão serem regiões propícias para a nucleação heterogênea de novas fases a partir da austenita

por apresentarem maior energia (contribuem com a energia de ativação necessária). Assim

quanto menor o tamanho de grão inicial da austenita (maior quantidade de contornos para a

nucleação da nova fase) mais rápida a transformação e portanto as curvas deslocam-se para a

esquerda (Chiaverini, 1988).

A homogeneidade da austenita tem influência semelhante. As heterogeneidades (como

inclusões de impurezas ou elementos de liga, áreas ricas em carbono, carbonetos residuais e

mesmo regiões com altas concentrações de discordâncias) também servem de substrato para a

nucleação heterogênea de novas fases acelerando a transformação e, portanto, deslocando as

curvas para a esquerda (Chiaverini, 1988).

41

3 MATERIAIS E MÉTODOS

Nesta seção serão descritos os materiais, equipamentos e procedimentos experimentais

para a obtenção e caracterização de amostras de aços ligados, tal como a obtenção de dados

para elaboração da tabela orientativa de compenssação.

3.1 Coleta e medição de amostras.

Para estudo nesse trabalho, foram retiradas amostras de tarugos de perfil redondo de

aproximadamente 30 tipos de aço, a fim de se abranger toda a gama de perfis produzidos pelo

Laminador.

No início do turno de trabalho foi solicitado ao operador de serra a retirada de 2

amostras da região medial dos tarugos de mesma ordem de produção (OP) para os diferentes

tipos de aço. Esse procedimento se repetiu até atingir amostras para os 30 aços previamente

selecionados. As amostras foram retiradas dos materiais que já haviam passado pelas

etapadas de desbaste e acabamento, e se encontravam inicialmente a uma temperatura acima

de 900°C. O resfriamento dessas 2 amostras foram feitos de maneiras diferentes. Uma

amostra foi resfriada em água e a outra foi resfriada ao ar, de modo a simular o que acontecia

no momento da calibração do cilindro acabador.

Após o resfriamento das amostras, realizou-se a marcação da “luz”, para que pudesse

ser feita a medição utilizando um paquímetro calibrado. Luz é a nomenclatura dada à região

do material que não toca o canal do cilindro de laminação. Como os cilindros não se

encostam, essa região lateral do material apresenta uma leve rugosidade e a distância entre

esses dois pontos é considerada a largura. A medição da altura é realizada perpendicularmente

a da largura.(figura 3.1)

Repete-se esse procedimento de medição 2 vezes para que seja diminuído o erro de

leitura do equipamento. Os valores encontrados foram então anotados em uma tabela para fins

de comparação.

42

Figura.3.1-Medição dimensional em perfis redondos

3.2 Preparo de amostras para análise metálográfica e medida de dureza.

Para um estudo mais detalhado, selecionaram-se amostras de alta, média e baixa

variação volumétrica, todas com bitolas na faixa de 117,4mm á 140,0mm. Essas amostras

foram encaminhadas ao laboratório metalúrgico e lá foram devidamente preparadas para as

análises.

Inicialmente foram realizados cortes mais grosseiros utilizando uma serra Ronemak,

posteriormente foram torneadas e para realização de um corte mais fino usou-se o cut off.

As amostras foram devidamente identificadas e passaram por um processo de lixamento, em

lixas de 320, 400, 600 mesh. Em seguida as amostras foram polidas em politriz na presença

de alumina com granulometria média de 1.

Para que fosse revelada a microestrutura, realizou-se um ataque químico com nital

2%. Após preparadas, fez-se uma análise microestrutural em microscópio óptico e em seguida

retiraram-se fotomicrografias. Foram realizados ensaios de dureza Brinell com esfera de

2,5mm e carga de 187,5kgf no núcleo, meio raio e próximo à superfície da amostra para os

aços resfriados ao ar. Para os aços temperados, foram realizados ensaios de dureza Rockwell

“C” no núcleo, meio raio e próximo à superfície devido à sua maior dureza. Aplicou-se uma

carga de 150 kgf . A efeito de comparação as durezas HRC foram transformadas em HB

utilizando uma tabela de conversão.

A sequência de equipamentos utilizados na preparação pode ser vista na figura 3.2.

43

Figura.3.2- Sequência de equipamentos utilizados para preparo de amostras.

44

4 RESULTADOS E DISCUSSÃO

Neste tópico serão mostrados os resultados das caracterizações microestrutural, junto

com as medidas de dureza referentes à superfície, meio raio e núcleo das amostras.

As figuras neste item apresentam micrografias das amostras retiradas dos aços

resfriados em água e ao ar após laminação a quente (temperatura de 900°C aproximadamente)

de tarugos redondos com bitola de 117,4mm à 140,0 mm.

Para identificação das fases, além das micrografias foram utilizados os diagramas TTT

para os referentes aços. No entando, não se pode dizer a fração volumétrica de cada fase.

45

4.1 Aço 1020

Pode-se observar nas figuras 4.1a, 4.1b e 4.1c que a estrutura predominante forma-se

de perlita e ferrita. Resultado esperado devido ao fato do aço 1020 ser um aço com baixo teor

de carbono e elementos de liga. Desse modo a curva do diagrama TTT não sofre grandes

deslocamentos. Junto a isso, o fato do resfriamento lento, feito ao ar, facilita a formação

dessas microestruturas.

No caso das figuras 4.2a, 4.2b e 4.2c pode-se perceber a presença de ferrita, perlita e

bainita devido ao fato do resfriamento ter sido feito em água. Porém nas duas situações

verifica-se que a microestrutura permanece a mesma para as diferentes regiões estudadas na

peça com um crescimento de grão na região do núcleo.

Nas tabelas 4.1 e 4.2 são apresentados os valores de dureza encontrados nas diferentes

regiões da peça. Verifica-se pequena variação nos valores da mesma peça devido as diferentes

frações volumétricas encontradas em cada região da amostra. Porém, as durezas encontradas

na amostra resfriada ao ar são consideravelmente maiores que as durezas encontradas na

amostra resfriada ao ar, devido ao surgimento de bainita em pequena quantidade, fazendo a

rede cristalina apresentar uma pequena distorção com consequente acumulo de tensões.

46

Para este aço foram encontradas os seguintes microconstituintes e valores de dureza:

Figura 4.1- fotomicrografia aço 1020 resfriado no ar; (a) superfície; (b) meio raio; (c) núcleo.

Tabela 4.1- Resultado da análise metalográfica e de dureza realizada em laboratório

para amostras resfriadas em ar do aço 1020.

Ar

Superfície Meio raio Núcleo Dureza 121 HB 131 HB 128 HB

Microconstituinte Perlita + Perlita + Perlita +

Ferrita Ferrita Ferrita

47

Figura 4.2- fotomicrografia aço 1020 resfriado na água; (a) superfície; (b) meio raio; (c)

núcleo.

Tabela 4.2- Resultado da análise metalográfica e de dureza realizada em laboratório para

amostras resfriadas em água do aço 1020.

Água

Superfície Meio raio Núcleo

Dureza 192 HB 179 HB 179 HB

Microconstituinte

Perlita + Perlita + Perlita +

Bainita + Bainita + Bainita +


Perlita

Perlita

Perlita

Ferrita

Ferrita

Ferrita

Bainita

Bainita Bainita

48

4.2 Aço 15V37

O aço 15V37 apresenta maior teor de carbono, mesmo assim no resfriamento ao ar,

vizualizamos nas figuras 4.3a, 4.3b e 4.3c apenas ferrita e perlita. Porém, para esse mesmo

aço sofrendo resfriamento em água, possívelmente devido ao aumento no teor de carbono e

consequentemente deslocamento das curvas TTT para direita, verificamos pelas figuras 4.4a,

4.4b e 4.4c a presença de bainita.

Como nesse aço a ferrita e a perlita originadas no resfriamento ao ar, dão lugar a

bainita no resfriamento em água, esse aço apresenta maior expansão volumétrica nas faixas de

bitola estudadas (117,4mm-140,0mm), causado pela distorção na rede que a bainita promove.

Os valores de dureza para esse aço se encontram nas tabelas 4.3 e 4.4 e através desses

resultados percebe-se que, a dureza é maior para o material resfriado em água devido aos

diferentes microconstituintes resultantes dos diferentes métodos de resfriamento. No

resfriamento ao ar, a austenita se transforma em perlita e ferrita. Já no resfriamento em água a

austenita se transforma totalmente em bainita, que é uma fase com dureza mais elevada. Essa

dureza é até maior que a vista na estrutura formada de martensita e bainita do aço 4125.

Talvez pelo fato do aço 15V37 apresentar índices de carbono mais elevado, sua estrutura

bainítica seja mais distorcida que a martensita e bainita do aço 4125.

49


Figura 4.3- fotomicrografia aço 15V37 resfriado no ar; (a) superfície; (b) meio raio; (c)

núcleo.

Tabela4.3- Resultado da análise metalográfica e de dureza realizada em laboratório para

amostras resfriadas em ar do aço 15V37.

Ar



Microconstituinte

Perlita + Perlita + Perlita +


50

Figura 4.4- fotomicrografia aço 15V37 resfriado na água; (a) superfície; (b) meio raio; (c)

núcleo.


para amostras resfriadas em água do aço 15V37.

Água

Superfície Meio raio Núcleo Dureza 477 HB 401 HB 415 HB

Microconstituinte Bainita Bainita Bainita

Bainita Bainita

Bainita

51

4.3 Aço 4125

Para as figuras 4.5a, 4.5b e 4.5c as estruturas presentes são bainita, ferrita e martensita.

Como o aço 4125 já apresenta teores de carbono e elementos de liga maiores, é de se esperar

que as curvas do diagrama TTT se desloquem para a direita. Assim, a formação de bainita e

martensita é facilitada mesmo para resfriamentos lentos ao ar.

Já para esse mesmo aço e um resfriamento em água, pelas figuras 4.6a, 4.6b e 4.6c a

austenita se transforma em bainita e martensita. Ou seja, comparando com a amostra resfriada

ao ar, há um aumento na quantidade de bainita e martensita.

Como nesse aço as amostras já apresentavam a fase bainita e martensita no

resfriamento ao ar, estas já apresentavam uma certa distorção na rede. Com o aumento da

quantidade dessas fases causado pelo resfriamento em água, houve uma expansão

significativa. No entanto ela não foi tão acentuada como para o aço 15V37, que não possuía

distorção na rede com o resfriamento ao ar e passou a ter com o resfriamento em água.

Através das tabelas 4.5 e 4.6 podemos evidenciar a presença da fase martensita.

Observa-se que a dureza aumenta, conforme a predominância dessa fase cresce. Os valores

de dureza devem ser maiores quando há presença da fase martensita, já que a mesma

encontra-se distorcida e com elevadas tensões internas.

52




amostras resfriadas em ar do aço 4125.

Ar



Microconstituinte

Bainita + Bainita + Bainita +

Ferrita+ Martensita

Ferrita+ Martensita

Ferrita+ Martensita

Ferrita

Ferrita

Ferrita

Martensita

Martensita

Martensita

Bainita

Bainita

Bainita

53


núcleo.


amostras resfriadas em água do aço 4125.

Água



Microconstituinte Martensíta +

Bainita

Martensíta+

Martensíta+

Bainita Bainita

Bainita

Martensita

Martensita

Martensita Bainita Bainita

54

4.4 Aço 4141

Finalmente para o aço 4141T resfriado ao ar, encontrou-se as fases martensita e bainita

em toda a seção da peça, vistas nas figuras 4.7a, 4.7b e 4.7c. devido aos altos teores de

carbono e elementos de liga.

Esse mesmo aço sendo resfriado em água agitada, apresentou na região do núcleo e do

meio raio (figura 4.8a e 4.8b) bainita e martensita. Na região da superfície, verificou-se

somente a presença de martensita (figura 4.8c). Como esse aço apresenta teores de carbono

mais elevados e maiores quantidades de elementos de liga, espera-se uma maior facilidade

para formar martensita mesmo em resfriamentos lentos, devido ao fato das curvas TTT se

deslocarem para a direita.

O comportamento desse aço é muito semelhante ao do aço 4125. Como ele já possui a

rede distorcida no resfriamento ao ar causado pela presença de bainita e martensita, sua

variação volumétrica será acentuada, porém não será maior que do aço 15V37.

Os baixos valores de dureza vistos na tabela 4.7 podem ser explicados pelo fato de o

resfriamento ter sido lento, não criando tanta tensão interna no material. Já os valores

apresentados na tabela 4.8 são maiores pois as amostras foram resfriadas rapidamente,

gerando muita tensão interna no material. Além disso, podemos considerar a hipótese de ter

ocorrido um aumento na fração volumétrica de martensita ocorrido no resfriamento em água.

Foram escolhidos esses aços de modo a representar baixo, médio e alto teor de

carbono, e elementos de liga.

55




amostras resfriadas em ar do aço 4141.

Ar



Microconstituinte

Martensita+ Bainita

Martensita+

Martensita+

Bainita Bainita

Martensita

Martensita

Martensita

Bainita

Bainita

Bainita

56


núcleo.


para amostras resfriadas em água do aço 4141.

Água



Microconstituinte Martensíta

Martensíta+

Martensíta+

Bainita Bainita

Martensita

Martensita

Bainita

Bainita

Martensita

57

4.5 Resultados consolidados

As tabelas 4.9 e 4.10 apresentam os valores dimensionais colhidos de amostras de

diferentes aços e bitolas. Pode-se verificar, que existe diferença (mais acentuada em alguns

aços e bitolas) dimensional entre os aços resfriados em água e aços resfriados ao ar. As

medidas de largura e altura para os aços resfriados em água são maiores que as medidas de

largura e altura para os materiais resfriados ao ar.

Tabela 4.9a - Tabela de controle da diferença de variação volumétrica dos diferentes tipos de

aço em relação á sua bitola.

58

Tabela 4.9b – Tabela de controle da variação volumétrica dos diferentes tipos de aço

Através dos valores encontrados experimentalmente desenvolveu-se um fator de

compensação para grupos de materiais com comportamento semelhante. Essa constante visa

compensar o valor do aumento dimensional de forma a prever o resultado esperado encontar

no acabamento (material resfriado ao ar) pelo resultado encontrado na amostra resfriada em

água.

Inicialemente, sua aplicação era complicada. Os operadores ao medirem as dimensões

da amostra resfriada em água, precisavam multiplicar esses valores encontrados pela

respectiva constante que pode ser vista na tabela 4.10. Esse novo valor dimensional, que

representava o material resfriado ao ar era então passado aos responsáveis pela calibração do

59

cilindro acabador, assim ele podia fazer os ajustes necessários para o material apresentar as

dimensões dentro do especificado.

Posteriormente, uma nova tabela foi implementada com o objetivo de facilitar a

utilização desse fator de compensação.

Como era visto experimentalmente, as diferenças dimensionais era proporcionais aos

tamanhos das bitolas. Assim bitolas maiores apresentavam maior expansão volumétrica.

Utilizando como exemplo a laminação do aço 15V37 com bitola redonda de 228,6mm

será explicado como se faz o uso do fator de compensação.

Após a sucata ser laminada, uma amostra é retirada na serra para ser resfriada em

água. Essa amostra após ser resfriada até temperatura ambiente, tinha suas dimensões medidas

e era previsto pela tabela que ela apresentaria medidas de largura e altura de 0,6 a 0,8mm a

mais que a largura e altura dos materiais da corrida que seriam resfriados ao ar. Desse modo o

responsável pela calibração do cilindro levava em consideração essa diferença no momento de

fazer o ajuste fino compensando essa diferença na abertura do canal.

60

Tabela.4.10- Conversão de bitolas de perfil redondo L1/ACABAMENTO

61

Tabela 4.11 – Acréscimo dimensional sobre o valor encontrado, para aproximação do valor

real.

AÇ

OS

1018

/102

0/10

25

1042

/104

5/10

46

10

48/1

098

15V

37/1

5B40

4120

/412

1/41

23

41

24/4

125/

413

0

5117

/511

8/51

19

5120

/752

6/86

20

86

21/9

821

4139

/414

0/41

41

4142

/414

4/43

40

50

B38

/514

1/86

40

8641

BITOLAS (mm) Ф 228,6

0,0 a +0,3 mm

+0,6 a +0,8 mm

Ф 215,9

Ф 209,55/ ф 210

Ф 203,2

Ф 196,85/ Ф 200

Ф 190,5

Ф 184,15/ Ф 185

Ф 177,8/ Ф 180

Ф 171,45

+0,4 a +0,6 mm

Ф 165,1

Ф 158,75/ Ф 160

Ф 155

Ф 152,4

Ф 150

Ф 146,05

Ф 139,7/ Ф 140

+0,3 a +0,4 mm

Ф 133,35

Ф 130,0/ Ф 130,17

Ф 127

Ф 123

Ф 120,65

Ф 120

Ф 117,4

Ф 116,5

+0,2 a +0,3 mm

Ф 114,3

Ф 110

Ф 107,95

Ф 104,77

Ф 101,6

Ф 100

Ф 95,25

0,0 a +0,2 mm

Ф 92,08

Ф 88,9/ Ф 90

Ф 85,72

Ф 82,55

Ф 79,37/ Ф 80

62

5 CONCLUSÕES

Através desse trabalho pode-se concluir que há expansão volumétrica em todos os

aços resfriados em água, comparados aos aços resfriados ao ar devido ao surgimento ou o

crescimento das frações volumétricas de martensita e bainita nos aços resfriados em água.

Os aços resfriados ao ar constituem em sua maioria de perlita e ferrita. Já os aços

resfriados em água, costumam apresentar bainita e/ou martensita. Essa transformação é a

causa da diferença dimensional, uma vez que a fase martensítica distorce a rede cristalina de

cúbica de face centrada para tetragonal de corpo centrado e a bainita é composta de cementita

e ferrita altamente distorcida. Ou seja a distorção na rede, presente nos aços resfriados em

água com agitação é a causa do aumento de volume.

Os aços que já apresentam as microestruturas martensítica e bainítica no resfriamento

ao ar, apresentarão pequena diferença volumétrica comparada aos resfriados em água. A

diferença será maior entre o material resfriado ao ar e material resfriado em água, quando o

primeiro apresentar perlita e ferrita, e o segundo apresentar martensita e bainita.

63

6 REFERÊNCIAS

ASKELAND, D. R.; PHULÉ, P. P. Ciência e engenharia dos materiais. Cengage Learning, 2008.

ASM Metals HandBook Volume 01 - Properties and Selection - Irons, Steels and High

Performance Alloys, 1990.

ASM Metals HandBook Volume 04 - Heat Treating, 1990.

CALLISTER, W. D. J. Ciência e engenharia de materiais uma introdução. 5ed. LTC, 2002.

CALLISTER, W. D. J. Ciência e engenharia de materiais uma introdução. 7ed. LTC, 2008.

CHIAVERINI, V. Tecnologia Mecânica: Estrutura e propriedades das ligas metálicas. 2ed. McGraw-Hill Ltda., 1986a.

CHIAVERINI, V. Tecnologia Mecânica: Processos de fabricação e tratamento. 2ed. McGrw-Hill Ltda., 1986b.

CHIAVERINI, V. Aços e ferros fundidos. 6ed. São Paulo: ABM, 1988.

DIETER, G. D. Metalurgia mecânica. 2ed. Guanabara Koogan, Rio de Janeiro, 1981.

GUY, A. G. Phisycal metalurgy for engenieers. Addison-Wesley Publishing Company, INC., 1963.

HONEYCOMBE, R. W. K.; BHADESHIA, H. K. D. H. Steels - Microstructures and

Properties Londres: Edward Arnold 1995.

MOFFATT, W. G.; PEARSALL, G. W.; WULLF, J. The structure and properties of materials:

Wiley. Vol. 1 1964.

PADILHA, A. F. Materiais de engenharia. Hemus, 2000.

REED-HILL, R. E. Physical metallurgy principles. 2. D. Van Nostrand Company, New York, 1973.

SHACKELFORD, J. F. Ciência dos Materiais. 6ed. Pearson Prentice Hall, 2008.

VAN VLACK, L. H. Princípio de ciência dos materiais. Edgar Blucher, 1984.

YOSHIDA, Shun, Distorções Dimensionais no Tratamentos Térmicos dos Aços Ferramenta,

Curso de Tratamentos Térmicos Bodycote Brasimet, 2006.

UNIVERSIDADE DE SÃO PAULO ESCOLA DE ENGENHARIA...

Documents

Transcript of UNIVERSIDADE DE SÃO PAULO ESCOLA DE ENGENHARIA...