UNIVERSIDADE FEDERAL DE SÃO CARLOS - UFSCar · Tese apresentada ao Programa de Pós-Graduação em...

UNIVERSIDADE FEDERAL DE SÃO CARLOS

CENTRO DE CIÊNCIAS EXATAS E DE TECNOLOGIA

PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E

ENGENHARIA DE MATERIAIS

ESTUDO DA DEFORMAÇÃO DE UM AÇO MICROLIGADO AO

VANÁDIO NA REGIÃO DE TRANSIÇÃO DE FASE

Nicélio José Lourenço

SÃO CARLOS - SP

2001

2

CENTRO DE CIÊNCIAS E TECNOLOGIA

PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E

ENGENHARIA DE MATERIAIS

ESTUDO DA DEFORMAÇÃO DE UM AÇO MICROLIGADO AO

VANÁDIO NA REGIÃO DE TRANSIÇÃO DE FASE

Nicélio José Lourenço

Tese apresentada ao Programa de Pós-Graduação em Ciência e Engenharia de Materiais como requisito parcial à obtenção do título de DOUTOR EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS

Orientador: Prof. Dr. Oscar Balancin

Agência Financiadora: CNPq

SÃO CARLOS – SP

2001

3

DEDICATÓRIA

À minha esposa Luciene Aos meus pais Justiniano e Senhorinha

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

VITAE DO CANDIDATO

Mestre em Engenharia de Materiais pela UFSCar (1995), Engenheiro de

Materiais pela UFSCar (1992).

4

MEMBROS DA BANCA EXAMINADORA DA TESE DE DOUTORADO DE

NICÉLIO JOSÉ LOURENÇO ____________________________________________________________

APRESENTADA AO PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E

ENGENHARIA DE MATERIAIS, UNIVERSIDADE FEDERAL DE SÃO

CARLOS, EM 20 DE JULHO DE 2000.

BANCA EXAMINADORA:

Prof. Dr. Oscar Balancin

Orientador - PPG-CEM

Profa. Dra. Lauralice C. F. Canale

EESC-USP

Prof. Dr. João Manuel de Almeida Rollo

EESC-USP

Prof. Dr. Levi de Oliveira Bueno

DEMa-UFSCar

Prof. Dr. José Ângelo R. Gregolin

DEMa-UFSCar

5

AGRADECIMENTOS

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

trabalho.

Ao Prof. Dr. Alberto Moreira Jorge Jr. e ao Prof. Dr. João Manoel de Almeida

Rollo (EESC-USP) pelas discussões e apoio técnico.

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

Aos amigos Gedeon Reis, José Maria dos Santos, Wanda Hoffmann e Regina

de Souza, do grupo de torção a quente, pela amizade.

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

fraterna.

Aos amigos do CEFET/MA, em especial ao Ernandes Paiva, Egberto da Silva,

Valdemar Leal, José Lima, Antonio Martins e Silvio Rogério.

Aos professores, funcionários e colegas do Departamento de Engenharia de

Materiais que direta ou indiretamente contribuíram para a elaboração deste

trabalho.

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

neste trabalho.

Ao CNPq pela concessão da bolsa de estudo.

6

RESUMO

Este trabalho tem como objetivo estudar o comportamento mecânico sob

deformação a morno de um aço médio carbono microligado ao vanádio na faixa

de temperatura que compreende a decomposição da austenita. Para isto foram

realizados tre tipos de ensaios de torção:Ensaios isotérmicos e contínuos até a

fratura, ensaios interrompidos em resfriamento e ensaios isotérmicos com duas

deformações. Os ensaios isotérmicos contínuos foram realizados com

temperaturas variando de 11500C até 6000C e, com taxas de deformação de

0,3; 0,5 e 1,0s-1. Estes ensaios mostram que em temperaturas elevadas, na

região da austenita, o aço sofre recristalização dinâmica e as curvas

resultantes são típicas deste comportamento. Nas temperaturas características

de decomposição da austenita a curvas resultantes apresentam uma marcada

mudança de comportamento: há um rápido encruamento para pequenas

deformações iniciais até um pico, seguido de um amaciamento continuo até a

fratura.

A baixas temperaturas, 6500 a 6000C, a curva de escoamento plástico

caracteriza-se por apresentar um aumento rápido da tensão até atingir um pico,

seguido de um decréscimo acentuado até o rompimento dos corpos de prova.

Os ensaios interrompidos em resfriamento mostram que, inicialmente, a

resistência mecânica aumenta com a diminuição da temperatura, sendo que, a

partir de uma determinada temperatura, cerca de 8600C, há um incremento

adicional na resistência mecânica, que é provocado pelo início da precipitação

de carbonetos de vanádio. E, finalmente, para temperaturas inferiores a 6500C,

o aumento significativo na resistência mecânica está associado à mudança de

fase, com o aparecimento de perlita. Os ensaios isotérmicos com duas

deformações foram realizados na faixa de temperatura de transformação de

fase. Estes ensaios mostraram um amaciamento parcial nas temperaturas de

750oC e 700oC, seguido de precipitação. Nas temperaturas inferiores,

marcadamente, 650oC, o amaciamento não mais ocorre, ocorrendo apenas

mudança de fase.

7

MECHANICAL BEHAVIOR OF A VANADIUM MICROALLOYED MEDIUM

CARBON STEEL AT THE PHASE TRANSFORMATION RANGE

ABSTRACT

This work has the aim to study the mechanical behavior under warm

work of a vanadium microalloyed medium carbon steel in the range focused in

the decomposition of the ferrite-austenite. For this purpose, three kinds of

torsion tests were carried out: isothermal torsion tests, continuous cooling

torsion tests, and isothermal interrupted double deformation torsion tests. The

isothermal torsion tests were carried out at temperatures ranging from 1150oC

to 600oC, and strain rates of 0.3, 0.5, and 1.0s-1. Those tests have shown that at

austenitic temperature range the steel has stress strain flow curves similar to

that shown for materials which have dynamic recrystallization. At the

temperatures of austenite decomposition the stress strain flow curves shows a

marked change in their shape, i.e., there is a rapid work hardening to a hump

followed by extensive flow softening. The continuous cooling torsion tests have

shown that the flow stress increase with the decrease of the temperature up to

nearly 860oC. At this critical temperature, called as Tnr, the increase in the flow

stress is also due to the VC precipitation. At temperatures bellow 650oC the

expressive increase in flow stress is due to the formation of a new phase, called

pearlite. The isothermal interrupted double deformation torsion tests were

carried out at the temperature range of austenite decomposition. The tests

carried out at 750 and 700oC show partial softening followed by precipitation. At

the temperature of 650oC there is no longer softening, instead there is a rapid

increase in flow stress. This increase is also due to the formation of a pearlite

phase.

8

PUBLICAÇÕES

LOURENÇO, N. J., JORGE Jr., A. M., BALANCIN, O. Estudo da deformação

de um aço microligado ao vanádio com médio carbono em condições de

forjamento a morno. III Conferência Internacional de Forjamento. (XIX

SENAFOR), 1999, Porto Alegre. p. 289-303.

LOURENÇO, N. J., JORGE Jr., A. M., BALANCIN, O. Comportamento

mecânico de um aço microligado ao vanádio na região de transformação

austenita-ferrita através de ensaios de torção. Jornadas SAM’98-

IBEROMET V, 1998, Rosário. p.303-306.

LOURENÇO, N. J., BALANCIN, O. Modelamiento de la deformatión en caliente

de un acero de médio contenido de carbono microaleado al vanádio,

Información Tecnológica, 9 (4), 1998,. p. 23-27.

LOURENÇO, N. J., BELO, R., JORGE Jr., A. M, BALANCIN, O.

Comportamento mecânico de um aço microligado ao vanádio na região

intercrítica através de ensaios de torção. CBECIMAT, 1998, Curitiba. p.

1114-1120.

LOURENÇO, N. J., JORGE Jr., A. M., ROLLO, J. M. A., BALANCIN, O. Plastic

Behavior of medium carbon vanadium micro alloyed steel at temperatures

near transformation. Materials Research, Vol. 4, 2001, pp. 149-156.

9

SUMÁRIO

Pág.

BANCA EXAMINADORA ............................................................................. 4

AGRADECIMENTOS ................................................................................... 5

RESUMO .................................................................................................... 6

ABSTRACT................................................................................................... 7

PUBLICAÇÕES ........................................................................................... 8

SUMÁRIO .................................................................................................... 9

ÍNDICE DE TABELAS .................................................................................. 11

ÍNDICE DE FIGURAS .................................................................................. 12

SIMBOLOS E ABREVIATURAS.................................................................. 19

1 INTRODUÇÃO ......................................................................................... 20

2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA .................................................................... 22

2.1 Processamento Termomecânico .......................................................... 22

2.2 Solubilização ........................................................................................ 25

2.3 Precipitação .......................................................................................... 33

2.4 Transformação ............................................................................ 39

3 MATERIAIS E MÉTODOS ...................................................................... 46

3.1 Materiais ............................................................................................... 46

3.2 Ensaios de Dilatometria ..................................................................... 46

3.3 Ensaios Mecânicos ............................................................................. 48

3.3.1 Geometria dos Corpos de Prova Utilizados nos Ensaios de

Torção a Quente ............................................................................... 49

3.3.2 Máquina Horizontal de Ensaios de Torção ...................................... 50

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

3.3.3 Ensaios Realizados ......................................................................... 54

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

3.3.3.2 Taxa de Encruamento .................................................................... 56

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

3.3.3.4 Ensaios com Múltiplas Deformações em Resfriamento Contínuo . 59

3.4 Metalografia ....................................................................................... 62

4 RESULTADOS ......................................................................................... 63

10

4.1 Introdução ............................................................................................. 63

4.2 Ensaios de Dilatometria ........................................................................ 65

4.3 Ensaios de Torção Isotérmicos e Contínuos ........................................ 77

4.3.1 Curvas de Escoamento Plástico ........................................................ 77

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

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

4.3.4 Cálculo da Energia de Ativação Aparente ......................................... 79

4.4 Ensaios com Múltiplos Passes em Resfriamento ................................. 89

4.5 Ensaios Isotérmicos Interrompidos com duas Deformações ................ 102

5 DISCUSSÃO ............................................................................................ 110

5.1 Introdução ............................................................................................. 110

5.2 Ensaios Isotérmicos até a Fratura ......................................................... 112

5.3 Ensaios com Múltiplos Passes em Resfriamento ................................. 114

5.4 Ensaios Isotérmicos Interrompidos com duas Deformações ................ 118

6 CONCLUSÕES ........................................................................................ 121

7 REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS ......................................................... 124

11

ÍNDICE DE TABELAS

Pág.

Tabela 2.1 – Conexão entre mecanismos, microestruturas e propriedades em

aços microligados.........................................................................23

Tabela 3.1 - Composição química do aço utilizado (% em peso).................... 46

Tabela 4.1 - Valores das temperaturas de início e fim da decomposição

da austenita (Ar3), final da transformação (Ar1), início de

transformação martensítica (Ms) e final de transformação

martensítica (Mf) ......................................................................... 76

Tabela 4.2 - Dados obtidos nos ensaios contínuos e isotérmicos ................... 85

Tabela 4.3 - Valores obtidos na equação do seno hiperbólico para

ensaios realizados abaixo da temperatura de transformação .... 87

Tabela 4.4 - Valores obtidos na equação do seno hiperbólico para

ensaios realizados acima da temperatura de transformação ..... 82

Tabela 4.5 - Valores da Tnr e Ar3 medidos nas curvas de escoamento

mostradas nas Figuras 4.31 a 4.35 ............................................ 90

Tabela 4.6 - Valores do parâmetro de amaciamento, P.A. (%),

calculados para as curvas de escoamento plástico mostradas

nas Figuras 4.42 a 4.45 ............................................................ 102

Tabela 4.7 - Valores do parâmetro de endurecimento, P.E.(%),

calculados para as curvas de escoamento plástico mostradas

nas Figuras 4.42 a 4.45 ..............................................................103

12

INDÍCE DE FIGURAS

Pág.

Figura 2.1 - Conexão entre mecanismos, microestruturas e

propriedades em aços microligados ..............................................23

Figura 2.2 - Ilustração esquemática dos quatro estágios do processamento

termomecânico e das mudanças microestruturais que ocorrem

durante o processamento para cada um desses estágios ............24

Figura 2.3 - Comportamento do crescimento do grão austenítico na

presença de vanádio .....................................................................27

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

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

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

Figura 2.7 - Diagrama PTT para alguns carbonetos e nitretos

deformados e não deformados ..................................................... 35

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

Figura 2.9 - Aumento na temperatura de não recristalização com o

aumento no nível de microligante em um aço

com 0,07C; 1,40Mn; 0,25Si .......................................................... 39

Figura 2.10 - Esquema mostrando o mecanismo de crescimento

de carbonetos na interface ............................................... 41

Figura 2.11 - Diagrama CCT para um aço microligado ao vanádio

(0,32%C; 0,129V; 0,039Ti) ......................................................... 42

Figura 2.12 - Diagrama CCT para um aço microligado ao vanádio

(0,38%C; 0,08V) ......................................................................... 43

Figura 2.13 - Tamanho de grãos de ferrita produzidos a partir de austenita

recristalizada e não recristalizada em vários valores de Sv ........ 44

Figura 2.14 - Efeito da redução na laminação na Sv para grãos austeníticos

em forma cúbica ......................................................................... 45

Figura 2.15 - Aumento na temperatura Ar3 resultante da laminação

13

controlada ................................................................................... 45

Figura 3.1 - Ilustração esquemática do ciclo térmico empregado nos

ensaios de dilatometria ................................................................ 47

Figura 3.2 - Exemplo de resultado gráfico fornecido pelo equipamento

de dilatometria. Na abscissa está representada a temperatura em

graus Celsius e na ordenada a variação dimensional (dL/L0)

do corpo de prova ........................................................................ 47

Figura 3.3 - Curva da taxa de variação dimensional em relação

à temperatura, [d(dL/L0)/dt] x temperatura, obtida derivando-se

a curva experimental da Figura 3.2. Nessa curva, podem-se

observar com maior clareza as temperaturas de início

e fim da transformação ................................................................. 48

Figura 3.4 - Geometria dos corpos de prova utilizados nos ensaios de

torção a quente (as dimensões não indicadas estão em mm) .... 49

Figura 3.5 - Equipamento horizontal de torção: (i) eixo torçor;

(ii) embreagem eletromagnética; (iii) forno de radiação

infravermelha; (iv) termopar Cromel-Alumel; (v) tubo de gás,

(vi) célula de carga; (vii) controlador de temperatura ................... 51

Figura 3.6 - Forno de radiação infravermelha e tubo de quartzo ..................... 51

Figura 3.7 – Esquema mostrando um corpo de prova com termopares.

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

termopar “B“ do controlador está posicionado no

canto direito ................................................................................ 53

Figura 3.8 - Curva de calibração com desvio padrão de 4,10C ....................... 53


ensaios isotérmicos até a fratura .................................................. 54

Figura 3.10 - Resultado típico de ensaio isotérmico e contínuo até a fratura .. 55

Figura 3.11 - Gráfico da taxa de encruamento em função da

tensão aplicada .......................................................................... 56


ensaios isotérmicos com duas etapas de deformação ............... 57

14

Figura 3.13 - Curvas de escoamento plástico típicas do ensaio com duas

etapas de deformação................................................................. 58

Figura 3.14 - Representação esquemática dos ensaios com

múltiplas deformações em resfriamento contínuo ..................... 59

Figura 3.15 - Curva típica de um ensaio com múltiplas deformações

em resfriamento contínuo ........................................................... 60

Figura 3.16 - Curva de tensão em função da deformação equivalente ........... 61

Figura 3.17 - Curva típica de tensão média equivalente em função

do inverso da temperatura .......................................................... 61

Figura 4.1 - Variação dimensional (dL/L0) em função da temperatura

obtida no ensaio de dilatometria com taxa de

resfriamento de 0,20C/s ............................................................... 65

Figura 4.2 - Variação dimensional (dL/L0) em função da temperatura obtida no

ensaio de dilatometria com taxa de resfriamento de 0,50C/s

....................................................................................................... 65















resfriamento de 10,00C/s ............................................................. 68


15


resfriamento de 30,00C/s ............................................................. 67

Figura 4.9 - Temperatura de transformação Ar3, Ar1, Ms e Mf em função

da taxa de resfriamento ............................................................... 69

Figura 4.10 - Microestrutura do aço microligado obtido na amostra

ensaiada com taxa de resfriamento de 0,50C/s ........................ 70


ensaiada com taxa de resfriamento de 0,50C/s ........................ 70


ensaiada com taxa de resfriamento de 1,00C/s ......................... 71








ensaiada com taxa de resfriamento de 3,0 0C/s ........................ 73


ensaiada com taxa de resfriamento de 3,0 0C/s ........................ 73


ensaiada com taxa de resfriamento de 10,0 0C/s ...................... 74







Figura 4.22 - Curvas de tensão equivalente versus deformação equivalente

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

e temperaturas de 11000C a 6000C ............................................ 80


16







obtidas em ensaios realizados com taxa de deformação de

0,3s-1 (a), 0,5s-1 (b) e 1s-1(c) e temperaturas de 11000C,

10000C, 9000C, 8000C, 7500C e 7000C ...................................... 83

Figura 4.26 - Curvas de tensão equivalente em função da deformação

equivalente obtidas em ensaios realizados com taxas de

deformação de 0,3s-1(a), 0,5s-1(b) e 1s-1(c) e temperaturas

de 6500C, 6250C e 6000C ........................................................... 84

Figura 4.27 - Variação da tensão de pico em função do inverso da

temperatura absoluta ................................................................. 86

Figura 4.28 - Variação da deformação de pico em função da temperatura

de ensaio .................................................................................... 86

Figura 4.29 - Variação da taxa de encruamento () em função da tensão

aplicada para ensaios realizados com taxa de deformação

de 1s-1 ......................................................................................... 87

Figura 4.30 - Ajuste dos dados à equação do seno hiperbólico ...................... 89

Figura 4.31- Curvas de escoamento plástico (a) e tensão média equivalente

em função da temperatura (b) obtidas em ensaios realizados

em resfriamento com seqüência contínua de passes, com taxa

de deformação igual a 2s-1 e taxa de resfriamento de 10C/s ...... 91

Figura 4.32 - Curvas de escoamento plástico (a) e tensão média equivalente



de deformação igual a 1s-1 e taxa de resfriamento de 10C/s ..... 92




17

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




de deformação igual a 0,3s-1 e taxa de resfriamento de 10C/s ....94




de deformação igual a 2s-1 e taxa de resfriamento de 10C/s ...... 95



em resfriamento com curtas seqüências de passes intercalados

com tempo de espera de 170 segundos após a 2a deformação

e de 100 segundos após a 4a deformação ................................. 96












em função da temperatura (b) obtidas em ensaios realizados em

resfriamento com curtas seqüências de passes intercalados com

tempo de espera de 300 segundos após a 4a deformação ........ 99

Figura 4.40 -Curvas de escoamento plástico (a) e da tensão média equivalente


resfriamento com encharque a 11500C e início de seqüência

18

de deformações a 8500C .......................................................... 100

Figura 4.41 - Curvas de escoamento plástico (a) e da tensão média equivalente


resfriamento com encharque a 11500C e início de seqüência

de deformações a 8000C ...........................................................101

Figura 4.42 - Ensaios isotérmicos com duas deformações realizadas a

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

deformações de 60 segundos e taxa de deformação de 1s-1 ....104


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

deformações de 300 segundos e taxa de deformação de 1s-1...105








6400C (a), 6600C (b), 6800C (c) e 7000C (d) com tempo de

espera entre deformações de 300 segundos e taxa de

deformação de 0,3s-1 .................................................................108

Figura 4.47 - Ensaios isotérmicos de duas deformações realizados com

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

passes de 300 segundos e taxas de deformação de 1s-1 ..........109

Figura 5.1- Ilustração esquemática do aumento da tensão média equivalente

abaixo da temperatura de não recristalização. representa o

aumento da tensão causado pela precipitação e pelo acúmulo

de deformação .............................................................................116

19

SIMBOLOS E ABREVIATURAS

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

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

B = Bainita

F = Ferrita

Ks = Produto de solubilidade

M = Martensita

Ms = Início da transformação martensítica

Mf = Término da transformação martensítica

Tnr = Temperatura de não recristalização

P = Perlita

Sv = Tamanho efetivo de grão

20

INTRODUÇÃO

Dentro do grupo de materiais de engenharia, o aço é certamente um dos

materiais que apresentou uma evolução contínua neste século. O progresso no

conhecimento do processamento e das características físico – químicas, a

partir do estudo da metalurgia física, intensificou a aplicação deste material.

Dentre os diversos tipos de aços existentes, destacam-se os aços

microligados, os quais são o foco deste trabalho.

Os aços microligados são aços C-Mn, com quantidades de carbono

variável, desde teores muito baixos, tais como 0,03 a 0,04%, até eutetóides,

que apresentam alto teor de carbono. Esses aços contêm uma pequena adição

de elementos com grande afinidade por carbono e nitrogênio. Os elementos

freqüentemente utilizados são: nióbio, vanádio e titânio, entre outros. A

utilização destes elementos é dada de maneira individual ou combinada, sendo

que a quantidade de material microligante é freqüentemente inferior a 0,15%

[1,2].

O estudo de adições de elementos microligantes tomaram impulso a

partir de descobertas de grandes jazidas de nióbio, em paises como o Canadá

e o Brasil, fazendo com que o preço do mesmo tornasse viável sua utilização

em escala industrial. Neste contexto, o estudo pioneiro de adições de

elementos microligantes ocorreu na década de 50, simultaneamente à

descoberta de grandes jazidas [3,4]. A fabricação de aços microligados no

Brasil iniciou-se a partir da segunda metade da década de 60 [5].

A aplicação de aços microligados oferece uma redução de custos com a

eliminação de tratamentos térmicos adicionais e com a obtenção de melhorias

na qualidade das propriedades mecânicas, quando utilizado o processo

termomecânico apropriado. O desenvolvimento e aplicação dos aços

microligados, e de aços em geral, estão limitados a condições de viabilidade do

processamento metalúrgico.

Neste trabalho, investigou-se o comportamento mecânico e a evolução

microestrutural de um aço médio carbono microligado ao vanádio em

21

condições próximas às utilizadas no forjamento a morno, ou seja próximo à

região de transição de fase .

Combinando-se ensaios de torção isotérmicos e contínuos, ensaios

isotérmicos e interrompidos com duas deformações e ensaios com múltiplas

deformações em resfriamento com ensaios de dilatometria pode-se obter um

perfil completo do comportamento mecânico do aço microligado durante a

transição de fase.

22

2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA

2.1 Processamento Termomecânico

Durante o processamento mecânico a quente, os aços são reaquecidos

até temperaturas no campo austenítico, deformados em seqüência de passes e

resfriados até a temperatura ambiente. No reaquecimento, a austenita se forma

na interface Fe3C/ e cresce consumindo toda a microestrutura ferrítica-

perlítica existente à temperatura ambiente [6]. No campo austenítico, conforme

a temperatura é aumentada, compostos presentes como precipitados são

dissolvidos até que o material se torne completamente austenítico.

Havendo a dissolução completa dos precipitados durante o

reaquecimento, tem-se o crescimento dos grãos durante o encharque. Assim, o

processo de deformação inicia-se com o material completamente austenítico e

com grãos grosseiros. A seqüência de deformações imposta muda a forma dos

lingotes, tarugos ou placas e altera continuamente a microestrutura do material.

Existem duas abordagens possíveis para a deformação da austenita:

processamento termomecânico convencional e processamento termomecânico

controlado [7]. O primeiro consiste em impor seqüências de passes de

deformação visando apenas o controle das mudanças de forma, enquanto o

segundo visa, também, o controle da evolução microestrutural.

O processamento termomecânico controlado é largamente utilizado em

escala industrial, e pode ser definido como seqüências disciplinadas de

deformações a quente, seguidas por resfriamento controlado, visando obter-se

microestruturas com características específicas que garantam propriedades

apropriadas ao produto semi-acabado [8,9,10,11,12]. Isto ocorre se os

mecanismos que atuam no material durante o processamento são utilizados e

controlados corretamente.

A Figura 2.1 mostra a conexão entre mecanismos, microestruturas e

propriedades de um aço microligado.

23

MECANISMOS MICROESTRUTURA PROPRIEDADES

Endurecimento Tamanho de grão Resistência

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

Precipitação Densidade de discordâncias Formabilidade

Transformação / Partículas Anisotropia

Textura

Figura 2.1 - Conexão entre mecanismos, microestruturas e propriedades em

aços microligados [13].

As características do processamento termomecânico controlado

dependem das propriedades específicas e da composição química do aço

microligado. A Figura 2.2 mostra de forma esquemática possíveis variações

microestruturais que ocorrem durante a deformação a quente de aços

microligados com baixo carbono. Vê-se nesta figura, que o processamento

termomecânico pode ser separado em quatro estágios distintos, conforme a

temperatura é decrescida.

No primeiro estágio, os grãos grosseiros provenientes do reaquecimento

são refinados a partir das repetidas deformações. Essas deformações são

impostas na região onde a recristalização ocorre completamente, sem a

influência dos precipitados. O segundo estágio ocorre na região onde a

austenita já não se recristaliza completamente devido a influência de

precipitados induzidos por deformação. Os grãos observados nesse estágio

apresentam-se achatados e são criadas bandas de deformação dentro dos

grãos. A fase ferrítica nucleia-se nos contornos de grãos e em bandas de

deformação. No terceiro estágio, a deformação ocorre na região de transição

de fase, também conhecida como deformação na região intercrítica. Neste

estágio, a austenita continua sendo deformada e tem-se o início da deformação

da fase ferrítica.

24

Região daRecristalização

I

(a) (b)

950°C

Região daNão-recristalização

II

~1150°C1250°C

Tem

pera

tura

Região ( )III

Resfriamento aceleradoIV

Ar3

Ar1

BandasDeformadas

b’ c’ d’ c’ (AC) d’ (AC)

Subgrãos Subgrãos

Deformação Tempo

(c)Grãos

Deformados

(d)

Grãos

Deformados

d’ (AC)

c’ (AC)

d’

c’

b’

Resfriadoao Ar

ResfriamentoAcelerado

Figura 2.2 - Ilustração esquemática dos quatros estágios do processamento

termomecânico e das mudanças microestruturais que ocorrem durante o

processamento para cada um desses estágios [7].

Durante o resfriamento uma variedade de microestruturas podem ser

obtida, dependendo da taxa de resfriamento e dos estágios nos quais a

seqüência de passes foi realizada. Após o primeiro estágio de deformação,

quando o material é resfriado ao ar, obtêm-se grãos ferríticos com tamanhos

relativamente grandes, devido ao crescimento durante o resfriamento. Após o

segundo estágio, os grãos são menores. Com resfriamento acelerado tem-se

grãos mais finos e pode-se observar a presença da subestrutura de

discordâncias dentro dos grãos ferríticos deformados no terceiro estágio [7].

A seguir descrevem-se os principais mecanismos que atuam nas várias

etapas do processamento e seus efeitos na evolução microestrutural.

Inicialmente discute-se a dissolução dos precipitados e a solubilidade dos

carbonetos e nitretos dos elementos microligantes em aço. A seguir são

25

revistos a formação de precipitados e o retardamento da recristalização por

precipitados induzidos por deformação. Finalmente, são apresentadas a

transformação de fase e as microestruturas resultantes após o resfriamento em

um aço médio carbono microligado ao vanádio.

2.2 Solubilização

Durante o processo de reaquecimento de um aço microligado, os

elementos microligantes estão presentes inicialmente na forma de carbonetos,

nitretos ou carbonitretos dissolvidos na matriz austenítica. À medida que a

temperatura é aumentada, esses precipitados dissolvem-se gradualmente,

podendo esta dissolução ser parcial ou completa. Enquanto presentes, esses

compostos inibem o crescimento dos grãos austeníticos [14].

Uma microestrutura com granulação fina contém uma grande quantidade

de área de contorno de grãos por unidade de volume e, conseqüentemente,

energia livre em excesso que pode ser minimizada com o crescimento de

grãos. Embora os grãos tendam a crescer durante o reaquecimento, a taxa de

crescimento pode ser minimizada ou mesmo eliminada através do

ancoramento de contornos por partículas ou com o arrasto de soluto [15].

Quando um contorno de grão é interceptado por uma partícula, parte do

contorno é eliminado. Para mover o contorno é necessário a recriação da área

e, portanto, a realização de um trabalho [16]. Gladman equacionou a força

motriz para o crescimento de grão, com a força de ancoramento exercida pelas

partículas sobre os contornos através da expressão [17]:

onde rc e fv são o tamanho e a fração volumétrica das partículas,

respectivamente, e R0 é o tamanho médio dos grãos. A constante Z representa

a razão entre os raios dos grãos em crescimento e o raio médio dos grãos.

,2

2

36

1

0

ZfRr vc 1.2

26

Esta equação indica que para uma dispersão de partículas, quando o tamanho

destas excede ao valor de rc, os contornos de grãos austeníticos não mais

serão ancorados e inicia-se o crescimento anormal.

De acordo com a equação 2.1, partículas com tamanhos pequenos e em

grandes frações volumétricas são as mais indicadas para inibir o crescimento

dos grãos. Isto requer que as partículas tenham baixa solubilidade na austenita

e baixa taxa de coalescimento. Conforme a temperatura é aumentada durante

o reaquecimento, as partículas coalescem ou dissolvem-se, liberando os

contornos de grãos. A Figura 2.3 mostra o efeito do vanádio no crescimento

dos grãos austeníticos durante o reaquecimento de um aço microligado com

médio carbono. Através desta figura, vê-se que a curva de crescimento de grão

em função da temperatura pode ser separada em três regiões distintas. Em

baixas temperaturas, menores que 9900C (região I), os grãos são pequenos e

seus tamanhos poucos sensíveis às variações da temperatura. Para

temperaturas entre 10150C e 11450C (região II), o tamanho dos grãos aumenta

rapidamente com o aumento da temperatura. Na região entre 9900C e 10450C

existe uma transição no diâmetro dos grãos, indicando a existência da

temperatura crítica para o crescimento do grão, Tcg. Abaixo da Tcg ocorre o

ancoramento dos contornos de grãos por partículas finas de precipitados,

mantendo uma microestrutura formada por grãos pequenos e uniformes. Em

temperaturas maiores que a Tcg tem-se o crescimento anormal dos grãos,

formando uma distribuição de tamanho de grão dúplex [18]. Em altas

temperaturas, T11450C, a curva do tamanho de grão em função da

temperatura é típica de um material sem a presença de precipitados, devido ao

coalescimento ou mesmo a dissolução completa desses compostos.

27

Região II

Região IIIRegião I

t = 5 min

t = 15 min

t = 30 min

t = 45 min

900 950 1000 1050 1100 1150 1200 1250

10

100

Temperatura (°C)

Diâ

metr

o M

édio

s d

os G

rãos A

uste

nític

os (

m)

Figura 2.3 - Comportamento do crescimento do grão austenítico na presença

de vanádio [18].

Para que ocorra a precipitação durante o processamento termomecânico

controlado, é necessário que elementos microligantes estejam dissolvidos na

austenita no final do reaquecimento. A solubilidade varia de acordo com o

carboneto, nitreto ou carbonitreto formado. Esta refere-se à quantidade de um

dado elemento microligante que pode permanecer em solução sólida, sendo

freqüentemente expressa em termos de produto de solubilidade (Ks). O produto

de solubilidade relaciona-se com a estabilidade do composto formado, quanto

mais estável o composto, menor o produto de solubilidade. A determinação do

produto de solubilidade pode ser realizada a partir de cálculos termodinâmicos,

extração de precipitados e outros métodos [19,20]. Considerando a reação de

28

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

na matriz:

onde [V] e [N] representam a concentração desses elementos, pode-se

escrever a constante de equilíbrio através da expressão:

onde a[V] e a[N] são as atividades dos elementos e a[VN] a atividade do nitreto de

vanádio. As atividades podem ser expressas em termos da concentração de

cada elemento e dos coeficientes de atividade:

dando:

De uma forma simplificada, assumindo-se que os coeficientes de

atividade do vanádio e do nitrogênio são iguais a unidade e que a atividade de

um composto puro é unitário, tem-se:

'.

)(

][][

VN

NVs

a

aaK

].[][][ Va VV

)(

].[][ ][]..[

VN

NVs

a

NVK

2.2)(][][ VNNV

3.2

4.2

5.2

29

A dependência do produto de solubilidade com a temperatura é

expressa por uma relação de Arrhenius:

onde Q é o calor de dissolução e R a constante dos gases. Assim o produto de

solubilidade pode ser expresso na forma:

onde A e B são constantes características de cada sistema.

Dados para a solubilidade do nitreto de vanádio na austenita existentes

na literatura são apresentados na Tabela 2.1. Irvine et al. [21], utilizando a

técnica de extração de precipitados, observaram que o produto da solubilidade

para o VN na austenita aumenta levemente com o aumento do teor de

manganês no aço, de acordo com a equação:

]].[[ NVKs 6.2

CRT

QLnKs )( 7.2

T

BALogKS

8.2

][%12,040,38300

MnT

LogKs

9.2

30

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

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

ausência do efeito do teor de carbono no produto de solubilidade. O mesmo

valor para o produto de solubilidade foi obtido em dois aços com 0,05 e

0,15%C, indicando que os precipitados são nitretos e não carbonitretos.

A descrição do produto de solubilidade dos carbonetos de vanádio deve

considerar as diferentes estequeometrias que o composto possa assumir. A

Tabela 2.2 mostra dados existentes na literatura para VC e V4C3.

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

na ferrita.

Log Ks Referência

Austenita

-9500/T + 6,72 (VC)

-10800/T +7,06 (V4C3)

-9400/T + 5,12 (V4C3)

[24]

[25]

[26]

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

Os produtos de solubilidade descritos para os carbonetos e nitretos de

vanádio estão representados graficamente nas Figuras 2.4 e 2.5, juntamente

com os produtos de solubilidade de carbonetos e nitretos de nióbio e de titânio .

Log Ks Referência

-8300/T + 3,46 [21]

-7070/T + 2,71 [22]

7840/T + 3,02 [23]

-8700/T + 3,63 [24]

31

Temperatura (°C)

-1

0

1

2

1600 1400 1200 1000

-2

-3

-4

-5

-6

-7

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

10 / T, k3 -1

log k

s

VC

TiC

NbC

VN

líquido AlN

NbN

TiN

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

Temperatura (°C)

-8

-6

-4

-2

800 700 600 500 400

-10

-120,0009 0,0011 0,0013 0,0015

Fe C3

1/T k-1

log k

s

0

VC

TiCNbC

V C4 3

Figura 2.5 - Solubilidade de carbonetos na ferrita [3].

32

Nas Figuras 2.4 e 2.5 pode-se observar que o produto de solubilidade

aumenta com o aumento da temperatura, isto significa que quanto maior a

temperatura maior a quantidade de elemento microligante dissolvido. A partir

destas figuras pode-se observar os seguintes comportamentos desses

compostos químicos:

(i) os nitretos são mais estáveis que os carbonetos, pois para uma dada

temperatura o seu produto de solubilidade é sempre inferior;

(ii) os carbonetos de vanádio são de duas a três vezes mais solúveis que os

carbonetos e nitretos de outros compostos;

(iii) o nitreto de titânio é da ordem de três vezes mais estável que os

carbonetos e nitretos de outros elementos;

(iv) os carbonetos e nitretos de nióbio e os carbonetos de vanádio são mais

solúveis na fase austenítica do que na fase ferrítica, diferindo as solubilidades

de uma ordem de grandeza.

A partir do conhecimento das solubilidades dos carbonetos e nitretos,

pode-se selecionar o comportamento mais adequado para um determinado

propósito. Por exemplo, a alta solubilidade do carboneto de vanádio é o motivo

de seu uso em aços médio e alto carbono, enquanto a baixa solubilidade do

nitreto de titânio é o motivo do seu uso como inibidor de crescimento de grão

em temperaturas elevadas na austenita.

33

2.3 Precipitação

A escolha da temperatura de reaquecimento para um dado aço

microligado é de extrema importância, como descrito no item anterior, uma vez

que determina o tamanho inicial do grão e os teores de elementos

microligantes em solução no início da deformação a quente. O tipo e o volume

de microligante em solução durante o processamento são fatores

predominantes no condicionamento da austenita, determinando as condições

nas quais ocorre a supressão da recristalização com a precipitação induzida

por deformação [28].

A precipitação de carbonetos, nitretos ou carbonitretos de elementos

microligantes ocorre com a nucleação e crescimento de partículas dentro da

matriz metálica. Quando uma nova fase forma-se dentro de uma fase-mãe,

interfaces são formadas entre as duas fases. A criação de interfaces aumenta a

energia livre do sistema. Além disso, a nova fase pode ter um volume molar

diferente da fase-mãe, gerando distorções elásticas e aumentando a energia

interna por unidade de volume. Tanto o aumento da energia interfacial quanto o

aumento da energia de deformação competem com o decréscimo de energia

livre de volume devido à transformação de uma fase menos estável em uma

mais estável, na medida em que a temperatura é decrescida abaixo da

temperatura de solubilização [29].

Com o uso das equações do produto de solubilidade, pode-se

determinar o potencial de precipitação através do cálculo de supersaturação

dos elementos microligantes em uma determinada temperatura de

processamento. A supersaturação é determinada comparando-se a quantidade

de elemento microligante dissolvido durante o reaquecimento com a

quantidade em solução em uma dada temperatura de interesse [30]. Assim, a

precipitação ocorre quando a supersaturação alcançar um valor crítico,

necessário para compensar a formação de interfaces e as distorções elásticas

causadas pelos precipitados. A Figura 2.6 representa o potencial de

precipitação de vários sistemas microligantes impostos pela supersaturação

desses elementos. Esta figura mostra que o TiN tem a menor solubilidade,

34

exibindo supersaturação acima dos níveis de temperaturas utilizadas para a

deformação. Os compostos com Nb mostram supersaturação na faixa de

deformação. O VC tem a maior solubilidade na austenita, apresentando

supersaturação em temperaturas inferiores às de deformação [31].

Intervalo deDeformação

% T

ota

l de

Supe

rsatu

ração

x

x

x

x

VCVNNbC

TiN

0,02 Ti - 0,01 N

0,12 V - 0,01N 0,12 V - 0,01C0,04 Nb - 0,1 C

0,02 Ti - 0,01 N

100

80

60

40

20

0

1300 1200 1100 1000 900 800 700

% Total de Supersaturação

TiN

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

Na Figura 2.6 pode-se observar que aumentando-se a temperatura de

reaquecimento até a temperatura de solubilização, aumenta-se a quantidade

de elementos microligantes dissolvidos. Assim, à medida que a temperatura

diminui, durante o processamento, aumenta-se a supersaturação e,

conseqüentemente, o potencial de precipitação. Uma vez que para formar uma

nova fase dentro da matriz é necessário criar interfaces, a precipitação ocorre

com maior facilidade em sítios de alta energia livre, tais como as bandas de

deformação, os contornos de grãos e de subgrãos. Desta forma, a precipitação

35

é induzida pela deformação, diminuindo-se o tempo necessário para iniciá-la. A

Figura 2.7 apresenta esta característica com relação a alguns carbonetos e

nitretos [32,33]. Neste diagrama de tempo-temperatura-precipitação (PTT), Ps é

o início da precipitação na austenita sem deformação e Pds é o início da

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

fundamental no controle do processo. Por exemplo, para o carbonitreto de

nióbio Nb(C,N) com deformação, na faixa dos 10 segundos já existe condições

para a precipitação, enquanto que sem deformação a condição para

precipitação ocorre na faixa dos 100 segundos.

900

1100

1300

1500

1700

700

5001 10 100 1000 10000

PsPs

DPsPs

D

Ps

PsVC

[32]

Nb (C, N)[32]

TiNb (C, N[32]

TiN[32]

Tempo (s)

Tem

pera

tura

(°C

)

Ps

D

VC[33]

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

deformados [32,33].

É bem conhecido que quando uma liga metálica com uma segunda fase,

que forma partículas finamente dispersas, é deformada e recozida, a

recristalização é retardada por partículas de diâmetros pequenos (≤ 300 nm) e

com pequeno espaçamento entre elas ( 1000 nm) [34]. Este comportamento

torna-se mais marcante quando o material é deformado a quente e a matriz

está supersaturada. A precipitação de partículas induzidas por deformação, nos

intervalos entre passes durante o processamento termomecânico, inibem ou

mesmo suprimem a recristalização estática da austenita. Este retardamento da

36

recristalização ocorre quando a força de ancoramento desenvolvida nos

contornos de grãos pelos precipitados é maior que a força motriz para a

recristalização estática.

(i) Força motriz para a recristalização

A força motriz para a recristalização estática é gerada pela diferença na

densidade das discordâncias entre a matriz austenítica deformada ou

recuperada e a austenita recristalizada, e é dada por:

onde é o modulo de cisalhamento, b é o vetor de Burgers e é a variação

na densidade de discordâncias. A força motriz resultante de deformações

individuais aplicadas na laminação a quente em aços tem sido encontrada ser

da ordem de 20MPa [35, 36]

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

Zener [16] postulou que quando partículas estão presentes nas

proximidades de um contorno de grão, a energia efetiva do contorno é

diminuída. Esta diminuição acontece porque a área superficial da segunda fase

substitui uma parte do contorno de grão. Para retardar a recristalização, a força

de ancoramento desenvolvida pelas partículas induzidas por deformação deve

ser maior que 20MPa, que é a força motriz necessária para causar a

recristalização. A força de ancoramento pode ser escrita por:

2

.. 2

bFRX

sanc NrF 4

10.2

11.2

37

onde r é raio da partícula, é a energia interfacial dos contornos de grãos

austeníticos e, Ns é numero de partículas por unidade de área. Vários modelos

têm sido propostos para calcular o valor de Ns [37]. Todos os modelos são

baseados na distribuição uniforme dos precipitados. É claro que um valor

médio para Ns não é apropriado, uma vez que as partículas tendem a precipitar

em sítios preferenciais, tais como contornos de grãos e de subgrãos [38].

A interação entre os processos de precipitação e recristalização é

importante na determinação do comportamento do aço durante o seu

processamento. Essa interação sofre mudanças de acordo com o tempo e a

temperatura, para um determinado aço microligado. O comportamento geral

pode ser observado a partir de um diagrama de recristalização-precipitação-

tempo-temperatura, semelhante ao diagrama da Figura 2.8 [39].

T0

Tnr

I

II

III

Ps

D

Rs

Rf

Ps

D

Rs

Rf

Rf

P

Ps

Ps

Rs

P

Recristalizaçãoobservada

Precipitaçãoobservada

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

No diagrama da Figura 2.8, T0 e Tnr correspondem às temperaturas de

solubilização e de não recristalização dos precipitados, respectivamente. Ri e

Rf representam o início e o fim da recristalização. Neste caso, pode-se

observar que existe, a partir de uma determinada temperatura e de um

38

determinado tempo, uma interação entre precipitação e recristalização. No

estágio I, a recristalização tem início e fim sem que ocorra interação alguma.

Isto se deve ao fato de que os elementos microligantes estão dissolvidos, não

impedindo, assim, a recristalização. Nesse estágio o comportamento é

semelhante ao de um aço-carbono.

No segundo estágio, a recristalização sofre a influência da precipitação.

Assim, o início da recristalização é atrasado. Deformações aplicadas nesse

estágio levarão a uma estrutura mista, com a presença de grãos deformados

devido à inibição da recristalização pela precipitação e, de grãos finos

recristalizados sem a ação dos precipitados.

No terceiro estágio, a precipitação ocorre anteriormente à

recristalização. Os precipitados têm força suficiente para a impedir

completamente a recristalização [39].

A temperatura de não recristalização foi estudada com relação aos

elementos microligantes. A Figura 2.9 mostra uma curva onde pode-se

observar o aumento na temperatura de não recristalização com o aumento do

nível de microligantes [40]. Pode-se observar ainda que o aumento da

quantidade de microligantes será responsável pela ocorrência de precipitados

de maior estabilidade. Uma quantidade maior de microligantes em estado

supersaturado representará também uma maior quantidade de microligantes

precipitados. Isto provocará uma maior fração volumétrica de precipitados

atuando no sentido de atrasar a recristalização, aumentando, assim, a

temperatura de não recristalização.

39

Soluto inicial (%)

Te

mp

era

tura

de

fim

de r

ecrista

lização °

C

0 0,050 0,100 0,150 0,200 0,250750

800

850

900

950

1000

1050

Nb

Ti

Al

V

Figura 2.9 - Aumento na temperatura de não recristalização com o aumento no

nível de microligante em um aço com 0,07C; 1,40Mn; 0,25Si [40].

Na Figura 2.9, pode-se observar também que diferentes microligantes

têm diferentes efeitos na temperatura de não recristalização. O nióbio

apresenta um maior aumento na temperatura de não recristalização para

menores quantidades de soluto inicial. O vanádio, por sua vez, apresenta

menor efeito na temperatura de não recristalização. Este comportamento está

relacionado à capacidade de precipitação e às condições de processamento.

O comportamento apresentado pelos sistemas mostra que a sua

utilização deve obedecer aos seguintes critérios: 1. Os sistemas microligados

ao titânio podem ser usados para controle do tamanho de grão em altas

temperaturas; 2. Os sistemas microligados ao vanádio podem manter uma

grande quantidade de vanádio em solução na austenita e na decomposição da

austenita, podendo assim ser usado para o endurecimento por precipitação,

quando o processo ocorrer a temperaturas menores [41].

2.4 Transformação

As propriedades finais exibidas por um produto processado

termomecanicamente são determinadas pela microestrutura ao final do

40

processamento. Entendendo que a microestrutura compreende a natureza, a

quantidade e a proporção das fases presentes, é de importância capital a forma

na qual a transformação de fase se dá durante o resfriamento no

processamento termomecânico. A Figura 2.2 indica que para um mesmo aço

com baixo teor de carbono é possível obter diferentes tamanhos de grãos

dependendo da taxa de resfriamento imposta. Para um aço com maiores

quantidades de elementos de liga, como por exemplo, os aços utilizados no

forjamento de peças para a indústria automobilística, é necessário controlar a

formação dos produtos da transformação da austenita, além do tamanho dos

grãos da fase ferrítica, quando presente. A transformação da austenita pode

ser separada em dois grupos: (i) transformação difusional com a nucleação e o

crescimento de novas fases, como ocorre com a ferrita ou a cementita; (ii)

transformação martensítica, que ocorre por meio de um mecanismo de

cisalhamento. Quando a transformação de fase é difusional tem-se: (i) a

variação do empacotamento cristalino; (ii) alterações composicionais e; (iii) a

recristalização, simultaneamente. Em um aço baixo carbono, por exemplo, a

ferrita nucleia-se preferencialmente nos contornos de grãos austeníticos. Com

superesfriamento baixo, formam-se grãos ferríticos poligonais que tornam-se

mais finos com o aumento da taxa de resfriamento. Todavia, quando o

superesfriamento é suficientemente grande, tem-se a ferrita acicular com

estrutura Widmansttäten.

Quando um grão de nucleia-se no contorno da fase , esse grão

mantém uma relação de orientação do tipo K-S com a fase [42]:

Na etapa de crescimento, interfaces incoerentes crescem mais

rapidamente que as outras que mantêm a relação K-S, de forma que, após o

fim da transformação e do resfriamento, a relação de orientação entre

dificilmente é detectada.

011//111

111//01112.2

41

Em aços ligados, durante a formação da ferrita poligonal, tem-se a

participação de elementos de liga, aumentando-se a concentração de

estabilizadores de na ferrita e de na austenita. Conforme a transformação

prossegue, a austenita é enriquecida em carbono e inicia-se a precipitação de

carbonetos de ferro, formando a perlita, por exemplo, e de outros elementos de

liga como o vanádio e o nióbio, formando a precipitação interfásica. Neste

caso, os carbonetos formam uma fila de partículas muito finas na interface

, como mostrado na Figura 2.10. Isto pode ocorrer tanto durante a

transformação isotérmica, quanto durante o resfriamento contínuo com taxas

de resfriamento apropriadas. Durante o crescimento de , tem-se a

precipitação de carbonetos no lado da interface coerente ({111} //

{110}) devido ao enriquecimento de em carbono. Com a precipitação, a

concentração de carbono dissolvido decresce em e a interface incoerente

lateral ({112}) cresce rapidamente. Pelo movimento de um grande número de

arestas laterais, a interface macroscópica parece crescer na direção 111 //

110 [43].

a

b

direção de crescimento

111 110

direção de crescimento

lateral 111

interface coerente

{111} {110}

Figura 2.10 - Esquema mostrando o mecanismo de crescimento de carbonetos

na interface [43].

42

Quando da formação de carbonetos de ferro, informações sobre a

natureza e a quantidade das fases presentes após a transformação podem ser

obtidas com diagramas CCT, ou seja, curvas de transformação em

resfriamento contínuo que indicam as temperaturas de início e fim de

transformação para diferentes taxas de resfriamento. Uma vez que o

superesfriamento controla as taxas de nucleação e de crescimento em

transformações difusionais, a temperatura de transformação determina a

microestrutura final do produto transformado. As Figuras 2.11 e 2.12 mostram

diagramas CCT para dois aços médio carbono microligado ao vanádio

utilizados na fabricação de peças para a indústria automobilística por

forjamento a quente [44,45]. Nestas figuras, pode-se observar que as

microestruturas ferrítica-perlíticas são características de baixas taxas de

resfriamento, enquanto que médias e altas taxas produzem estruturas

bainíticas e martensíticas. As quantidades de ferrita e perlita presentes

diminuem com o aumento da taxa de resfriamento, enquanto que a proporção

de bainita aumenta. Assim, a quantidade de ferrita proeutetóide decresce com

o decréscimo da temperatura de transformação [46].

B

F

P

M100°C s

-1

5°C s-1

0,1

°C s-1

A 3 = 821°Cc

A 1 = 746°Cc

900

800

700

600

500

400

300

200

1001 10 100 1000 10000 100000

Tempo (s)

Tem

pert

ura

(°C

)

Figura 2.11 - Diagrama CCT para um aço microligado ao vanádio (0,32%C;

0,129V; 0,039Ti) [44].

43

Tem

pera

tura

(°C

)

900

800

700

600

500

400

300

200

100

01 10 100 1000

A P

B

M

HV 547373

247

343 267

308

Tempo (s)

Figura 2.12 - Diagrama CCT para um aço microligado ao vanádio (0,38%C;

0,08V) [45].

Ao lado da composição química, a microestrutura presente tem efeito

marcante no comportamento da transformação . A microestrutura da

austenita pode ser descrita iniciando-se com a descrição da estrutura dos

grãos, que é de importância capital, uma vez que é quem determina a

densidade de sítios para a nucleação da ferrita. A austenita pode existir em

uma larga variedade de condições: desde não recristalizada até totalmente

recristalizada. Quando a austenita está recristalizada, a estrutura dos grãos

pode ser tomada como o diâmetro médio dos grãos. Porém, quando deformada

deve ser descrita por um parâmetro mais geral, Sv, ou seja, o tamanho efetivo

dos grãos, que considera a razão entre a área superficial e o volume dos grãos

[47]. Grandes valores de Sv são encontrados em materiais severamente

deformados ou com granulação equiaxial muito fina, ver Figura 2.13. Assim,

uma estrutura de grãos austeníticos com Sv grande tem um grande potencial à

nucleação de produtos de alta temperatura de transformação, tais como a

ferrita e a perlita, gerando uma microestrutura final ferrítica-perlítica muito fina,

enquanto que pequenos valores de Sv levam a uma microestrutura mais

grosseira.

44

Como descrito anteriormente, a presença de elementos microligantes,

tais como o vanádio, o nióbio e o titânio, pode inibir ou mesmo suprimir a

recristalização nos intervalos entre passes durante seqüências de deformações

em temperaturas menores que a Tnr. Assim, conforme a austenita é

deformada, os grãos são encruados e “empanquecados”, aumentando-se a Sv.

A Figura 2.14 mostra a evolução da Sv com a redução na laminação, indicando

que a Sv varia com o tamanho inicial dos grãos e com a quantidade de

deformação imposta abaixo da temperatura de não recristalização.

Aumentando-se a Sv, também aumentam-se os sítios para a nucleação e,

conseqüentemente, a temperatura de início da transformação, Ar3 (Figura

2.15).

16

14

12

10

8

6

4

2

0

Diâ

me

tro d

o G

rão d

a F

err

ita

, m

S mm

0 100 200 400 800

austenita recristalizada

austenita deformada

SIWECKI ET AL

Figura 2.13 - Tamanho de grãos de ferrita produzidos a partir de austenita

recristalizada e não recristalizada em vários valores de Sv [8].

45

200

100

50

25

S m

m

1

Redução na laminação (%)0 20 40 60 80

20 m

50 m

100 m

tamanho degrão recristalizado

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

R

Figura 2.14 - Efeito da redução na laminação na Sv para grãos austeníticos em

forma cúbica [48].

800-900°C - Laminação de múltiplos passes

880°C - Laminação de um passe



Reaquecimento(1250°C)

Redução abaixo da temperatura de recristalização (%)

Tem

pera

tura

Ar

°C3

0 10 20 30 40 50 60 70 80

600

650

700

750

Figura 2.15 - Aumento na temperatura Ar3 resultante da laminação controlada

[48].

46

3 MATERIAIS E MÉTODOS

3.1 Materiais

O material utilizado para a realização deste trabalho foi um aço médio

carbono microligado ao vanádio fabricado pela VIBASA e fornecido pela Sifco

S.A., denominado VB-38H, cuja composição química encontra-se na Tabela

3.1.

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

C Si Mn V P N Al

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

O aço foi fornecido na forma de barras cilíndricas com diâmetro de 2,54

cm e comprimento de 15 cm. Para um melhor aproveitamento, o material foi

laminado a quente até o diâmetro de 1,25 cm, utilizando-se um laminador de

laboratório, marca Fenn modelo 55DC2-02AS, com cilindros de perfis. A

deformação foi realizada com a temperatura variando na faixa de 12000C a

10000C, após encharque a 12500C. As barras laminadas foram resfriadas ao ar

até a temperatura ambiente.

3.2 Ensaios de Dilatometria

Foram realizados ensaios de dilatometria utilizando-se um equipamento

de marca ADAMEL LHOMARGY modelo DT 1000 do Departamento de

Engenharia de Materiais da EESC-USP, com a finalidade de determinar as

temperaturas de início e fim da transformação em resfriamento, bem como

de observar as microestruturas resultantes. Nesses ensaios, os corpos de prova

tinham 2 mm de diâmetro e 12 mm de comprimento e foram aquecidos a uma

taxa de 2,00C/s até 11500C e, mantidos nesta temperatura por 10 minutos, tendo

sido em seguida resfriados com taxas de 0,2; 0,5; 1; 2; 3; 5; 10 e 300C/s. A

representação esquemática do ciclo térmico empregado encontra-se na Figura

47

3.1. Um exemplo de resultado gráfico fornecido pelo equipamento de dilatometria

pode ser visto na Figura 3.2. As temperaturas de transformação são melhor

definidas com a derivada da curva experimental, a qual é fornecida pelo

equipamento e pode ser vista na Figura 3.3.

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

dilatometria.

X10 (C)2

d L

/L0

(x10

)2

7

9

11

13

15

5

3

1

-1

-3

1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11

em aquecimento

em resfriamento

Figura 3.2 - Exemplo de resultado gráfico fornecido pelo equipamento de

dilatometria. Na abscissa está representada a temperatura em graus Celsius e

na ordenada a variação dimensional (dL/L0) do corpo de prova.

temperatura

de enxarque

Tem

pera

tura

Tempo

48

X10 (C)2

7

9

11

5

3

1

-1

-3

1 2 3 4 5 6 7 8 9 10

Derivada da Curvaem Resfriamento

Ensaio emResfriamento

173,6

398,3

293,6

d/d

t{dL/L

(x10

)}0

3

Figura 3.3 - Curva da taxa de variação dimensional em relação à temperatura

[d(dL/L0)/dt] x temperatura obtida derivando a curva experimental da Figura 3.2.

Nessa curva podem-se observar com maior clareza as temperaturas de início e

fim de transformação.

3.3 Ensaios Mecânicos

Na realização deste trabalho foram executados três tipos de ensaios de

torção a quente: isotérmicos e contínuos até a fratura, interrompidos com duas

deformações e, interrompidos com múltiplas deformações em resfriamento

contínuo.

(i) Ensaios isotérmicos e contínuos até a fratura. Com esses ensaios foram

determinadas as curvas de escoamento plástico em diferentes temperaturas.

(ii) Ensaios isotérmicos e interrompidos com duas deformações. Esses ensaios

foram realizados em temperaturas próximas às temperaturas de transformação

de fase com o objetivo de investigar os processos de amaciamento e/ou de

endurecimento que ocorrem após a deformação a quente.

49

(iii) Ensaios interrompidos com múltiplas deformações em resfriamento

contínuo. Com esse tipo de ensaio pôde-se investigar os fenômenos induzidos

por deformação que ocorrem durante o resfriamento, bem como determinar as

temperaturas características do processamento termomecânico de aços

microligados, ou seja, a Tnr, temperatura de não recristalização e as

temperaturas de início e fim da transformação.

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

Quente

Os corpos de prova para ensaio de torção a quente foram

confeccionados por usinagem das barras laminadas, apresentando a geometria

final mostrada na Figura 3.4.

Figura 3.4 - Geometria dos corpos de prova utilizados nos ensaios de torção a

quente (dimensões em mm).

Os corpos de prova são constituídos de uma seção central, de diâmetro

menor, a qual consiste da região útil, onde ocorreram as deformações. No raio

de curvatura há um orifício para a introdução de um termopar. A extremidade

esquerda dos corpos de prova é dotada de rosca, enquanto a extremidade

direita apresenta um encaixe.

50

3.3.2 Máquina Horizontal de Ensaios de Torção

Os ensaios mecânicos foram realizados utilizando-se uma máquina

horizontal de torção a quente computadorizada. Esse equipamento foi

desenvolvido no Departamento de Engenharia de Materiais da Universidade

Federal de São Carlos. A máquina horizontal de torção pode ser vista na Figura

3.5. Nesse equipamento, os esforços mecânicos são aplicados por meio de um

motovariador com velocidade variável entre 25 e 1000 rpm. Esses esforços são

medidos por uma célula de carga com capacidade máxima de 1000 kgf.cm. O

eixo da máquina de torção é dividido em duas partes: na extremidade esquerda

está o eixo torçor, o qual contém um motor, uma embreagem, um freio

eletromagnético e um dispositivo ótico com o qual mede-se o ângulo de rotação

e, conseqüentemente, a velocidade imposta pela máquina ao corpo de prova; a

extremidade direita possui um movimento de translação que permite a

colocação e a retirada do corpo de prova. A essa extremidade está acoplada a

célula de carga. A máquina horizontal de torção pode ser vista na Figura 3.5.

Os parâmetros de ensaio são: a quantidade de deformação, a taxa de

deformação e o tempo de espera entre passes. Estes parâmetros são inseridos

por meio de um microcomputador que está interfaceado à máquina de torção.

O aquecimento e o resfriamento dos corpos de prova foram realizados

utilizando-se um forno de aquecimento por radiação infravermelha com

potência máxima de 6 kW, gerada por quatro lâmpadas halógenas. A

programação e o controle da temperatura durante os ensaios foram realizados

por meio de um controlador marca Gefran, modelo 3300, que permite a

execução dos ensaios a temperatura constante ou impondo-se diferentes taxas

de aquecimento e de resfriamento. A leitura da temperatura durante os ensaios

foi realizada por meio de um termopar Cromel-Alumel, tipo K, inserido na parte

útil do corpo de prova e conectado ao controlador. Como os corpos de prova

podem oxidar durante os ensaios em temperaturas elevadas, adaptou-se um

tubo de quartzo ao longo do eixo longitudinal do forno, por onde circula um

fluxo contínuo de gás argônio balanceado com 2% de hidrogênio. A Figura 3.6

mostra o forno utilizado e o tubo de quartzo.

51

Figura 3.5 - Equipamento horizontal de torção: (i) eixo torçor; (ii)embreagem

eletromagnética; (iii) forno de radiação infravermelho; (iv) termopar Cromel-

Alumel; (v) tubo de gás; (vi) célula de carga; (vii) controlador de temperatura.

Figura 3.6 - Forno de radiação infravermelha e tubo de quartzo.

52

Os resultados dos ensaios mecânicos são fornecidos na forma de curvas de

tensão em função da deformação. Essas curvas são obtidas a partir dos

valores do torque e do ângulo de rotação medidos. A tensão equivalente e a

deformação equivalente são calculadas, respectivamente, utilizando-se as

seguintes expressões [49]:

onde é o torque aplicado, R é o raio útil do corpo de prova, L é o

comprimento útil do corpo de prova, é o ângulo de rotação e, m e n

representam a sensibilidade do material à taxa de deformação e ao

encruamento, respectivamente.

3.3.2.1 Aferição da Temperatura no Corpo de Prova

Foi realizada uma calibração com o objetivo de se obter a diferença

entre a temperatura mostrada pelo controlador e a temperatura real de ensaio.

O termopar do controlador é posicionado no canto direito da seção útil do corpo

de prova. O termopar para aferição foi colocado no centro do corpo de prova de

modo a se poder obter a diferença entre a posição do termopar do controlado e

do termopar de aferição. O corpo de prova foi colocado à temperatura de

12000C, por 10 minutos e em seguida resfriado continuamente com taxa de

10C/s até a temperatura de 8500C. Foram tomadas 12 leituras de temperatura

durante o resfriamento. A regressão linear dos pontos indica um desvio padrão

de 4,10C. A Figura 3.7 mostra esquematicamente o posicionamento dos

termopares no corpo de prova. A Figura 3.8 mostra a curva de calibração

obtida a partir desse ensaio.

)3(2

33eq nm

R

)1.3(

,3L

Req

)2.3(

53

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

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

controlador está posicionado no canto direito.

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

800 900 1000 1100 1200

800

900

1000

1100

1200

Tem

pera

tura

do term

opar

de a

ferição A

(0C

)

Temperatura indicada no termopar B (0C)

54

3.3.3 Ensaios Realizados

3.3.3.1 Ensaios Isotérmicos e Contínuos até a Fratura

Com esses ensaios foram determinadas as curvas de escoamento

plástico do material em diferentes temperaturas. Os corpos de prova eram

aquecidos até 1150ºC e mantidos nesta temperatura por 10 minutos, sendo em

seguida resfriados com taxa de 1C/s até a temperatura de ensaio e deformados

continuamente até a fratura. O ciclo térmico pode ser visto na Figura 3.9. Esses

ensaios foram realizados a temperaturas na faixa de 1150ºC a 600ºC e taxas de

deformação de 0,3; 0,5 e 1,0 s-1. A Figura 3.10 mostra um resultado típico

desses ensaios.

Figura 3.9 - Ilustração esquemática do ciclo térmico empregado nos ensaios

isotérmicos até a fratura.

Temperatura

de ensaio

Temperatura

de encharque

Te

mp

era

tura

Tempo

55

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

A partir desses experimentos as relações quantitativas entre

temperatura, taxa de deformação e tensão de pico foram determinadas

utilizando-se a equação 3.3 [51].

onde R é a constante universal dos gases; A, n e são constantes

dependentes do material e independentes da temperatura e, Q é a energia de

ativação aparente para a deformação a quente.

Para o cálculo da energia de ativação aparente para a deformação a

quente foi utilizado um método computacional, que é uma variante do método

de Uvira e Jonas [52]. Nesse método o valor de é obtido a partir da

,).senh()(

RT

Qn

eA

3.3

T = 850°C

T = 900°C

T = 950°C

T = 1000°C

Ti = 0,2 s-1

240

200

160

120

80

40

00 1 2 3 4

Deformação verdadeira

Te

nsão v

erd

adeira

(M

pa)

56

substituição na equação 3.3 de valores de e p obtidos experimentalmente

para cada temperatura. Esse método determina valores de n em função de

para todas as temperaturas e taxas de deformação impostas. Observa-se um

pequeno intervalo de valores de , para os quais a constante n independe da

temperatura. O valor adequado de é o que tem menor desvio padrão de n em

toda a faixa de temperatura. A energia de ativação aparente é determinada a

partir do ajuste dos dados experimentais à equação do seno hiperbólico,

plotando-se lnsenh() em função de lnZ [53].

3.3.3.2 Taxa de Encruamento

A partir das curvas de escoamento plástico foi determinada a taxa de

encruamento, , em função da tensão,. A taxa de encruamento é a derivada

da tensão em relação à deformação. A Figura 3.11 mostra uma curva típica.

1

c - Início da recristalização dinâmica

Fim

1000

800

600

400

200

0100 150 200 250 300 350

= (MPa)

Figura 3.11- Gráfico da taxa de encruamento em função da tensão aplicada

[54].

57

3.3.3.3 Ensaios Isotérmicos e Interrompidos com Duas Deformações

Esses ensaios foram realizados a temperaturas próximas às de

transformação de fase com o objetivo de investigar os processos de

amaciamento e/ou de endurecimento que ocorrem após a deformação. Nesse tipo

de experimento, os testes são interrompidos após uma deformação pré-

determinada, mantendo-se a amostra na mesma temperatura por diferentes

intervalos de tempo, e, em seguida, reiniciando-se a deformação. De maneira

similar aos ensaios anteriores, as amostras eram aquecidas até 1150C, mantidas

a esta temperatura por 10 minutos e, resfriadas com taxa de 1C/s até as

temperaturas de ensaio, as quais variaram no intervalo de 750 a 6500C. As duas

deformações eram realizadas em temperaturas iguais, com tempos de espera

entre elas que variaram de 60 a 700 segundos. O ciclo térmico pode ser visto na

Figura 3.12.

Figura 3.12 - Ilustração esquemática do ciclo térmico empregado nos ensaios

isotérmicos com duas etapas de deformação.

20passe1

0passe

Temperatura

de ensaio

Temperatura

de encharque

Te

mp

era

tura

Tempo

58

Para quantificar o amaciamento que ocorre no intervalo entre as duas

deformações utiliza-se o parâmetro de amaciamento (P.A.), que é dado pela

equação:

onde m é a tensão na interrupção, 0 e r são as tensões de início de

escoamento plástico na primeira deformação e na segunda deformação,

respectivamente, como indicado na Figura 3.13. A tensão de início de escoamento

plástico é determinada utilizando-se o método do limite do desvio (“offset”), o qual

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

A análise do endurecimento após a deformação a quente foi feita

definindo-se um parâmetro de endurecimento determinado pela diferença

relativa entre as tensões máximas nas duas deformações, ou seja:

onde 1m e 2

m são os valores máximos da tensão medidos nas primeira e

segunda deformações.

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

1,0

2,0

3,0

Deformação verdadeira

Te

nsão

ve

rda

de

ira

(x10

MN

/m)

22 Mo

900°CHT = 50s

m

m r -

m o - X =

r

E

os

C rbe

o

BD

Figura 3.13 - Curvas de escoamento plástico típicas do ensaio com duas

deformações [55].

,100.(%).0

xAPm

rm

,100(%).1

12

xEPm

mm

4.3

5.3

59

3.3.3.4 Ensaios com Múltiplas Deformações em Resfriamento Contínuo

Com esse tipo de ensaio pode-se investigar os fenômenos induzidos pela

deformação que ocorrem durante o resfriamento e determinar as temperaturas

críticas do processamento termomecânico, tais como a temperatura de não

recristalização (Tnr) e as temperaturas de início e fim da transformação.

Nesses experimentos, as amostras eram aquecidas e mantidas por 10

minutos a 11500C, sendo em seguida resfriadas continuamente com diferentes

taxas de 2s-1, 1s-1, 0,5s-1 e 0,3s-1. Durante a etapa de resfriamento, as amostras

eram deformadas em seqüências de passes com iguais tempos de espera entre

cada deformação. A Figura 3.14 é uma representação esquemática de uma

seqüência de passes típica. A Figura 3.15 apresenta curvas de escoamento

plástico típicas desse tipo de experimento.

Figura 3.14 - Representação esquemática dos ensaios com múltiplas

deformações em resfriamento contínuo.

n0 passe

(n-1)0passe

20passe

10passe

Temperatura

de encharque

Te

mp

era

tura

Tempo

60

0 1 2 3 4 5

Deformação

Tensão

(M

Pa)

0

50

100

150

200

250

300

12

34

5

6

7

8

9

10

11

12 13

14

15

16

Figura 3.15 - Curva típica de um ensaio com múltiplas deformações em

resfriamento contínuo [56].

A partir dos resultados desses experimentos, constrói-se a curva de

tensão média equivalente em função da temperatura. A tensão média

equivalente é determinada a partir do cálculo da área sob a curva de tensão

equivalente em função da deformação equivalente, como pode ser visto na

Figura 3.16. Esta área é determinada pelas equações 3.6 e 3.7. A Figura 3.17

representa uma curva típica de tensão média equivalente versus o inverso da

temperatura em um ensaio com múltiplas deformações em resfriamento

contínuo.

ou

b

ai

iiii

ab

eq )(2

11

1_

6.3

b

a

eqeq

ab

eq d

1_

7.3

61

Figura 3.16 - Curva de tensão equivalente em função da deformação

equivalente.

TM

E (

MP

a)

1000/T(K )-1

Tnr Ar3 Ar1

I II III IV

Figura 3.17 - Curva típica de tensão média equivalente em função do inverso

da temperatura [56].

i+1

i+1

i

i

b

a

TE

NS

ÃO

EQ

UIV

ALE

NT

E

DEFORMAÇÃO EQUIVALENTE

62

3.4 Metalografia

A análise metalográfica dos corpos de prova ensaiados no dilatômetro

foi realizada com o objetivo de se conhecer as microestruturas a diferentes

taxas de resfriamento. Os corpos de prova foram preparados de forma usual:

foram embutidos, lixados e finalmente polidos com alumina de granulometria de

0,3 e 1m.

O ataque químico foi efetuado por meio de uma solução aquosa

contendo 5% de ácido pícrico, e o tempo de ataque variou de 15 segundos a 5

minutos, dependendo da amostra. Para melhor visualização dos contornos de

grão, as amostras sofreram um repolimento brando, com alumina 0,3m,

seguido de ataque químico com a mesma solução química.

63

4 RESULTADOS

4.1 Introdução

Os resultados obtidos neste trabalho podem ser divididos em 4

conjuntos associados aos: ensaios de dilatometria; ensaios de torção

isotérmicos e contínuos; ensaios com múltiplas deformações em resfriamento e

ensaios isotérmicos e contínuos interrompidos com duas deformações.

4.2 Ensaios de Dilatometria

Foram realizados ensaios de dilatometria com as seguintes

características: taxa de aquecimento de 20C/s e temperatura de encharque de

11500C. As taxas de resfriamento impostas foram de 0,2; 0,5; 1; 2; 3; 5; 10 e

300C/s. As Figuras 4.1 a 4.8 apresentam as curvas obtidas nesses ensaios. Os

valores das temperaturas de início e fim da transformação obtidos a partir

desses ensaios podem ser observados na Tabela 4.1. Com esses dados

construíram-se as curvas de início e fim da transformação de fase em função

das taxas de resfriamento, diagrama CCT (“Continuous Cooling

Transformation”), como mostra a Figura 4.9. Vê-se nesta figura que as

temperaturas variam com a taxa de resfriamento; estas variações ocorrem com

a diminuição das temperaturas de início e fim da transformação, conforme a

taxa de resfriamento é aumentada. Também pode-se observar que os

intervalos de temperatura nos quais ocorrem as transformações dependem da

taxa de resfriamento. Para baixas taxas de resfriamento, abaixo de 1,00C/s, a

transformação se completa em intervalos de temperaturas próximos a 1000C.

Para taxas de resfriamento intermediárias (de 30C/s a 100C/s), a transformação

de fase somente se completa com quedas de temperaturas variando de 200 a

3000C. Aumentando-se a taxa de resfriamento (300C/s), a transformação se

completa em intervalos da ordem de 1000C.

64

Para identificar as diferentes transformações indicadas pelo diagrama

CCT, foram realizadas observações microestruturais nas amostras ensaiadas

por dilatometria. Nas taxas de resfriamento de 0,2; 0,5 e 1,00C/s, a análise

metalográfica mostrou uma estrutura final ferrítica-perlítica, como pode ser visto

nas Figuras 4.10 a 4.13. Para as taxas de resfriamento entre 2; 3 e 50C/s

observam-se quedas nas temperaturas de início e de fim da transformação.

Essas quedas são mais pronunciadas para as temperaturas finais de

transformação. A análise metalográfica mostrou o aparecimento gradual de

bainita na microestrutura, como pode ser visto nas Figuras 4.14 a 4.17. O

ensaio realizado com taxa de resfriamento de 100C/s mostra uma

microestrutura mista com a presença de bainita, martensita e ferrita nos

contornos de grãos, como pode ser visto nas Figuras 4.18 e 4.19. O ensaio

realizado com taxa de resfriamento de 300C/s mostra uma estrutura

martensítica com ferrita residual nos contornos de grãos como pode ser visto

nas Figuras 4.20 e 4.21.

Assim pode-se observar que para baixas taxas de resfriamento, a

microestrutura formada é ferrítica-perlítica. A maioria das aplicações industriais

de aços médio carbono são associadas a estruturas ferríticas-perlíticas [57,58].

Nesse trabalho, utilizou-se baixas taxas de resfriamento, de 10C/s e inferiores,

as quais proporcionam essa microestrutura para o aço em estudo.

65


ensaio de dilatometria com taxa de resfriamento de 0,20C/s.



66





67





68


ensaio de dilatometria com taxa de resfriamento de 100C/s.


ensaio de dilatometria com taxa de resfriamento de 300C/s.

69

Figura 4.9 - Temperatura de transformação Ar3, Ar1, Ms e Mf em função da taxa

de resfriamento.

200

300

400

500

600

700

800

900

1000

1100

1200

10 100 1000

Mf

Ms

Ar1

Ar3

Tempo (s)

Te

mp

era

tura

(0C

)

70

Figura 4.10 - Microestrutura do aço microligado obtido na amostra ensaiada

com taxa de resfriamento de 0,50C/s.



Perlita

Perlita

Ferrita

Ferrita

71





Ferrita

Perlita

Perlita

72





Bainita

Ferrita

Ferrita

Bainita

Perlita

Perlita

73





Bainita

Ferrita

Perlita

Bainita

Ferrita

Perlita

74





Ferrita

Martensita

Ferrita

Martensita

75





Ferrita

Martensita

Ferrita

Martensita

76

Tabela 4.1 - Valores das temperaturas de início da decomposição da austenita

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

final de transformação martensítica (Mf).

Taxa de

resfriamento

(o C/s)

Ar3 (o C) Ar1 (

o C) Ms ( o C) Mf ( o C)

0,2

728,3

638,2

-

-

0,5

722,5

610,2

-

-

1,0

705,0

600,3

-

-

2,0

669,5

510,3

-

-

3,0

660,5

436,7

-

-

5,0

670,6

410,4

-

-

10,0

600,4

370,3

330,1

200,7

30,0

-

-

340,8

204,0

77

4.3 Ensaios de Torção Isotérmicos e Contínuos

Para determinar o comportamento mecânico a quente do aço foram

realizados ensaios isotérmicos de torção. A temperatura de encharque utilizada

foi de 11500C por um tempo de 10 minutos. Após o reaquecimento, os corpos

de prova eram resfriados até a temperatura de ensaio com uma taxa de

resfriamento de 10C/s. Os ensaios foram realizados em uma faixa de

temperatura de 11000C a 6000C com taxa de deformação de 0,3; 0,5 e 1s-1.

4.3.1 Curvas de Escoamento Plástico

As curvas de escoamento plástico obtidas nos ensaios foram agrupadas

em três conjuntos, de acordo com a taxa de deformação utilizada. Esses

conjuntos podem ser vistos nas Figuras 4.22 a 4.24. Vê-se, nestas figuras, que

a forma das curvas de escoamento plástico são alteradas conforme a

temperatura de ensaio decresce, podendo ser separadas em dois conjuntos

distintos: (i) curvas típicas de materiais que recristalizam dinamicamente, em

altas temperaturas e, (ii) curvas com uma forma peculiar, em baixas

temperaturas. O primeiro grupo de curvas pode ser visto nas Figuras 4.25 (a-c),

as quais apresentam curvas de tensão equivalente em função da deformação

equivalente, para temperaturas variando de 11000C a 7000C. Estes ensaios

foram conduzidos na região da austenita. Nestas curvas, inicialmente, a tensão

de escoamento plástico aumenta com a deformação até um valor máximo,

sendo que em seguida há uma diminuição da tensão até um estado

estacionário.

O segundo grupo de ensaios contínuos mostrado na Figura 4.26 (a-c)

apresenta curvas para ensaios realizados com temperaturas variando entre

6500C a 6000C. Neste grupo de ensaios, pode-se observar que as curvas têm

características heterogêneas. As curvas obtidas a 6250C e 6000C apresentam

uma forma particular, podendo ser divididas em duas regiões: a primeira é

caracterizada por um endurecimento brusco em um curto período de

deformação, apresentando, assim, uma alta taxa de endurecimento até atingir

78

um pico de tensão. A segunda região é caracterizada por uma diminuição

contínua na tensão, sendo esta uma região de amaciamento dinâmico sem a

presença do estado estacionário.

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

A partir das curvas de escoamento plástico, obtidas experimentalmente,

foi organizada a Tabela 4.2, que mostra parâmetros, tais como, a tensão de

pico (p), a deformação de pico (p) e a tensão de estado estacionário (ss).

Com esses dados foram construídos gráficos da tensão de pico em função do

inverso da temperatura e da deformação de pico em função da temperatura,

com o objetivo de identificar os fenômenos que ocorrem durante a deformação

a quente. A Figura 4.27 mostra a variação da tensão de pico em função do

inverso da temperatura absoluta (K). Pode-se observar que há uma acentuada

diferença no comportamento entre os ensaios realizados em altas e baixas

temperaturas. O aumento da tensão é significativamente maior nas

temperaturas inferiores a 7000C. A Figura 4.28 apresenta a variação da

deformação de pico em função da temperatura de ensaio. Nesse caso, a

diferença de comportamento é marcante, podendo-se observar que até 7000C

a deformação de pico aumenta com a diminuição da temperatura, em seguida,

há uma diminuição rápida da deformação de pico com a temperatura e,

finalmente, volta a aumentar a 6000C.

4.3.3 Variação da Taxa de Encruamento com a Temperatura

Foram determinadas as variações da taxa de encruamento em função

da tensão aplicada para os ensaios realizados com taxa de deformação de 1s-1

com o objetivo de observar o comportamento do aço nas várias temperaturas

de ensaio. Estas curvas estão representadas na Figura 4.29. Pode-se observar

dois comportamentos distintos: (i) em temperaturas elevadas, o aço apresenta

79

a curva característica de materiais que recristalizam dinamicamente, com o

aparecimento de duas regiões separadas por um ponto de inflexão. Essa

inflexão representa a deformação crítica para o início da recristalização

dinâmica e, (ii) a 6500C, a inflexão é tênue, sendo inexistente nas curvas

obtidas nos ensaios realizados a 6250C e 6000C.

4.3.4 Cálculo da Energia de Ativação Aparente

Os dados referentes aos ensaios isotérmicos contínuos foram

analisados de acordo com a equação constitutiva do seno hiperbólico, equação

3.3. A energia de ativação aparente foi calculada para duas faixas de

temperatura: uma acima da transformação austenita-ferrita, compreendendo a

fase austenítica, e outra que compreende a região de transformação. O valor

calculado da energia de ativação para a região da austenita foi de 332 kJ /mol,

com =0,012 e n=4,88, enquanto que para a região de transformação

austenita-ferrita foi de 593 kJ /mol, com =0,012 e n=7,9. A relação entre a

tensão de pico, a taxa de deformação e a temperatura foi ajustada conforme a

equação do seno hiperbólico, cujos dados estão na Tabela 4.3, para a região

austenítica e, na Tabela 4.4, para a região de transformação austenita-ferrita. O

ajuste dos dados à equação pode ser visto na Figura 4.30.

80


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

11000C a 6000C.

0.0 0.5 1.0 1.5 2.0

0

100

200

300

400

500

11000C

10000C

9000C

6500C

8000c

7500C

7000C

6000C

6250C

Tensão E

quiv

ale

nte

(M

Pa)

Deformação Equivalente

81


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

11000C a 6000C.

0.0 0.5 1.0 1.5 2.0

0

100

200

300

400

500

8000C

9000C

10000C

11000C

7500C

6500C

7000C

625oC

600 oC

Tensão E

quiv

ale

nte

(M

Pa)


82


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

11000C a 6000C.

0.0 0.5 1.0 1.5 2.0

0

100

200

300

400

500

11000C

10000C

9000C

8000C

7500C

7000C

6500C

6000C

6250C

Tensão E

quiv

ale

nte

(M

Pa)


83


obtidas em ensaios realizados com taxas de deformação de 0,3s-1(a), 0,5s-1(b)

e 1s-1(c) e temperaturas de 11000C, 10000C, 9000C, 8000C, 7500C e 7000C.

0.0 0.5 1.0 1.5 2.0

0

100

200

300

.

(a)

7000C

7500C

8000C

9000C

10000C

11000C

=0,3s-1

Tensão E

quiv

ale

nte

(M

Pa)


0.0 0.5 1.0 1.5 2.0

0

100

200

300.

(b)

8000C

9000C

10000C

11000C

7500C

7000C

=0,5s-1

Ten

são

Equ

ivale

nte

(M

Pa

)


0.0 0.5 1.0 1.5 2.0

0

100

200

300

(c)

=1s-1

11000C

10000C

9000C

8000C

7500C

7000C

Tensão E

quiv

ale

nte

(M

Pa)


84

Figuras 4.26 - Curvas de tensão equivalente em função da deformação

equivalente obtidas em ensaios realizados com taxas de deformação de 0,3s-1

(a), 0,5s-1 (b) e 1s-1 (c) e temperaturas de 6500C, 6250C e 6000C.

0.0 0.5 1.0 1.5 2.0

0

100

200

300

400

500

(a)

6500C

6250C

6000C

0,3s-1

Tensão E

quiv

ale

nte

(M

Pa)


0.0 0.5 1.0 1.5 2.0

0

100

200

300

400

500

(b)

6250C

6500C

6000C 0,5s

-1

Tensão E

quiv

ale

nte

(M

Pa)


0.0 0.5 1.0 1.5 2.0

0

100

200

300

400

500

(c)

6500C

6250C

6000C 1s

-1

Tensã

o E

quiv

ale

nte

(M

Pa)


85

Tabela 4.2 - Dados obtidos nos ensaios contínuos e isotérmicos.

T (0C) (s-1 ) p p (MPa) ss (MPa)

0,3 0,10 435 -

600 0,5 0,08 478 -

1,0 0,11 493 -

0,3 0,13 427 -

625 0,5 0,09 435 -

1,0 0,07 445 -

0,3 0,36 296 -

650 0,5 0,36 303 -

1,0 0,36 298 -

0,3 0,50 244 -

700 0,5 0,53 248 -

1,0 0,56 250 -

0,3 0,57 216 -

750 0,5 0,58 224 -

1,0 0,58 220 -

0,3 0,70 183 162,0

800 0,5 0,74 191 160,4

1,0 0,81 201 171,3

0,3 0,55 121, 110,1

900 0,5 0,58 144 125,1

1,0 0,62 147 133.8

0,3 0,42 89 81,05

1000 0,5 0,43 106 98,2

1,0 0,52 115 105,7

0,3 0,31 66 63,8

1100 0,5 0,34 69 60,8

1,0 0,37 74 66,3

86

Figura 4.27 - Variação da tensão de pico em função do inverso da temperatura

absoluta.

Figura 4.28 - Variação da deformação de pico em função da temperatura de

ensaio.

0.7 0.8 0.9 1.0 1.1 1.2

50

100

150

200

250

300

350

400

450

500

550

1,0s-1

0,5s-1

0,3s-1

11000C

10000C

9000C

8000C

7500C

7000C

6500C

6250C

6000C

Te

nsã

o d

e P

ico

(M

Pa

)

1000/T(K-1)

400 500 600 700 800 900 1000 1100 1200

0.0

0.1

0.2

0.3

0.4

0.5

0.6

0.7

0.8

1,0S-1

0,5S-1

0,3S-1

Def

orm

ação

de

Pic

o

Temperatura (0C)

87

Figura 4.29 - Variação da taxa de encruamento () em função da tensão

aplicada para ensaios realizados com taxa de deformação de 1s-1.

Tabela 4.3 - Valores obtidos na equação do seno hiperbólico para ensaios

realizados abaixo da temperatura de transformação.

Temperatura (0C) (s-1) ln Zener ln (senh )

0,3 76,55 4,52

600 0,5 77,06 5,04

1,0 77,75 5,22

0,3 74,38 4,43

625 0,5 74,89 4,52

1,0 75,59 4,64

0,3 72,33 2,85

650 0,5 72,84 2,94

1,0 73,54 2,91

88

Tabela 4.4 - Valores obtidos na equação do seno hiperbólico para ensaios

realizados acima da temperatura de transformação.

Temperatura (0C) (s-1) ln Zener ln (senh )

0,3 37,85 2,23

700 0,5 38,36 2,28

1,0 39,05 2,33

0,3 35,95 1,89

750 0,5 36,45 1,99

1,0 37,14 1,94

0,3 34,21 1,49

800 0,5 34,72 1,58

1,0 35,41 1,71

0,3 31,19 0,70

900 0,5 31,70 1,00

1,0 32,39 1,04

0,3 28,64 0,24

1000 0,5 29,10 0,49

1,0 29,85 0,62

0,3 26,47 -0,13

1100 0,5 26,98 -0,07

1,0 27,67 -0,01

89

Figura 4.30 - Ajuste dos dados à equação do seno hiperbólico.

4.4. Ensaios com Múltiplos Passes em Resfriamento

Nesses experimentos, as amostras eram aquecidas e mantidas por 10

minutos a 11500C, sendo em seguida resfriadas continuamente com taxa de

10C/s ou 0,20C/s. Durante a etapa de resfriamento as amostras foram

deformadas com seqüências de passes, com deformação de 15% e, taxas de

deformação de 2,0; 1,0; 0,5 e 0,3s-1. Foram realizados dois conjuntos de

experimentos: (i) com seqüências contínuas de passes com tempos de espera

iguais a 30 segundos entre todas as deformações e, (ii) intercalando longos

tempos de espera entre seqüências curtas de deformações, com tempo entre

passes de 30 segundos.

As Figuras 4.31 a 4.35 mostram os resultados obtidos nos experimentos

realizados com seqüências contínuas de deformações em resfriamento. A

Tabela 4.5 mostra os valores medidos para as temperaturas críticas de

processamento, Tnr e Ar3. Vê-se nesta tabela que a Tnr aumenta conforme a

20 30 40 50 60 70 80

0

1

2

3

4

5

6

593kJ/mol

332kJ/mol =0,3s-1

=0,5s-1

=1,0s-1

ln (

se

nh

)

ln Zener

90

taxa de deformação é diminuída e, decresce conforme o tempo de espera entre

passes é aumentado de 30 para 150 segundos.

Tabela 4.5 - Valores da Tnr e Ar3 medidos nas curvas de escoamento

mostradas nas Figuras 4.31 a 4.35.

Figura Tnr (0C) Ar3 (0C)

4.31 850 707

4.32 860 708

4.33 870 717

4.34 876 727

4.35 838 717

As curvas de escoamento plástico obtidas nos ensaios realizados em

resfriamento, com seqüência de passes intercalados com longos tempos de

espera, estão mostradas nas Figuras 4.36 a 4.41. Para facilitar a análise

desses experimentos, juntamente com os pontos experimentais foram traçadas

as curvas obtidas no ensaio realizado com seqüência contínua, as quais são

mostradas na Figura 4.31. Vê-se nestas figuras (Figuras 4.36 a 4.41) que as

inclinações das curvas são alternadas conforme as condições experimentais

são alteradas.

91


em função da temperatura (b) obtidas em ensaios realizados em resfriamento

com seqüência contínua de passes, com taxa de deformação igual a 2s-1 e taxa

de resfriamento igual a 10C/s.

0.0 0.5 1.0 1.5 2.0 2.5 3.0

0

50

100

150

200

250

300

350

400

450

500

550

(a)

Tensão E

quiv

ale

nte

(M

Pa)


92


em função da temperatura (b), obtidas em ensaios realizados em resfriamento

com seqüência contínua de passes, taxa de deformação igual a 1s-1 e taxa de

resfriamento igual a 10C/s.

0.0 0.5 1.0 1.5 2.0 2.5 3.0 3.5

0

50

100

150

200

250

300

350

400

450

500

550

(a)

Ten

são

Equ

ivale

nte

(M

Pa

)


0.6 0.7 0.8 0.9 1.0 1.1 1.2

0

50

100

150

200

250

300

350

400

450

500

550

(b)

=2s-1

t=30s

=15%

Temperatura (0C)

6367278389771150

Ar3=708

0C

Tnr=8600C

Te

nsã

o M

édia

Eq

uiv

ale

nte

(M

Pa

)

1000/T (K-1)

93



com seqüência contínua de passes, taxa de deformação igual a 0,5s-1 e taxa


0.0 0.5 1.0 1.5 2.0 2.5 3.0

0

50

100

150

200

250

300

350

400

450

500

550

(a)

tensã

o E

quiv

ale

nte

(M

Pa

)


0.6 0.7 0.8 0.9 1.0 1.1 1.2

0

50

100

150

200

250

300

350

400

450

500

550

(b)

=0,5s-1

=30s

=15%

Ar3=717

0C

Tnr=8700C

Temperatura (0C)

6367278389771150

Te

nsã

o M

ed

ia E

qu

iva

len

te (

MP

a)

1000/T (K-1)

94





0.0 0.5 1.0 1.5 2.0 2.5 3.0 3.5

0

50

100

150

200

250

300

350

400

450

500

550

(a)

Tensão E

quiv

ale

nte

(M

Pa)


0.6 0.7 0.8 0.9 1.0 1.1 1.2

0

50

100

150

200

250

300

350

400

450

500

550

(b)

=0,3s-1

t=30s

=15%

Temperatura (0C)

6367278389771150

Ar3=727

0C

Tnr=8760C

Tensão M

édia

Equiv

ale

nte

(MP

a)

1000/T (K-1)

95




de resfriamento igual a 0,20C/s.

0 100 200 300 400 500

0

50

100

150

200

250

300

350

400

450

500

550

(a)

Te

nsã

o E

qu

iva

len

te(M

Pa

)


0.6 0.7 0.8 0.9 1.0 1.1 1.2

0

50

100

150

200

250

300

350

400

450

500

550

=0,3s-1

t=150s

=15%

(b)

Temperatura (0C)

6367278389771150

Ar3=717

0C

Tnr=8380C

Te

nsã

o E

qu

iva

len

te (

MP

a)

1000/T (K-1)

96



com curtas seqüências de passes, intercaladas com tempos de espera de 170

segundos após a 2s deformação e de 100 segundos após a 4a deformação.

0.0 0.2 0.4 0.6 0.8 1.0 1.2

50

100

150

200

250

300

(a)

Tensão E

quiv

ale

nte

(MP

a)

Deformação Eqivalente

0.6 0.7 0.8 0.9 1.0 1.1 1.2

0

50

100

150

200

250

300

350

400

450

500

550

(b)

636727838,19771150

Temperatura (0C)

Tensão M

édia

Eq

uiv

ale

nte

(M

Pa)

1000/T (K-1)

97



com curtas seqüências de passes, intercaladas com tempos de espera de 150

segundos após a 4a deformação e de 100 segundos após a 7a deformação.

0.0 0.5 1.0 1.5 2.0

0

50

100

150

200

250

300

350

400

(a)

Ten

são

E

quiv

ale

nte

(M

Pa)


0.6 0.7 0.8 0.9 1.0 1.1 1.2

0

50

100

150

200

250

300

350

400

450

500

550

(b)

6367278369771150

Te

nsã

o M

éd

ia E

qu

iva

len

te(M

Pa

)

1000/T (K-1)

98



com curtas seqüências de passes, intercaladas com tempo de espera de 180

segundos após a 3a deformação e de 100 segundos após a 6a deformação.

0.0 0.2 0.4 0.6 0.8 1.0 1.2 1.4

0

50

100

150

200

250

300

350

(a)

Ten

são

Equiv

ale

nte

(MP

a)


0.6 0.7 0.8 0.9 1.0 1.1 1.2

0

50

100

150

200

250

300

350

400

450

500

550

(b)

Temperatura (0C)

6367278389771150

Tensão M

édia

Equiv

ale

nte

(M

Pa)

1000/T (K-1)

99



com curtas seqüências de passes intercaladas com tempo de espera de 300

segundos após a 4a deformação.

0.0 0.2 0.4 0.6 0.8 1.0 1.2

50

100

150

200

250

300

350

400

450

(a)

Tensão E

quiv

ale

nte

(M

Pa)


0.6 0.7 0.8 0.9 1.0 1.1 1.2

0

50

100

150

200

250

300

350

400

450

500

550

(b)

Temperatura (0C)

6367278389771150

Tensão M

édia

equiv

ale

nte

(M

Pa)

1000/T (K-1)

100



com encharque a 11500C e início da seqüência de deformações a 8500C.

0.0 0.5 1.0 1.5 2.0

0

50

100

150

200

250

300

350

400

450

500

(a)

Ten

são

Equiv

ale

nte

(M

Pa)


0.6 0.7 0.8 0.9 1.0 1.1 1.2

0

50

100

150

200

250

300

350

400

450

500

550

(b)

=2s-1

t=30s

=15%

Temperatura (0C)

6367278389771150

Tensão E

quiv

ale

nte

(M

Pa)

1000/T (K-1)

101

Figura 4.41- Curvas de escoamento plástico (a) e da tensão média equivalente


com encharque a 11500C e início da seqüência de deformação a 8000C.

0.0 0.5 1.0 1.5

0

50

100

150

200

250

300

350

400

450

(a)

Te

nsã

o E

qu

iva

len

te (

MP

a)


0.6 0.7 0.8 0.9 1.0 1.1 1.2

0

50

100

150

200

250

300

350

400

450

500

550

=2s-1

t=30s

=15%

(b)

Temperatura (0C)

6367278389771150

Tensão M

édia

Eq

uiv

ale

nte

(MP

a)

1000/T (K-1)

102

4.5 Ensaios Isotérmicos Interrompidos com duas Deformações

Para investigar os mecanismos de endurecimento e de amaciamento

que atuam após a deformação a quente na região de transformação de fase,

foram realizados ensaios isotérmicos interrompidos com duas deformações.

Nesses ensaios, as amostras eram aquecidas por 10 minutos a 11500C e

resfriadas continuamente a 10C/s até temperaturas na faixa de 7500C a 6400C,

onde eram deformadas.

As Figuras 4.42 a 4.45 mostram curvas de escoamento plástico obtidas

com ensaios realizados a 7500C, 7000C e 6500C, com tempos de espera entre

deformações de 60, 300, 500 e 700 segundos. Observa-se nestas figuras que,

a 7500C, para grandes tempos de espera entre passes, têm-se amaciamentos

significativos após a deformação a quente, enquanto que a temperaturas

menores predomina o endurecimento. Para quantificar a fração de

amaciamento entre deformações calculou-se o parâmetro de amaciamento

como descrito na equação 3.4 do capítulo 3. A Tabela 4.6 mostra os valores

obtidos.

Tabela 4.6 - Valores do parâmetro de amaciamento P.A.(%), calculados para

as curvas de escoamento plástico mostradas nas Figuras 4.42 a 4.45.

Tempo (s)

Temperatura 60 300 500 700

7500C 14 27 30 26

7000C 4 15,4 16 14,5

6500C 0 0 0 0

103

Para quantificar a fração de amaciamento entre deformações calculou-se o

parâmetro de endurecimento como descrito na equação 3.5 do capítulo 3. A

Tabela 4.7 mostra os valores calculados para os ensaios descritos nas Figuras

4.42 a 4.45. Pode-se observar a partir desta tabela, que os valores do parâmetro

de endurecimento aumentam significativamente conforme a temperatura de

deformação é diminuída.

Tabela 4.7 - Valores do parâmetro de endurecimento, P.E.(%), calculados para as

curvas de escoamento plástico mostradas nas Figuras 4.42 a 4.45.

Tempo (s)

Temperatura 60 300 500 700

7500C 8 6,5 8,5 12,5

7000C 9,5 3,0 4,2 5,3

6500C 8 18,6 18,3 19,2

Para investigar o aumento do parâmetro de endurecimento com o

decréscimo da temperatura de ensaio, foram realizados ensaios com

temperaturas no intervalo de 700 a 6400C e tempo de espera de 300 segundos,

como mostrado na Figura 4.46. Vê-se nesta figura, que, a 6400C e tempo de

espera de 300 segundos, a curva tem uma forma similar a dos ensaios realizados

em baixas temperaturas (ver item 4.2), a 6800C e 7000C, a curva tem uma forma

similar a dos ensaios realizados em temperaturas maiores (ver item 4.2), enquanto

que a 6600C, a curva assume os dois tipos de forma encontrados. Esta alteração

na forma das curvas de escoamento plástico torna-se mais clara nos resultados

dos ensaios mostrados na Figura 4.47.

104

Figura 4.42 - Ensaios isotérmicos com duas deformações realizados a 7500 C

(a), 7000C (b) e 6500C (c) com tempo de espera entre deformações de 60

segundos e taxa de deformação de 1s-1.

0.0 0.5 1.0 1.5 2.0

0

100

200

300

400

500

(C)

6500C


Te

nsã

o E

qu

iva

len

te (

MP

a)

0

100

200

300

400

500

(b)

7000C

Tensão E

quiv

ale

nte

(M

Pa)

0

100

200

300

400

500

(a)

7500C

Tensão E

quiv

ale

nte

(M

Pa)

105

Figura 4.43 - Ensaios isotérmicos com duas deformações realizados a 7500C



0

100

200

300

400

500

(a)

7500C

Tensã

o E

quiv

ale

nte

(M

Pa)

0

100

200

300

400

500

7000C

(b)Tensã

o E

quiv

ale

nte

(M

Pa)

0.0 0.5 1.0 1.5 2.0

0

100

200

300

400

500

(c)

6500C

Te

nsão

Eq

uiv

ale

nte

(M

Pa)


106




0

100

200

300

400

500

7500C

(a)Tensão E

quiv

ale

nte

(M

Pa)

0

100

200

300

400

500

7000C

(b)Te

nsã

o E

quiv

ale

nte

(M

Pa

)

0.0 0.5 1.0 1.5 2.0

0

100

200

300

400

500

(c)

6500C


s2, ( Ds = s2 -s1),

Te

nsã

o E

qu

iva

len

te (

MP

a)

107




0

100

200

300

400

500

(a)

7500C

Tensão E

quiv

ale

nte

(M

Pa)

0

100

200

300

400

500

(b)

7000C

Tensão E

quiv

ale

nte

(M

Pa)

0.0 0.5 1.0 1.5 2.0

0

100

200

300

400

(c)

6500C

Tensão E

quiv

ale

nte

(M

Pa)


108


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

de 300 segundos e taxa de deformação de 0,3s-1.

0.0 0.5 1.0 1.5 2.0

0

100

200

300

400

500

7000C


(d)

Tensão E

quiv

ale

nte

(M

Pa

)0.0 0.5 1.0 1.5 2.0

0

100

200

300

400


(a)

6400C

Tensão E

quiv

ale

nte

(M

Pa)

0.0 0.5 1.0 1.5 2.0

0

100

200

300

400

500


(b)

6600C

Tensã

o E

quiv

ale

nte

(MP

a)

0.0 0.5 1.0 1.5 2.0

0

100

200

300

400

500

6800C

(c)


Tensão E

quiv

ale

nte

(M

Pa)

109


(a) e 6500C (b) com tempo de espera entre deformações de 300 segundos e

taxas de deformação de 1s-1.

0

100

200

300

400

500

(a)

6400C

Tensã

o e

quiv

ale

nte

(M

Pa)

0.0 0.5 1.0 1.5 2.0

0

100

200

300

400

500

(b)

6500C

Tensão e

quiv

ale

nte

(M

Pa)


110

5 - DISCUSSÃO

5.1 – Introdução

As mudanças microestruturais que ocorrem durante o processamento

termomecânico são determinadas a partir do conhecimento de parâmetros,

tais como, a temperatura de solubilização, a quantidade de deformação, a

taxa de deformação e o intervalo de tempo entre passes. Estas mudanças

são ainda determinadas pelas temperaturas críticas, a saber, a temperatura

de não recristalização, Tnr, e as temperaturas de transformação de fase,

Ar3 e Ar1. Os fenômenos que atuam durante o processamento

termomecânico são o encruamento, o amaciamento, a precipitação e a

mudança de fase. O amaciamento tem um caráter competitivo em relação à

precipitação, sendo assim, dependendo das condições de deformação, um

terá supremacia sobre o outro. A mudança de fase também é influenciada

pelo processamento termomecânico. Desta forma, o estudo do

comportamento mecânico, em condições similares às do processamento

industrial, deve levar em consideração estes parâmetros e fenômenos para

maximizar o potencial de utilização destes aços. Particularmente, em

relação ao aço utilizado neste estudo, o qual é largamente empregado na

fabricação de produtos forjados para a indústria automobilística, a

microestrutura final almejada é uma combinação de ferrita e perlita

endurecidas por precipitados finos de vanádio [59,60].

O conhecimento prévio do comportamento microestrutural do aço em

estudo foi realizado em ensaios de dilatometria. A análise do diagrama

CCT, em conjunto com as microestruturas resultantes, mostrou que, para

taxas de resfriamento igual ou inferiores a 1oC/s, ocorre a formação de

estruturas ferríticas-perlíticas, como pode ser observado nas Figuras 4.10 a

4.13. Com taxas de resfriamento igual ou superiores a 2oC/s e inferiores a

5oC/s tem-se a presença de bainita, ver Figuras 4.14 a 4.17. Taxas de

resfriamento superiores a estas mostram a formação de microestruturas

martensíticas (Figuras 4.18 a 4.21). Os ensaios de microdureza realizados

111

corroboram estes resultados, mostrando que a dureza aumenta na medida

em que a taxa de resfriamento é aumentada. Para a taxa de resfriamento

de 0,2oC/s, por exemplo, cuja microestrutura é tipicamente ferrítica-perlítica,

obteve-se uma microdureza HV(10) = 280,1, enquanto que para taxas

superiores, por exemplo, de 30oC/s, cuja microestrutura é martensítica,

obteve-se uma microdureza HV(10) = 467. Estes resultados encontram-se

de acordo com dados da literatura [45], para aços com composições

químicas próximas.

A partir desta análise e, considerando-se que a microestrutura final

almejada neste trabalho é ferrítica-perlítica, utilizou-se a taxa de

resfriamento de 1oC/s, a qual está dentro da faixa praticada na indústria de

forjamento.

A obtenção de uma microestrutura ferrítica-perlítica fina depende do

condicionamento inicial dada à austenita. A austenita deve fornecer sítios

de nucleação para os grãos de ferrita e de cementita e, para isto, é

necessário que a fase austenítica tenha uma microestrutura com alto valor

de Sv. Além disto, uma grande quantidade de elementos microligantes deve

estar em solução na austenita, pois a precipitação que ocorre durante o

processamento termomecânico atua como refinadora de grãos ou promove

o endurecimento da microestrutura final. Aplicando-se as equações que

determinam os produtos de solubilidade do nitreto e dos carbonetos de

vanádio na austenita, apresentadas nas Tabelas 2.1 e 2.2, obtém-se que a

1065oC todo vanádio está em solução no aço em estudo. A literatura

mostra, ver Figura 2.3, que os precipitados não mais ancoram os contornos

de grão austeníticos, nas condições impostas neste trabalho durante o

reaquecimento (1150oC por 10 minutos), para um aço similar ao que está

sendo estudado, e que os grãos austeníticos têm tamanho médio próximo a

100m.

Assim, pelo exposto, entende-se que em todos os ensaios

realizados a microestrutura ao final do reaquecimento era composta de

grãos austeníticos com tamanho médio de 100m e apresentava todo o

vanádio em solução sólida. Durante as etapas de deformação e/ou

112

resfriamento, tem-se a formação de precipitados, dependendo das

condições experimentais impostas. E, ao final dos experimentos,

independente das seqüências de deformações impostas, têm-se

microestruturas ferríticas-perlíticas.

5.2 Ensaios Isotérmicos até a Fratura

Inicialmente, tendo-se em mente que nos ensaios contínuos as amostras

eram aquecidas a 11500C e resfriadas continuamente até a temperatura de

deformação, com taxa de resfriamento de 10C/s, pode-se esperar que não

ocorre a formação de precipitados durante o resfriamento, pelo menos até a

temperatura de transformação (ver Figura 2.7). Assim, microestruturas

resultantes do resfriamento contínuo de grãos austeníticos, com tamanho

médio de 100m, são deformadas em diferentes temperaturas.

Os conjuntos de curvas de escoamento plástico mostrados nas Figuras

4.22 a 4.24 indicam que o comportamento mecânico desse aço é sensível a

variações na taxa de deformação e varia significativamente em função da

temperatura de deformação. Em temperaturas elevadas, na região da

austenita, o material recristaliza-se dinamicamente, apresentando curvas com

forma típica deste fenômeno. Em baixas temperaturas, 6500 – 6000C, a curva

de escoamento plástico caracteriza-se por apresentar um aumento rápido da

tensão até atingir um pico, seguido de um amaciamento acentuado até o

rompimento dos corpos de prova.

Um melhor entendimento dos fenômenos que levam às variações na

forma das curvas de escoamento plástico pode ser alcançado analisando-se os

parâmetros característicos destas curvas. Na Figura 4.27, observa-se que a

tensão de pico aumenta conforme a temperatura de deformação é diminuída.

Entretanto, este aumento é mais significativo em temperaturas inferiores a

7000C, indicando uma alteração no comportamento mecânico desse aço. Esta

alteração de comportamento torna-se mais clara quando se observa a variação

da deformação de pico com a temperatura, ver Figura 4.28. A deformação de

113

pico aumenta continuamente com a queda da temperatura até 7000C, mas

decresce bruscamente a partir desta temperatura. A análise da evolução da

taxa de encruamento em função da tensão aplicada em cada ensaio, ver Figura

4.19, mostra que em altas temperaturas a curva versus apresenta pontos

de inflexão, indicando o início da recristalização dinâmica. A baixas

temperaturas, as curvas apresentam uma queda contínua com o aumento da

tensão aplicada, sugerindo que o processo de amaciamento atuante até o pico

de tensões é a recuperação dinâmica.

O cálculo da energia de ativação aparente para a deformação a quente,

ver Figura 4.30, confirma que há diferenças significativas no comportamento

mecânico desse aço. Em altas temperaturas, entre 11000C e 7000C, o valor da

energia de ativação calculada foi de 332kJ/mol e para temperaturas menores

que 7000C foi de 593kJ/mol. A literatura mostra que a energia de ativação

aparente para a deformação a quente de aços carbono e aços microligados na

região austenítica assume valores entre 300 e 400 kJ/mol, dependendo da

composição química [61]. O valor igual a 332kJ/mol, determinado para altas

temperaturas, indica que o processo de deformação foi realizado dentro do

campo austenítico. O aumento brusco da energia de ativação, na medida em

que a temperatura é decrescida abaixo de 7000C, pode ser correlacionado com

a deformação na região bifásica [62,63]. De forma similar, o aumento na

resistência do material é atribuído à formação de perlita. A perlita é formada de

ferrita e carboneto de ferro, tendo assim, uma elevada resistência mecânica e

uma baixa ductilidade. A sua formação é responsável pelo aumento rápido da

resistência mecânica e pela diminuição da deformação de pico observada em

temperatura menores.

Na Tabela 4.2, pode-se observar que a tensão de pico aumenta de

74MPa para 250MPa na medida em que a temperatura de deformação é

decrescida de 11000C para 7000C, em amostras ensaiadas com taxa de

deformação de 10C/s. Este aumento corresponde a uma razão de -0,44MPa/0C,

enquanto que na faixa de temperatura entre 6500C e 6000C, a tensão aumenta

de 298MPa para 493MPa, na medida em que a temperatura é decrescida,

correspondendo a uma razão de -3,9MPa/0C. Além deste aumento abrupto na

114

tensão de escoamento conforme o aço é deformado na região bifásica, pode-

se ver nas Figuras 4.22 a 4.24 que a transição de fase leva a uma queda

significativa na quantidade de deformação que o material suporta antes de

fraturar, dificultando enormemente o processo de conformação plástica desse

aço nesta região.

Assim, por exemplo, tomemos o recalcamento de um cilindro desse aço

realizado por uma máquina de forjamento. A força que a máquina deve fazer

para deformar o material é dada por [64]:

onde y é a tensão média de escoamento plástico, é o aumento de atrito, D é

o diâmetro do cilindro e, h é a altura do cilindro. Considerando-se geometrias e

condições de lubrificação iguais, a razão entre os esforços que a máquina deve

fazer para deformar o material em 11000C e em 6000C é dada por 493/74, ou

seja, a máquina deve realizar um trabalho 6,6 vezes maior quando deforma a

6000C.

Um outro aspecto relevante com relação ao aumento da tensão com a

queda da temperatura é que, na região austenítica, a tensão aumenta

continuamente com o inverso da temperatura, ver Figura 4.27, indicando que

não ocorre a precipitação durante o resfriamento, como sugerido no início

desta seção.

5.3 Ensaios com Múltiplos Passes em Resfriamento

Apesar dos ensaios anteriores darem boas indicações do

comportamento mecânico do aço em estudo, não nos permitem conhecer as

temperaturas de não recristalização e de transição de fases. Com este objetivo,

foram realizados ensaios com múltiplos passes em resfriamento. Pode-se

observar nas Figuras 4.31 a 4.33 que a inclinação da curva de tensão média

]3

.1[

h

DyP

1.5

115

equivalente em função do inverso da temperatura varia conforme a temperatura

de deformação é decrescida. No campo austenítico, as curvas assumem duas

inclinações distintas. Na primeira região, que corresponde à deformação em

altas temperaturas, ocorre a recristalização total nos intervalos entre passes,

não havendo acúmulo de deformação de um passe para o seguinte. Na

segunda região, que corresponde à deformação abaixo da temperatura de não

recristalização, tem-se apenas a recristalização parcial nos intervalos entre

passes, havendo acúmulo de deformação com o prosseguimento do ensaio, e

assim, a tensão média equivalente aumenta mais acentuadamente com o

decréscimo da temperatura.

Comparando-se os dados experimentais com o diagrama de

recristalização-precipitação-tempo-temperatura, apresentado na Figura 2.8,

vários aspectos da interação precipitação-recristalização podem ser

identificados. A temperatura de solubilização, calculada para o aço em estudo,

é de 10650C, correspondendo ao valor T0 do diagrama. A temperatura de não

recristalização, Tnr, representa o início da precipitação. Assim, não ocorre a

precipitação induzida por deformação, de forma que a cinética de precipitação

se torna lenta, como indica a curva Pi do diagrama. Abaixo desta temperatura,

há uma aceleração no processo de precipitação e a cinética assume a curva

P.D., uma vez que nem todos os sítios para a precipitação gerados pela

deformação são consumidos pelo processo de recristalização.

Os dados experimentais indicam que a temperatura de não

recristalização, para as condições impostas neste trabalho, tem valores

próximos a 8600C. Comparando-se este valor com o da temperatura de

solubilização, tem-se que o material é deformado em seqüências de passes em

intervalos de temperaturas de até 2000C abaixo da temperatura de

solubilização antes de iniciar a precipitação. Observando-se as Figuras 4.36 a

4.41 pode-se ver que a Tnr praticamente não se altera conforme são impostas

pequenas seqüências de passes, ou mesmo não são impostas nenhuma

deformação em altas temperaturas. Estes resultados estão perfeitamente de

acordo com o diagrama da Figura 2.8. Sendo a cinética de recristalização mais

rápida que a de precipitação, não ocorre a precipitação induzida por

116

deformação, e assim, no início de cada uma das deformações da seqüência de

passes, o material está completamente recristalizado, independente da história

anterior.

A Figura 5.1 mostra uma ilustração esquemática do aumento da

resistência mecânica que ocorre em temperaturas inferiores às de não

recristalização Para os ensaios descritos nas Figuras 4.31 a 4.35 foi calculado

o valor médio do aumento máximo da tensão média equivalente e foi obtido

= 66MPa. Tomando-se dados da literatura [65,66], calculou-se o para um

aço baixo carbono microligado ao nióbio e para um aço baixo carbono

microligado ao nióbio, vanádio e titânio, obtendo-se, para o aço ao nióbio, =

20MPa e, para o segundo aço, = 100MPa. Pode-se observar que o aumento

da resistência mecânica no aço médio carbono microligado ao vanádio é da

ordem de três vezes superior a do aço microligado ao nióbio e um pouco menor

que a do aço microligado ao nióbio, vanádio e titânio.

Figura 5.1 - Ilustração esquemática do aumento da tensão média equivalente

abaixo da temperatura de não recristalização. representa o aumento da

tensão causado pela precipitação e pelo acúmulo de deformação.

Tendo-se em mente que abaixo da Tnr tem-se o retardamento da

recristalização estática pela precipitação induzida pela deformação, pode-se

associar o aumento da resistência mecânica a duas causas: (i) ao encruamento

0 10

0

10

Ar3

Tnr

Tensão M

édia

Eq

uiv

ale

nte

(MP

a)

1000/T

117

com o acúmulo de deformação e, (ii) ao endurecimento por precipitação. Nos

experimentos realizados, as deformações impostas em cada passe eram

relativamente pequenas, de forma que se pôde associar o maior aumento da

tensão média equivalente ao efeito endurecedor dos precipitados de vanádio

em temperatura menores que a Tnr.

O papel dos precipitados de vanádio no comportamento mecânico

abaixo da Tnr pode ser melhor avaliado analisando-se a evolução das

temperaturas críticas de processamento em função de alguns parâmetros de

ensaio. Na Tabela 4.5, vê-se que a Tnr aumenta conforme a taxa de

deformação é decrescida: aumenta de 8500C para 8760C, conforme a taxa de

deformação varia de 2s-1 para 0,3s-1. Este não é o comportamento descrito na

literatura; Bay e colaboradores [67] mostraram que a Tnr aumenta conforme a

taxa de deformação é decrescida em um aço baixo carbono microligado ao

nióbio. Estes autores associam o aumento da Tnr ao aumento da recuperação

dinâmica, conforme a taxa de deformação é decrescida. Embora a taxa de

recuperação aumente com o decréscimo da taxa de deformação, facilitando a

recristalização no intervalo entre passes, tem-se que ter em mente que os

processos de recristalização e de precipitação induzida por deformação são

competitivos, ver Figura 2.8. Recuperando menos dinamicamente, maior o

acúmulo de deformação e, conseqüentemente, maior o número de sítios para a

precipitação nos intervalos entre passes. Como sugerido no parágrafo anterior,

nos aços microligados ao vanádio, o efeito da precipitação é mais marcante

que nos aços microligados ao nióbio, levando-nos a associar a variação da Tnr

com a taxa de deformação ao aumento da cinética de precipitação e não ao da

recristalização estática.

Um outro aspecto relevante dos precipitados formados durante o

processamento é o tempo durante o qual eles são efetivos no retardamento da

recristalização. Comparando-se a taxa de resfriamento de 10C/s e 0,20C/s, tem-

se um decréscimo na Tnr em 380C. Esta variação na taxa de resfriamento

corresponde a um aumento no tempo de espera entre passes de 30 para 150

segundos e, conseqüentemente, passa-se a ter o coalescimento dos

118

precipitados induzidos por deformação, diminuindo-se a sua eficiência em

ancorar os contornos dos grão durante a recristalização.

Havendo o acúmulo de deformação abaixo da Tnr, tem-se o aumento da

Sv dos grãos austeníticos antes do início da transformação de fase. A Tabela

4.1 indica que a Ar3 diminui com o aumento da taxa de deformação e do tempo

de espera entre passes. Aumentando-se o tempo de espera tem-se o

coalescimento dos precipitados e, conseqüentemente, diminui-se o

encruamento do material. Quanto ao efeito da taxa de deformação, este não é

o comportamento esperado. Embora a diferença entre os valores medidos seja

relativamente pequena, ou seja, o valor máximo encontrado experimentalmente

foi de 7270C e o mínimo, de 7070C, podendo esta diferença estar dentro do

erro experimental, estes resultados não são os esperados. Como sugerido

anteriormente, parece-nos que os precipitados, além de retardarem a

recristalização, também inibem a transformação ancorando os contornos de

grão, diminuindo o efeito do acúmulo de deformação, Sv.

5.4 Ensaios Isotérmicos Interrompidos com duas Deformações

A região de transformação de fase foi estudada utilizando-se de ensaios

isotérmicos interrompidos com duas deformações. Observam-se nas Figuras

4.42 a 4.45, que as curvas de escoamento plástico tomam duas formas

distintas. A 7500C e 7000C, tanto na primeira quanto na segunda deformação,

as curvas de escoamento plástico têm a forma característica dos ensaios

isotérmicos realizados em altas temperaturas. Na segunda deformação, a

6500C, para todos os tempos de espera utilizados neste trabalho, a curva de

escoamento toma a forma típica da deformação na região bifásica, ferrítica-

perlítica, sugerindo que há formação de perlita a 6500C, para tempos menores

que 60 segundos.

Ao lado da forma das curvas de escoamento plástico, a análise dos

parâmetros de amaciamento e de endurecimento contribui para a interpretação

dos fenômenos que atuam nesta região de deformação. As tabelas 4.6 e 4.7

119

indicam que só ocorre amaciamento no intervalos entre deformações maiores,

a 700 e 7500C, e que o endurecimento é mais significativo a 6500C, embora

haja menores endurecimentos a 7000C e 7500C.

Tendo-se em mente que os valores dos parâmetros de amaciamento e

de endurecimento refletem os mecanismos que atuam nos intervalos entre

deformações, pode-se avaliar os fenômenos que ocorrem especulando sobre

os mecanismos que podem atuar nos intervalos entre passes. O amaciamento

pode ter duas causas: (i) os processos de restauração; e (ii) a formação de

uma fase mais mole dentro da matriz austenítica. Observando-se as Figuras

4.42 a 4.45, pode-se esperar que o material se recupere nos intervalos entre

deformações a 7000C e 7500C, especialmente para tempos de espera entre

deformações maiores. Quanto à formação de uma fase mais mole, é possível

que haja a formação de ferrita a 7000C, mas apenas com os experimentos

realizados não é possível assegurar a sua formação.

Por outro lado, o endurecimento nos intervalos entre deformações pode

ser causado: (i) pelo encruamento do material; (ii) pela precipitação induzida

por deformação; e (iii) pela formação de uma fase mais dura a partir da

austenita. O encruamento está sempre presente e, não havendo a

recristalização completa nos intervalos entre passes, há o acúmulo de

deformação do primeiro para o segundo passe.

Tanto a precipitação de nitreto e de carbonetos de vanádio, quanto a

formação de perlita, são esperadas nessa faixa de temperatura. A 7500C tem-

se o amaciamento seguido de aumento de resistência do material na segunda

deformação, sugerindo que nos intervalos entre deformações ocorre a

recuperação estática seguida de precipitação induzida por deformação. A

6500C não ocorre o amaciamento no intervalo entre deformações, a resistência

do material aumenta significativamente, e a curva de escoamento plástico toma

a forma típica da deformação da perlita. Assim, pode-se esperar que, além da

transformação de fases, tem-se também a precipitação interfásica.

Uma determinação mais precisa da temperatura de início de formação

da perlita, para as condições experimentais impostas, pode ser feita

observando-se as Figuras 4.46 e 4.47. A 6400C (Figura 5.56a) as curvas têm a

120

forma característica da deformação da estrutura ferrítica-perlítica, tanto na

primeira quanto na segunda deformação. A 6500C apenas a segunda curva

tem a forma característica da microestrutura bifásica e, a 6600C as duas curvas

têm a forma característica da deformação em altas temperaturas. Estes

resultados mostram dois aspectos relevantes da formação da perlita: (1) essa

formação ocorre somente abaixo de 6500C para as condições impostas e, (ii) a

temperatura de formação da perlita neste material é pouco sensível à

quantidade de deformação imposta.

121

6 CONCLUSÕES

1 - A análise das microestruturas dos ensaios de dilatometria mostram

que a microestrutura é ferrítica-perlítica para taxas de resfriamento menores

que 10C/s; para taxas superiores ocorre a formação de bainita no interior dos

grãos, cuja fração volumétrica aumenta conforme a taxa de resfriamento

aumenta. Para taxas superiores a 100C/s há formação de martensita com

ferrita nos contornos de grãos. Na taxa de 300C/s há martensita com ferrita

residual nos contornos de grãos.

2 - Os ensaios isotérmicos contínuos apresentam aumento de valores

de tensão de pico com a diminuição da temperatura. Para deformações em

temperaturas elevadas, a curva apresenta um pico máximo e depois sofre

amaciamento.

3 - Os ensaios isotérmicos contínuos realizados na temperatura de

7000C apresentam curvas de escoamento com forma intermediária entre a

região da austenita e a região de transformação. Pode-se observar que há uma

diminuição significativa na deformação de pico nesta temperatura, como pode

ser visto na Figura 4.28.

4 - Na região de transformação (ensaios realizados nas temperaturas de

650, 625 e 6000C), as curvas tomam formas distintas: na temperatura de

6500C, apresentam características que as igualam com a dos ensaios

realizados a 7000C. Os ensaios realizados nas temperaturas de 6250C e 6000C

apresentam um rápido aumento na resistência mecânica, para pequenas

deformações, seguido de um longo amaciamento até a fratura.

5 - A energia de ativação aparente para a deformação a quente tem

valores distintos para temperaturas na região da austenita (332kJ/mol) e na

122

região de transformação de fase (593kJ/mol). Esta diferença é devida a

diferentes mecanismos que atuam no aumento da resistência mecânica do aço.

6 - Nos ensaios com múltiplos passes em resfriamento, observa-se que

quando a austenita é deformada em temperaturas elevadas há amaciamento

entre passes. Quando a seqüência de passes atinge a temperatura de não

recristalização o amaciamento é parcial e, há acúmulo de deformação entre

passes, provocando um aumento na tensão média equivalente. Isto ocorre

devido à precipitação dos carbonetos. O aumento da resistência mecânica

provocado pela precipitação é da ordem de 66MPa para esse aço e, é superior

ao aumento causado pelo nióbio, por exemplo.

7 - Os ensaios com múltiplos passes em resfriamento e com curta

seqüência de passes intercalados por longos tempos entre passes apresentam

precipitação menor, o que pode ser constatado pela menor tensão média

equivalente, quando comparados com os ensaios com múltiplos passes em

resfriamento.

8 – A temperatura de não recristalização aumentou conforme o

decréscimo da taxa de deformação. Para pequenas deformações entre passes,

o efeito da taxa de deformação é pouco visível.

9 - Para os tempos entre passes utilizados nos ensaios com múltiplos

passes em resfriamento (30 e 150 segundos entre passes), a Tnr diminui. Isto

se deve ao fato de que há tempo suficiente para ocorrer a precipitação,

retardando a recristalização.

10 - Os ensaios interrompidos com duas deformações e a 7500C

apresentaram um amaciamento parcial entre passes (máximo de 26% em 700

segundos) e também um endurecimento (máximo de 12,5%). Há concorrência

entre os mecanismos de amaciamento e endurecimento. Na temperatura de

123

7000C, o amaciamento é menor (14,5%) e o endurecimento também é menor

(5,3%).

11 - Na temperatura de 6500C, ocorre transformação de fase no intervalo

de tempo entre as deformações. A forma da curva na segunda deformação

assemelha-se às curvas de 6250C e 6000C dos ensaios isotérmicos contínuos.

12 - Os ensaios realizados indicam que a transformação de fase (fase

perlítica) ocorre na temperatura de 6400C.

13 - No caso dos ensaios isotérmicos e contínuos, a mudança de fase

ocorre com a diminuição da temperatura (ver Figura 4.26), enquanto que, para

os ensaios isotérmicos com duas deformações, a mudança de fase ocorre

isotermicamente.

124

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UNIVERSIDADE FEDERAL DE SÃO CARLOS - UFSCar · Tese apresentada ao Programa de Pós-Graduação em...

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