DISSERTAÇÃO DE MESTRADO · dissertaÇÃo de mestrado efeitos de tratamentos tÉrmicos de tÊmpera...

UFOP - CETEC - UEMG

REDEMAT REDE TEMÁTICA EM ENGENHARIA DE MATERIAIS

UFOP – UEMG

DISSERTAÇÃO DE MESTRADO

EFEITOS DE TRATAMENTOS TÉRMICOS DE TÊMPERA E

REVENIMENTO EM UM AÇO BAIXO CARBONO VISANDO A

FABRICAÇÃO DE VERGALHÕES GRAU CA50 DE 10MM

PEDRO HENRIQUE DA COSTA MACIEL

OURO PRETO, ABRIL DE 2016

PEDRO HENRIQUE DA COSTA MACIEL

EFEITOS DE TRATAMENTOS TÉRMICOS DE TÊMPERA E REVENIMENTO EM

UM AÇO BAIXO CARBONO VISANDO A FABRICAÇÃO DE VERGALHÕES

GRAU CA50 DE 10mm

Dissertação apresentada ao Programa de Pós-

Graduação em Engenharia de Materiais da

REDEMAT, como parte integrante dos

requisitos para a obtenção do título de Mestre

em Engenharia de Materiais.

ORIENTADOR: PROF. DR. GERALDO LÚCIO DE FARIA

OURO PRETO, ABRIL DE 2016

UFOP - CETEC - UEMG

REDEMAT REDE TEMÁTICA EM ENGENHARIA DE MATERIAIS

UFOP – UEMG

iv

AGRADECIMENTOS

Dedico esta conquista primeiramente a Deus por ter sido fonte de energia e iluminação para

realização deste trabalho. Agradeço também aos meus pais por acreditarem nos meus sonhos

e me ajudarem a torná-los realidade. Amo vocês!

À minha irmã por acreditar nos meus sonhos, aos meus sobrinhos que são fonte de inspiração

para superar qualquer dificuldade. Que este esforço lhes sirvam de aprendizado e o suporte

para que nunca desistam de seus objetivos. Amo vocês!

À Cinthya Goulart Meneghin por ser companheira e sempre me apoiar nos momentos mais

difíceis e fazer com que eu não me curvasse diante das dificuldades e da distância enfrentada.

Amo você!

Ao Professor Geraldo Lúcio de Faria pela atenção, orientação, dedicação e pela boa vontade

de repassar grandes conhecimentos constantemente, pela paciência e por acreditar que seria

possível concretizar este sonho.

Aos funcionários técnicos dos laboratórios de Tratamento Térmico, Microscopia Ótica, Nano

Lab e Ensaios Mecânicos do DEMET/EM/UFOP, em especial Graciliano Dimas Francisco,

Paulo Sérgio Moreira, Anísio Martins, Sidney Cardoso de Araújo, Ney Pinheiro Sampaio pela

grande ajuda prestada para a realização deste trabalho. Agradeço à Milena Mendes por todo o

apoio e dedicação principalmente nas pesquisas em laboratório.

À REDEMAT e UFOP pelo ensino gratuito e de qualidade, à FAPEMIG pelo apoio

financeiro para o desenvolvimento deste projeto.

À ArcelorMittal Itaúna-MG e em especial ao Márcio Rezende e Raimundo Nonato que

forneceram o material dos aços utilizados e abriram as instalações de seu laboratório para a

realização de ensaios de tração e dobramento.

Por fim, agradeço à minha amada república Unidos Por Acaso pela acolhida em Ouro Preto-

MG, todos os ex-alunos, moradores, Terezinha Matos e Terezinha Reis por tornarem os meus

dias mais valiosos. Amo vocês!

v

SUMÁRIO

RESUMO ............................................................................................................................... XV

ABSTRACT ......................................................................................................................... XVI

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

2 OBJETIVOS ............................................................................................................... 19

2.1 Objetivo Geral .......................................................................................................... 19

2.2 Objetivos Específicos ............................................................................................... 19

3 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA .................................................................................. 20

3.1 Evolução na Produção de Vergalhões de Aço .......................................................... 20

3.1.1 Principais processos e tecnologias de produção de vergalhão .............................. 21

3.1.2 Processo de auto-revenimento de vergalhões de aço ............................................ 23

3.1.3 Norma ABNT NBR 7480 ..................................................................................... 26

3.2 Tratamentos Térmicos de Têmpera e Revenimento em Aços Baixo Carbono e

Médio Carbono ......................................................................................................... 27

3.2.1 Transformações de fase em barras de aço baixo carbono ..................................... 32

3.2.2 Efeitos dos elementos de liga sobre os aços carbono ........................................... 37

3.2.3 Tamanho de grão austenítico ................................................................................ 39

3.3 Temperabilidade Jominy .......................................................................................... 41

3.4 Ensaios Mecânicos Aplicados a Vergalhões de Aço ................................................ 44

3.4.1 Microdureza Vickers ............................................................................................ 44

3.4.2 Ensaio de tração .................................................................................................... 46

4 MATERIAIS E MÉTODOS ...................................................................................... 48

4.1 Materiais ................................................................................................................... 48

4.2 Procedimentos Experimentais .................................................................................. 49

4.2.1 Caracterização dos vergalhões fabricados a partir dos aços SAE 1030 e SAE

1015 em seu estado de entrega ............................................................................. 49

4.2.2 Ensaios de temperabilidade Jominy ...................................................................... 50

4.2.3 Ensaios em escala de bancada aplicados a vergalhões fabricados a partir do

aço SAE 1015 (0,78%Mn) com 40mm de comprimento ..................................... 53

4.2.4 Ensaios de microdureza Vickers ........................................................................... 54

4.2.5 Ensaios nos vergalhões fabricados a partir do aço SAE 1015 (0,78%Mn) em

escala piloto – 400mm de comprimento ............................................................... 55

4.2.6 Caracterização química e microestrutural ............................................................ 56

4.2.7 Ensaio de tração .................................................................................................... 57

4.2.8 Ensaio de dobramento ........................................................................................... 58

vi

5 RESULTADOS E DISCUSSÃO ................................................................................ 59

5.1 Caracterização dos Vergalhões Fabricados a Partir dos Aços SAE 1030 e SAE

1015 (0,78%Mn) em seu Estado de Entrega ............................................................ 59

5.1.1 Caracterização química ......................................................................................... 59

5.1.2 Macrografia dos vergalhões no estado de entrega ................................................ 60

5.1.3 Caracterização microestrutural dos vergalhões no estado de entrega .................. 61

5.1.4 Ensaio de tração .................................................................................................... 63

5.1.5 Ensaio de dobramento ........................................................................................... 64

5.2 Ensaios de Temperabilidade Jominy ........................................................................ 64

5.2.1 Caracterização química dos corpos de prova Jominy ........................................... 64

5.2.2 Curvas de temperabilidade Jominy ....................................................................... 65

5.2.3 Caracterização microestrutural dos corpos de prova Jominy ............................... 71

5.2.4 Caracterização do tamanho de grão austenítico prévio ........................................ 82

5.3 Escala de Bancada .................................................................................................... 85

5.3.1 Tratamentos térmicos em escala de bancada aplicados a vergalhões fabricados

a partir do aço sae 1015 com 40mm de comprimento .......................................... 85

5.3.2 Ensaios de microdureza Vickers ........................................................................... 87

5.4 Escala Piloto ............................................................................................................. 88

5.4.1 Ensaios nos vergalhões fabricados a partir do aço SAE 1015 (0,78%mn) em

escala piloto – 400mm de comprimento ............................................................... 88

5.4.2 Ensaios de tração .................................................................................................. 89

5.5 Ensaios de dobramento ............................................................................................. 90

6 CONCLUSÕES ........................................................................................................... 91

7 SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS .................................................... 93

REFERÊNCIAS BIBLOGRÁFICAS ................................................................................... 94

vii

LISTA DE FIGURAS

Figura 3.1: Produção de vergalhão na China (Adaptado de: Caifu, 2011). .............................. 20

Figura 3.2: Evolução na produção mundial de vergalhões utilizando o processo

Tempcore (SIMON et al., 1984). ........................................................................ 22

Figura 3.3: Valores de tenacidade ao impacto Charpy-V para aços endurecidos por

elemento de liga, tratamento térmico e por deformação a frio

(NIKOLAOU e PAPADIMITRIOU, 2004),. ...................................................... 23

Figura 3.4: Corte em seção transversal de vergalhão com tratamento térmico superficial

(ALVES FILHO, 2004). ...................................................................................... 24

Figura 3.5 : Macrografia de um vergalhão fabricado a partir do aço B450C com

microestrutura compósita apresentando as três zonas distintas, (a) região

da superfície, (b) região intermediária e (c) região do centro (CADONI et

al., 2013). ............................................................................................................. 24

Figura 3.6: Micrografia da barra de aço B450C, (a) região da superfície com presença

de martensita, (b) região intermediária com uma mistura de bainita e ferrita

e, (c) e (d) região central com presença de ferrita e perlita (CADONI et al.,

2013). ................................................................................................................... 25

Figura 3.7: Macrografia evidenciando duas diferentes regiões presentes nos vergalhões

fabricados pelo processo Tempcore (PAUL et al., 2014). .................................. 26

Figura 3.8: Variação das linhas Ms e Mf em função do carbono (Adaptado de TOTTEN,

2006). ................................................................................................................... 28

Figura 3.9: Microscopia eletrônica de varredura de uma estrutura martensítica (2500X)

(WANG et al., 2010). .......................................................................................... 29

Figura 3.10: Microestrutura após austenitização durante uma hora à temperatura de (a)

1250°C, (b) 1050°C e (c) 900°C, seguido de têmpera em água (WAGNER

et al.,1997). .......................................................................................................... 29

Figura 3.11: Micrografia do vergalhão fabricado a partir do aço SAE 1015 temperado a

partir de 900°C em água, a) Região central, b) Região intermediária, c)

Região da superfície - Ataque: Nital 2%, MEV, Aumento de 6000x

(MACIEL et al., 2013). ....................................................................................... 30

Figura 3.12: Microestrutura do aço (0.2% C, 0.1% V e 0.02% Nb) contendo bainita

superior após rápida têmpera em água. (ZAKY et al., 2008). ........................... 31

Figura 3.13: Imagens do aço temperado em a) 732ºC e b) 630ºC, durante o resfriamento

contínuo. MEV. M (martensita), αp (ferrita poligonal), BG (bainita

granular) (SANTOS et al., 2014). ....................................................................... 32

Figura 3.14: Diagrama para transformação isotérmica de um aço hipoeutetóide

(Adaptado de CHIAVERINI, 1986). ................................................................... 33

Figura 3.15: Têmpera e auto-revenimento (Adaptado de: MUKHOPADHYAY e

GALASSO, 2011). .............................................................................................. 34

viii

Figura 3.16: Diagrama de transformação por resfriamento contínuo de um aço baixo

carbono - αw-ferrita acicular, αB-ferrita granular, αp-ferrita poligonal, αq-

ferrita quase poligonal, P-perlita, P´-perlita degenerada (OGATA, 2009). ........ 35

Figura 3.17: Micrografias obtidas por MEV atacadas com Nital 2% de amostras de aço

baixo carbono austenitizadas a 1200oC e submetidas a taxas de

resfriamento de (a) 0,5oC/s, (b) 1

oC/s, (c) 5

oC/s, (d) 10

oC/s, (e) 20

oC/s,

(f) 30oC/s, (g) 40

oC/s, (h) 50

oC/s e (i) 60

oC/s (OGATA, 2009). ......................... 35

Figura 3.18: Diagrama TRC de um aço baixo carbono (0,07% de C) microligado (Mn,

Nb, V) - BF- Ferrita bainítica, AF- Ferrita acicular, PF- Ferrita poligonal e

P-Perlita (ZHAO et al., 2003). ............................................................................ 36

Figura 3.19: Perfil térmico de resfriamento de uma barra de aço com 25mm de diâmetro

em função da posição (Adaptado de KORAD et al., 2011). ............................... 36

Figura 3.20: Diagrama esquemático destacando a região γ em função da presença de

elementos gamageneos (Adaptado de MAALEKIAN, 2007). ............................ 37

Figura 3.21: Diagrama de fases para os aços (a) 15C e (b) 15CMn (Adaptado de

CALCAGNOTTO, 2010). ................................................................................... 38

Figura 3.22: Efeito de elementos de liga na dureza da ferrita (Adaptado de:

MAALEKIAN, 2007). ........................................................................................ 39

Figura 3.23: Grãos austenítico prévios do aço ABNT 1045 austenitizado em diferentes

temperaturas por diferentes intervalos de tempo – 400x – MO (MARTINS

et al., 2014). ......................................................................................................... 40

Figura 3.24: Influência da temperatura sobre o tamanho de grão austenítico (Adaptado

de COTA et al., 2002). ........................................................................................ 41

Figura 3.25: Estrutura austenítica proveniente de uma austenitização a 1150°C para (a)

aço microligado ao titânio e nióbio e (b) aço microligado ao vanádio.

(ROLDÃO e GALLEGO, 2003). ........................................................................ 41

Figura 3.26: Curvas Jominy para amostras de aço temperadas a 1100°C e 850°C

(GÁRLIPP, 2001). ............................................................................................... 42

Figura 3.27: Temperatura de contorno em diferentes tempos após o início da têmpera;

(a) 10s, (b) 100s, (c) 400s e (d) 600s (Yazdi, 2008). .......................................... 43

Figura 3.28: Micrografia do vergalhão fabricado a partir do aço SAE 1015 e processado

pelo processo Tempcore a) Região central, b) Região intermediária, c)

Região da superfície - Ataque: Nital 2%, MEV, Aumento de 6000x

(MACIEL et al, 2014). ........................................................................................ 43

Figura 3.29: Microdureza Vickers do aço B450C em função do raio da barra (Cadoni et

al., 2013). ............................................................................................................ 44

Figura 3.30: Comparação entre estrutura e propriedades medidas e previstas para barras

de aço com 24mm de diâmetro (MUKHOPADHYAY e GALASSO,

2011). ................................................................................................................... 45

Figura 3.31: Perfis de microdureza na secção transversal das barras após o aquecimento

a diferentes temperaturas durante 1 h, em (a) 8mm – Tempcore - Barra B,

ix

(b) 12mm - Tempcore - Barra C (NIKOLAOU e PAPADIMITRIOU,

2004). ................................................................................................................... 46

Figura 3.32: Efeito da temperatura sobre a dureza de aços microligados ao Vanádio e

aços endurecidos por trabalho a frio (NIKOLAOU e PAPADIMITRIOU,

2004). ................................................................................................................... 46

Figura 3.33: Variação do limite de escoamento com a temperatura de aquecimento das

amostras durante uma hora, seguidas de resfriamento ao ar (NIKOLAOU e

PAPADIMITRIOU, 2004). ................................................................................. 47

Figura 4.1: Fluxograma dos procedimentos experimentais de caracterização dos

vergalhões no estado de entrega - Etapa 1. ......................................................... 50

Figura 4.2: Sequência típica de cilindros laminadores na laminação de vergalhões

(Adaptado de ArcelorMittal). .............................................................................. 51

Figura 4.3: Representação esquemática dos pontos para medição de dureza. Os pontos

em preto representam aqueles previstos pela norma ABNT NBR 6339 e os

pontos em vermelho foram adicionados para melhor caracterização. ................ 52

Figura 4.4: Fluxograma dos procedimentos experimentais aplicados aos corpos de prova

Jominy - Etapa 2. ................................................................................................. 52

Figura 4.5: Fluxograma dos procedimentos experimentais aplicados aos vergalhões em

escala de 40mm de comprimento fabricados a partir do aço SAE 1015

(0,78% Mn) - Etapa 3. ......................................................................................... 53

Figura 4.6: Perfil esquemático do ensaio de microdureza Vickers. ......................................... 54



(0,78% Mn) - Etapa 4. ......................................................................................... 55



(0,78% Mn) - Etapa 5. ......................................................................................... 56

Figura 4.9: Máquina Universal de Ensaios Panantec ATMI Modelo PH-500 -

capacidade de 50t (Foto arquivo Arcelor Mittal). ............................................... 57

Figura 4.10: Desenho esquemático de uma mesa para ensaio de dobramento (Adaptado

de ABNT NBR 7480, 2009). ............................................................................... 58

Figura 5.1: Principais regiões dos vergalhãos SAE 1030 e SAE 1015 (0,78% Mn) (a) e

(d) macrografias após ataque químico, (b) e (e) delineação das principais

regiões, e (c) e (f) região da coroa martensítica – Ataque: Nital 2%. ................ 60

Figura 5.2: Representação das regiões estruturais do vergalhão. ............................................. 61

Figura 5.3: Micrografia da amostra A, a) Região central, b) Região intermediária, c)

Região da superfície – α-ferrita poligonal – B-bainita – P’-perlita

degenerada – M’-martensita revenida. Ataque: Nital 2%, MEV, Aumento

original de 9.000x. ............................................................................................... 62

Figura 5.4: Micrografia da amostra B, a) Região central, b) Região intermediária, c)

Região da superfície – α-ferrita – B-bainita – P’-perlita degenerada –

x

M’-martensita revenida. Ataque: Nital 2%, MEV, Aumento original de

9.000x. ................................................................................................................. 62

Figura 5.5: Ensaio de tração evidenciando a estricção do vergalhão. ...................................... 63

Figura 5.6: Macrografia das superfícies tracionadas em ensaio de dobramento das

amostras, (a) A e (b) B dobradas a um ângulo de 180° em torno do pino de

30mm. .................................................................................................................. 64

Figura 5.7: Influência da temperatura de austenitização nos perfis de dureza dos corpos

de prova de temperabilidade Jominy do aço J1. .................................................. 66

Figura 5.8 Influência da temperatura de austenitização nos perfis de dureza dos corpos


Figura 5.9: Influência da temperatura de austenitização nos perfis de dureza dos corpos


Figura 5.10: Comparativo entre as durezas das amostras J1, J2 e J3 na temperatura de

850°C. .................................................................................................................. 69


920°C. .................................................................................................................. 70


1050°C. ................................................................................................................ 71

Figura 5.13: Comparativo entre as microestruturas da amostra J1 a 2mm da extremidade

temperada a partir das temperaturas de 850°C, 920°C e 1050°C – α-ferrita

poligonal – B-bainita – M-martensita. Ataque: Nital 2%, MEV, Aumento

original de 10.000x. ............................................................................................. 72

Figura 5.14: Comparativo entre as microestruturas da amostra J1 a 10mm da

extremidade temperada a partir das temperaturas de 850°C , 920°C e

1050°C – α-ferrita poligonal – B-bainita – P-perlita – P’-perlita

degenerada. Ataque: Nital 2%, MEV, Aumento original de 10.000x. ................ 73



poligonal – α’-ferrita acicular – B-bainita – P-perlita – P’-perlita



extremidade temperada a partir das temperaturas de 850°C, 920°C e

1050°C – α-ferrita poligonal –B-bainita – P-perlita. Ataque: Nital 2%,

MEV, Aumento original de 10.000x. .................................................................. 74



poligonal –B-bainita – P-perlita – P’-perlita degenerada. Ataque: Nital 2%,

MEV, Aumento original de 10.000x. .................................................................. 75


extremidade temperada a partir das temperaturas de 850°C, 920°C e

1050°C – α-ferrita poligonal –B-bainita – P-perlita. Ataque: Nital 2%,

MEV, Aumento original de 10.000x ................................................................... 76

xi

Figura 5.19: Comparativo entre microestruturas das amostras J1, J2e J3 a 2mm da

extremidade temperada a partir de 850°C – α’-ferrita acicular –B-bainita –

P’-perlita degenerada – M-martensita. Ataque: Nital 2%, MEV, Aumento

original de 10.000x. ............................................................................................. 77


extremidade temperada a partir de 850°C – α-ferrita poligonal – α’-ferrita

acicular –B-bainita – P’-perlita degenerada. Ataque: Nital 2%, MEV,

Aumento original de 10.000x. ............................................................................. 78


extremidade temperada a partir de 920°C –α’-ferrita acicular –B-bainita –

P’-perlita degenerada. Ataque: Nital 2%, MEV, Aumento original de

10.000x. ............................................................................................................... 79


extremidade temperada a partir de 920°C – α-ferrita poligonal – α’-ferrita

acicular –B-bainita – P’-perlita degenerada. Ataque: Nital 2%, MEV,

Aumento original de 10.000x. ............................................................................. 80


extremidade temperada a partir de 1050°C – α-ferrita poligonal – α’-

ferrita acicular –B-bainita – P-perlita – P’-perlita degenerada. Ataque:

Nital 2%, MEV, Aumento original de 10.000x. .................................................. 81


extremidade temperada a partir de 1050°C – α-ferrita poligonal – B-bainita

– P-perlita – P’-perlita degenerada. Ataque: Nital 2%, MEV, Aumento

original de 10.000x. ............................................................................................. 81

Figura 5.25: Variação do tamanho médio de grãos austeníticos na borda temperada das

amostras. .............................................................................................................. 83

Figura 5.26: Classificação quantitativa dos tamanhos médios de grãos a 920°C segundo

classificação ASTM. Amostra J1 em (a), J2 em (b) e J3 em (c). ........................ 84

Figura 5.27: Classificação quantitativa dos tamanhos médios de grãos a 1050°C

segundo classificação ASTM 112-12. Amostra J1 em (a), J2 em (b) e J3

em (c). .................................................................................................................. 85

Figura 5.28: Micrografia da amostra C, a) Região central, b) Região intermediária, c)

Região da superfície – α-ferrita poligonal – B-bainita – P’-perlita


Figura 5.29: Micrografia da amostra D, a) Região central, b) Região intermediária, c)

Região da superfície – α-ferrita poligonal – B-bainita – M’-martensita

revenida. Ataque: Nital 2%, MEV, Aumento original de 6.000x. ...................... 86

Figura 5.30: Micrografia da amostra E, a) Região central, b) Região intermediária, c)

Região da superfície – α-ferrita poligonal – α’-ferrita acicular – B-

bainita – P’-perlita degenerada. Ataque: Nital 2%, MEV, Aumento original

de 6.000x. ............................................................................................................ 87

Figura 5.31: Perfil de microdureza Vickers para as amostras A,B,C,D e E. ............................ 88

xii

Figura 5.32: Comparativo entre os perfis de microdureza Vickers para as amostras A, D

e E. ....................................................................................................................... 88

Figura 5.33: Limite de escoamento para as amostras A, B e D’ confrontadas com a

norma ABNT NBR 7480. .................................................................................... 89

Figura 5.34: Relação entre LR e LE para as amostras A, B e D’ confrontadas com a

norma ABNT NBR 7480. .................................................................................... 90

Figura 5.42: Ensaio de dobramento aplicado a amostras de 400mm tradadas

termicamente. ...................................................................................................... 90

xiii

LISTA DE TABELAS

Tabela 3.1: Massa linear da barra de acordo com a bitola (Adaptado da norma ABNT

7480). ................................................................................................................... 27

Tabela 3.2: Especificação de ensaios mecânicos e propriedades mecânicas exigíveis de

barras e de fios de aço destinados a armaduras de concreto armado

(Adaptado da norma ABNT 7480). ..................................................................... 27

Tabela 3.3: Características do tratamento térmico de revenimento em diferentes faixas

de temperatura (Adaptado de CHIAVERINI, 1986). .......................................... 31

Tabela 3.4: Comparação as temperaturas A1 e A3 para diagramas de fase no equilíbrio e

determinadas experimentalmente pelo método de dilatometria (Adaptado

de CALCAGNOTTO, 2010). .............................................................................. 38

Tabela 4.1 : Classificação das amostras Jominy....................................................................... 49

Tabela 4.2: Nomenclatura e identificação das amostras de vergalhões utilizadas neste

trabalho. ............................................................................................................... 49

Tabela 4.3: Sequência de lixas. ................................................................................................ 57

Tabela 5.1: Composição química dos aços SAE 1030 e SAE 1015 (% em peso). .................. 59

Tabela 5.2: Ensaios de tração das amostras A e B segundo especificação da norma

ABNT NBR 7480. ............................................................................................... 63

Tabela 5.3: Análise química dos corpos de prova Jominy. ...................................................... 65

Tabela 5.4: Efeito da composição química das amostras J1, J2 e J3 em relação aos

microconstituintes obtidos. .................................................................................. 82

xiv

LISTA DE SIGLAS

A1 - Linha do diagrama Fe-Fe3C abaixo da qual a austenita se transforma em ferrita e/ou

perlita.

A3 - Linha do diagrama Fe-Fe3C abaixo da qual a austenita se transforma em ferrita.

A4 - Linha do diagrama Fe-Fe3C abaixo da qual a ferrita delta se transforma em austenita.

CA50 - Aço para concreto armado com Limite de Resistência por Tração= 50kgf/mm2.

CCC - Cúbico de Corpo Centrado

d - Diâmetro da barra.

D - Diâmetro do Pino.

DEMET - Departamento de Engenharia Metalúrgica e de Materiais.

LE - Limite de Escoamento por Tração.

LR - Limite de Resistência por Tração.

Mf - Temperatura de fim da transformação martensítica

Ms - Temperatura de início da transformação martensítica

REDEMAT - Rede Temática em Engenharia de Materiais

SAE 1015 - Society of Automotive Engineers – EUA – Aço Carbono Comum 0,15% em

massa de Carbono.

SAE 1030 - Society of Automotive Engineers – EUA – Aço Carbono Comum 0,30% em

massa de Carbono.

TRC - Transformação no Resfriamento Contínuo.

TTT - Tempo – Temperatura – Transformação.

UFOP - Universidade Federal de Ouro Preto.

xv

RESUMO

Atualmente, os sistemas de resfriamento controlados em laminação têm sido bastante

utilizados com o objetivo de garantir propriedades mecânicas adequadas aos produtos de aço,

desenvolvidos a partir de uma composição química bem definida. Por meio da aplicação de

tratamentos térmicos bem planejados, consegue-se fabricar materiais de alta qualidade com

um custo de produção relativamente baixo. Dentre esses materiais, destaca-se o vergalhão que

é um produto laminado a quente e após o último passe de laminação é submetido a um

tratamento térmico para adequação de propriedades. Inicialmente, na laminação de

vergalhões, utilizavam-se aços microligados que possuíam alto valor agregado devido à

presença dos elementos de liga. Atualmente, com o objetivo de redução de custo e com o

avanço da tecnologia de tratamentos térmicos, os vergalhões CA50 são fabricados a partir do

aço carbono comum SAE 1030 termicamente tratado. Este trabalho se propôs a estudar a

viabilidade de substituição de materiais, ou seja, fabricar o vergalhão CA50 a partir do aço

SAE 1015 termicamente tratado. Para tal fim, este trabalho teve por finalidade estudar a

influência de tratamentos térmicos de têmpera e revenimento sobre a microestrutura e

propriedades mecânicas de um vergalhão fabricado pioneiramente a partir de um aço do tipo

SAE 1015. As amostras foram estruturalmente caracterizadas por microscopia óptica e

microscopia eletrônica de varredura. Ensaios mecânicos de dureza, microdureza, tração e

dobramento foram executados para avaliação das propriedades adquiridas e os resultados

obtidos foram comparados com os requisitos da norma ABNT NBR 7480 que regula a

fabricação do vergalhão CA50. Pequenas alterações no teor de Mn e no tamanho de grão

austenítico têm forte influência sobre a temperabilidade e microestrutura final do aço

temperado. Após austenitização de amostras de vergalhões na temperatura de 950°C durante

1h, seguido de tempera em água e revenimento a 500°C por 25min, conseguem-se para o aço

SAE 1015 (0,78%Mn), microestrutura e propriedades adequadas à norma ABNT NBR 7480.

Portanto espera-se conseguir melhoras na soldabilidade dos vergalhões e menores desgastes

dos cilindros de laminação, trabalhando com teor de carbono equivalente mais baixo para o

aço SAE 1015 (0,78%Mn).

Palavras chave: Vergalhão, CA50, SAE 1015, Tempcore, Revenimento.

xvi

ABSTRACT

Cooling systems controlled have been widely used in the hot rolling mill steel in order to

obtain adequate mechanical behavior to steel products developed from a well-defined

chemical composition. Well-defined heat treatments enable the production of high quality

steel materials with relatively low production cost. Among these materials, there is a steel

rebar that is manufactured by hot rolling and after the final pass rolling is subjected to a heat

treatment to adjust properties. High-strength bars were manufactured by micro-alloyed steels

but it has a high cost because of the alloying elements. Currently the CA50 rebars are

produced from common carbon steel SAE 1030 at a low price with application of heat

treatments. This paper studies the possibility of replacing the SAE 1030 steel at SAE 1015

steel in the manufacture of CA50 rebar from heat treatments. Therefore, the influence of heat

treatments of quenching and tempering on microstructure and mechanical properties of a

rebar manufactured exclusively from an SAE 1015 steel type was analyzed. The samples were

characterized by optical microscopy and scanning electron microscopy. Mechanical testing of

hardness Rockwell A, microhardness Vickers, strength and bending was performed for

evaluation of acquired properties and the results were compared with the requirements of

ABNT NBR 7480 standard that regulates the manufacture of rebar CA50. Increasing the Mn

content and increasing the austenitic grain size has great influence on the hardenability and

final microstructure of self quenching steel. Austenitizing the rebars samples at a temperature

of 950 ° C for 1h, followed by quenching in water and tempering at 500 ° C for 25min, it is

capable to generate to the SAE 1015 steel (0.78% Mn), microstructure, and properties

consistent with ABNT NBR 7480. In summary it is expected to improve the weldability of

rebars steel and lower wear of rolling cylinders working with lower carbon equivalent to SAE

1015 steel (0.78% Mn).

Keywords: Rebar, CA50, SAE 1015, Tempcore, Tempering.

17

1 INTRODUÇÃO

Diante da grande exigência de mercado, as indústrias siderúrgicas buscam cada vez

mais atender às necessidades dos clientes, levando sempre em consideração a qualidade do

produto e a viabilidade econômica de produção. Pensando assim, estudos e desenvolvimentos

de pesquisa têm sido realizados, objetivando conhecer o comportamento dos materiais para

cada aplicação desejada.

Os vergalhões, produtos amplamente empregados no setor da construção civil, são

fabricados pelo processo de laminação a quente seguido de tratamentos térmicos (ALVES

FILHO, 2004). O tarugo de aço passa por vários conjuntos de cilindros de laminação num

total de dezenove passes, até adquirir o formato final do vergalhão nervurado.

Primeiramente, as propriedades mecânicas requeridas para este produto eram

conseguidas a partir da utilização de aços alto carbono ligados. Entre os principais elementos

de liga empregados, destacam-se o nióbio e o vanádio, que tem a função de refinar a estrutura

do material para assim conferir uma boa combinação de propriedades como o aumento da

resistência mecânica por tração e da tenacidade sem afetar a soldabilidade. (NIKOLAOU,

2004). Em razão da presença de elementos de liga, este tipo de matéria prima apresenta

elevado custo e, além disso, como o teor de carbono é considerado alto, algumas propriedades

são prejudicadas. A soldabilidade, por exemplo, era limitada. Hoje em dia consegue-se obter

as propriedades requeridas, a partir de aços carbono comuns - principalmente o aço SAE

1030, seguido da aplicação de tratamentos térmicos pós-laminação baseados no processo

Tempcore. Após a última cadeira de cilindros, a barra de aço laminada totalmente na fase

austenítica, recebe um jato d’água na superfície e em seguida é encaminhada ao leito final de

resfriamento onde ocorre o auto-revenimento do material, devido ao calor contido nas regiões

internas da barra (NIKOLAOU, 2004; ALVES FILHO, 2004). Este gradiente térmico produz

três regiões com microestruturas distintas ao longo da seção transversal do vergalhão,

conferindo a ele propriedades mecânicas adequadas para a aplicação desejada (CADONI et

al., 2013). Com o intuito de trabalhar com teores mais baixos de carbono, este trabalho visa

conseguir atender os requisitos ditados para o vergalhão de grau CA50 utilizando o aço SAE

1015 como matéria prima.

Portanto, caracterizaram-se química e microestruturalmente os vergalhões no estado

de entrega, tanto fabricados a partir do aço SAE 1030 que atualmente atendem o mercado,

18

quanto àqueles fabricados a partir do aço SAE 1015 que não são disponibilizados no mercado

por não apresentarem uma repetitividade em suas propriedades mecânicas que atendam a

norma ABNT NBR 7480. As amostras foram caracterizadas mecanicamente pelos ensaios de

tração e dobramento. Avaliou-se a influência do teor de C e Mn sobre a temperabilidade

Jominy de aços carbono candidatos a fabricação de vergalhões grau CA50. Os aços utilizados

foram: SAE 1030, SAE 1015 (0,78%Mn) e SAE 1015 (0,66%Mn) nas temperaturas de

850°C, 920°C e 1050°C cada um. Essas temperaturas foram escolhidas por se aproximarem

da temperatura de têmpera utilizada na laminação de vergalhões, que é de aproximadamente

900°C. Para confecção dos corpos de prova Jominy, selecionaram-se barras redondas após o

nono passe de laminação antes da barra se tornar vergalhão. Selecionaram-se três amostras de

vergalhões fabricados a partir do aço SAE 1015 (0,78%Mn) e então se aplicaram tratamentos

térmicos de têmpera em água e revenimento. As amostras foram austenitizadas nas

temperaturas de 850°C, 920°C e 1050°C durante uma hora, temperadas em água e revenidas

na temperatura de 500°C durante quinze minutos. As amostras utilizadas foram vergalhões

com 40mm de comprimento. Perfis de microdureza Vickers foram obtidos para todas as

amostras de vergalhões utilizados, tanto no estado de entrega quanto tratadas termicamente.

As condições de tratamentos térmicos que forneceram microestrutura e perfil de microdureza

mais próximos daqueles obtidos para o vergalhão no estado de entrega fabricado a partir do

aço SAE 1030, foram, portanto, aplicadas em amostras de vergalhões em escala maior

(comprimento de 400mm) que posteriormente foram ensaiadas por dobramento e tração.

O intuito deste trabalho é obter resultados satisfatórios para vergalhões fabricados a

partir de aços SAE 1015 e assim, produzir a barra em escala industrial substituindo o aço SAE

1030 que atualmente atende ao mercado consumidor. São previstos ganhos na soldabilidade

do material e menores desgastes aos cilindros laminadores por se tratar de um aço com teor

menor de carbono e consequentemente com dureza mais baixa.

19

2 OBJETIVOS

2.1 Objetivo Geral

O objetivo deste trabalho é estudar a influência de tratamentos térmicos de têmpera e o

revenimento sobre a microestrutura e comportamento mecânico dos vergalhões nervurados

com bitola de 10mm, fabricados a partir do aço SAE 1015, visando atender os requisitos para

o grau CA50.

2.2 Objetivos Específicos

Caracterizar química e microestruturalmente vergalhões com bitola de 10mm,

fabricados em aços SAE 1030 e SAE 1015 com mesmos parâmetros de

processamento;

Caracterizar mecanicamente os vergalhões de aços SAE 1030 e SAE 1015 por

meio dos ensaios de microdureza Vickers, ensaio de tração e ensaio de dobramento

em seu estado de entrega;

Avaliar a influência do teor de C e de Mn na temperabilidade Jominy de aços

carbono candidatos à matéria prima para fabricação de vergalhões de grau CA50;

Avaliar a formação de uma microestrutura compósita por meio de macrografia e

micrografia.

Avaliar a influência de tratamentos térmicos de têmpera e revenimento sobre a

microestrutura e microdureza Vickers de vergalhões de aço SAE 1015;

Propor uma condição de tratamento térmico para ser aplicada a corpos de prova

padrão de vergalhões de aço SAE 1015 e avaliar o seu comportamento mecânico

sob tração e dobramento.

20

3 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA

3.1 Evolução na Produção de Vergalhões de Aço

Há algumas décadas, os vergalhões eram fabricados a partir de aços microligados, e

ainda, com altos teores de carbono. Segundo Alves Filho (2004), o carbono é um dos

principais componentes do aço e está diretamente associado ao acréscimo do limite de

resistência do material. Ainda devido ao elevado teor de carbono, o material apresentava

baixa soldabilidade. Com isso, ao longo dos anos, foi necessária a redução do teor de carbono

e aumento do teor de manganês com a intenção de diminuir o desgaste do maquinário de

laminação, melhorar a soldabilidade dos vergalhões, mas sem perdas significativas de

resistência mecânica do produto. Segundo Simon et al. (1984), o teor de carbono dos aços

utilizados na confecção de vergalhões deve ser inferior a 0,25% em massa e os demais

elementos devem ser relacionados com o carbono equivalente (Ceq), nunca ultrapassando o

valor de 0,45%, para assim não comprometer propriedades como a soldabilidade do aço.

Segundo Caifu (2011), a China é o maior consumidor de aço do mundo, e um quinto

desse consumo está associado à produção de vergalhões. Nos últimos anos, a produção e

consumo de vergalhões laminados à quente tem aumentado de maneira considerável por causa

do grande crescimento no setor de construção civil. A Figura 3.1 destaca a evolução no

consumo de vergalhões na China.

Figura 3.1: Produção de vergalhão na China (Adaptado de: Caifu, 2011).

21

3.1.1 Principais processos e tecnologias de produção de vergalhão

Segundo Nikolaou e Papadimitriou (2004), os métodos atuais de produção de barras

de aço de elevada resistência mecânica podem ser classificados em três categorias distintas.

No primeiro caso, após laminação a quente, aplica-se um resfriamento lento das barras

ao ar atmosférico. Devido a uma pequena mudança na composição química do aço, mantendo

os elementos carbono e manganês com teores baixos, consegue-se um ligeiro aumento no

limite de escoamento e melhoras na soldabilidade do material. Como alternativa de elevar a

resistência mecânica do aço, adicionam-se pequenas quantidades de elementos formadores de

carbonetos, dando destaque para o vanádio, nióbio e titânio que elevam a resistência mecânica

do aço, pelo refino de grão austenítico durante a laminação, sem afetar a sua soldabilidade.

Segundo Roldão e Gallego (2003), carbonitretos de vanádio são mais solúveis que os

compostos formados a partir do nióbio e/ou titânio, de maneira que os precipitados formados

em aços microligados ao vanádio são menos eficazes no ancoramento dos contornos durante o

crescimento de grão austenítico. Essa medida atende a princípio, porém torna o processo

dispendioso devido o elevado valor agregado dos elementos de liga.

Uma segunda maneira de produzir vergalhões seria a partir de tratamentos térmicos

controlados, denominados especificamente como Tempcore e Thermex. Esses processos nada

mais são do que tratamentos térmicos de têmpera seguidos de revenimento e se diferem

apenas na taxa de resfriamento aplicado a superfície da barra sendo mais severas para o

processo Thermex (TAMM, 2003). Os dois processos se baseiam no revenimento das regiões

superficial e intermediária, decorrente da dissipação do calor ainda contido no interior das

barras.

Através de deformações a frio em aços médio carbono, conseguem-se melhoras na

resistência mecânica dos vergalhões. O aumento na densidade de discordâncias bem como na

densidade de contornos de grãos durante a laminação a frio, promovem o endurecimento do

material, porém esta prática faz com que o material apresente queda considerável na

ductilidade (NIKOLAOU e PAPADIMITRIOU, 2004; MAFFEI et al., 2007).

De acordo com Assunção et al. (2001), o processo de produção utilizado é um fator

determinante nas propriedades mecânicas requeridas, assim como os gastos envolvidos com a

produção, por isso é necessária uma seleção criteriosa do material utilizado, sua aplicação,

bem como os parâmetros de processos envolvidos. Simon et al, (1990), afirmam que

22

vergalhões produzidos a partir de aços microligados desfavorecem a viabilidade do processo

em função dos custos de matéria prima, bem como limita a ductilidade do material,

principalmente se tratando de bitolas menores.

A partir da década de 70, surgiram os primeiros projetos de sistemas de tratamentos

térmicos de barras e esta idéia desenvolveu no ramo da siderurgia, uma alternativa altamente

rentável e mais eficiente quando comparado com métodos usados na época. Entre 1980 e

1990, os sistemas de tratamentos térmicos de vergalhões se difundiram e permitiram a

viabilidade do processo de fabricação, sendo adotados por mais de cinquenta empresas em

todo o mundo. Nos últimos anos, a produção de vergalhões de alta resistência a partir de aços

baixo carbono tem se destacado por ser uma atividade rentável (ALVES FILHO, 2004;

ÇETINEL et al., 2000). De acordo com Simon et al. (1984), a rápida evolução de sistemas de

tratamentos de barras utilizada no mundo pode ser observada na Figura 3.2.

Figura 3.2: Evolução na produção mundial de vergalhões utilizando o processo Tempcore (SIMON et al., 1984).

Nikolau e Papadimitriou (2004), estudando aços microligados e tratados

termicamente, concluíram que amostras de aço C-Mn tratadas termicamente possuem maior

resistência ao impacto Charpy-V quando comparadas com amostras microligadas ao vanádio.

A Figura 3.3 permite uma melhor avaliação da influência da temperatura no ensaio Charpy-V

em barras de aço endurecidas por diferentes mecanismos. Nesta figura observa-se que, em

termos de energia absorvida normalizada, o aço microligado foi o único que apresentou

valores entre zero e um, indicando que sua capacidade de absorção de energia durante

deformação plástica para elevadas taxas de deformação é inferior à do estado inicial. Ainda

23

em sua pesquisa, Nikolaou e Papadimitriou (2004), afirmam que os dois materiais apresentam

limites de escoamento semelhantes, enquanto o limite de resistência é mais elevado para

amostras de aços C-Mn tratados termicamente.

Figura 3.3: Valores de tenacidade ao impacto Charpy-V para aços endurecidos por elemento de liga, tratamento

térmico e por deformação a frio (NIKOLAOU e PAPADIMITRIOU, 2004),.

3.1.2 Processo de auto-revenimento de vergalhões de aço

Dentre as práticas mais usuais de auto-revenimento se destaca o processo Tempcore,

que segundo Economopoulos et al. (1975), consiste basicamente em aplicar um tratamento

térmico especial após o último conjunto de cilindros laminadores. Este tratamento térmico

pode ser descrito em de três etapas.

Os vergalhões ao saírem da última gaiola de laminação, recebem jatos d’água em sua

superfície através de um sistema de resfriamento brusco e a temperatura superficial é reduzida

da ordem de 1000°C para 300°C (RODRIGUES et al., 1993).

Essa taxa de resfriamento imposta ao material promove a transformação martensítica

na superfície, enquanto que no seu núcleo ainda prevalece a fase austenítica. A martensita se

apresenta até certa profundidade a partir da superfície do vergalhão. Cessado o contato com a

água, a barra laminada é direcionada para um leito de resfriamento ao ar. A variação do

gradiente de temperatura ao longo do raio da barra (extração de calor do centro da barra para a

24

superfície) promove o auto-revenimento da martensita. O centro da barra por sua vez, resfria-

se lentamente e a austenita se transforma em ferrita e perlita (SIMON et al., 1984). A Figura

3.4 apresenta a estrutura de um vergalhão auto-revenido.

Figura 3.4: Corte em seção transversal de vergalhão com tratamento térmico superficial (ALVES FILHO, 2004).

Simon et al. (1984), afirmam que os principais parâmetros de controle do processo

são: a vazão da água, o tempo de contato metal/água e a temperatura de revenimento das

barras no leito de resfriamento.

De acordo com Cadoni et al. (2013), a elevada resistência das barras produzidas pelo

processo Tempcore (baseado na têmpera e no revenimento em linha) a partir do aço B450C

(0,22%C; 0,05%P; 0,05%S; 0,012%N;), se deve a uma microestrutura compósita que

normalmente se apresenta em três zonas principais como pode-se observar na macrografia

apresentada na Figura 3.5 (CRELOI B450C, 2008).

Figura 3.5 : Macrografia de um vergalhão fabricado a partir do aço B450C com microestrutura compósita

apresentando as três zonas distintas, (a) região da superfície, (b) região intermediária e (c) região do centro

(CADONI et al., 2013).

1 2

3

25

Pode ser visualizada na Figura 3.6, as microestruturas de cada região de um vergalhão

(fabricado a partir do aço B450C), observa-se a presença de martensita revenida na superfície

da barra (Figura 3.6-a), na região intermediária, verifica-se ferrita e bainita como principais

constituintes (Figura 3.6-b) e ferrita e perlita no centro da amostra (Figura 3.6-c e Figura 3.6-

d). Destaca-se que a fração de ferrita poligonal aumenta com a diminuição da taxa de

resfriamento, ou seja, em regiões mais próximas do centro (CADONI et al., 2013).

Figura 3.6: Micrografia da barra de aço B450C, (a) região da superfície com presença de martensita, (b) região

intermediária com uma mistura de bainita e ferrita e, (c) e (d) região central com presença de ferrita e perlita

(CADONI et al., 2013).

Vergalhões de 10mm de diâmetro produzidos pelo processo Tempcore a partir de aços

baixo carbono e alto manganês (0,21%C; 1,04%Mn; 0,2%Si e 0,17%Cr), geram uma coroa de

martensita na superfície e uma região central composta por ferrita e perlita. A coroa apresenta

espessura média de 0,85mm (não homogêneo) enquanto a região central fica em média, com

8mm de diâmetro. A Figura 3.7 ilustra a macrografia do vergalhão após aplicação do processo

Tempcore (PAUL et al., 2014).

26

Figura 3.7: Macrografia evidenciando duas diferentes regiões presentes nos vergalhões fabricados pelo processo

Tempcore (PAUL et al., 2014).

3.1.3 Norma ABNT NBR 7480

Os vergalhões produzidos precisam atender certos requisitos antes de serem aplicados

no mercado. No Brasil, quem regula essas regras é a Associação Brasileira de Normas

Técnicas por meio da norma ABNT NBR 7480. Esta norma avalia vários parâmetros, dentre

eles os mais importantes são: a massa linear, dimensão da bitola, espaçamento entre nervuras,

limites de escoamento e limite de resistência por tração. A Tabela 3.1 apresenta a massa linear

do vergalhão para diferentes bitolas referentes ao grau CA50 de acordo com a norma ABNT

NBR 7480. A norma ainda apresenta requisitos que precisam ser atendidos referentes ao

ensaio de tração: limite de escoamento, limite de resistência, alongamento após ruptura,

alongamento total e ensaio de dobramento do vergalhão. A Tabela 3.2 ilustra alguns destes

requisitos.

Para o grau CA50 (diâmetro 10mm), é possível observar que o limite de escoamento

em tração (LE) do material deve ser maior do que 500MPa e que o limite de resistência em

tração (LR) deve ser no mínimo 1,08xLE. Ensaios de dobramento devem ser realizados com

pinos de três vezes o diâmetro da barra, no caso 30mm.

27

Tabela 3.1: Massa linear da barra de acordo com a bitola (Adaptado da norma ABNT 7480).

Diâmetro nominal Massa e tolerância por unidade de comprimento

Barra (mm) Massa linear nominal (kg/m) Variação Permitida (%)

6,3 0,245 6,3

8 0,395 8

10 0,617 10

Tabela 3.2: Especificação de ensaios mecânicos e propriedades mecânicas exigíveis de barras e de fios de aço

destinados a armaduras de concreto armado (Adaptado da norma ABNT 7480).

Categoria

Valores mínimos de tração Ensaio de dobramento

Limite de escoamento

(LE)

Limite de resistência

(LR)

Diâmetro do pino (D)

d < 20mm d > 20mm

CA-25 250MPa 1,20XLE 2d 4d

CA-50 500MPa 1,08XLE 3d 6d

CA-60 600MPa 1,05XLE 5d

3.2 Tratamentos Térmicos de Têmpera e Revenimento em Aços Baixo Carbono e

Médio Carbono

Os tratamentos térmicos de têmpera e revenimento aplicados na superfície de barras de

aço de baixo e médio carbono geram gradientes microestruturais que variam de acordo com

os fenômenos associados ao processo de laminação e também com o diâmetro das barras

(ALVES FILHO, 2004).

Segundo Chiaverini (2012), o tratamento térmico de têmpera consiste basicamente no

aquecimento do material acerca de 50°C acima da sua temperatura crítica e em seguida faz-se

o resfriamento brusco em meios como água, óleo, salmoura ou até mesmo ao ar atmosférico.

O intuito deste tratamento é a obtenção do constituinte martensita.

Totten (2006) afirma que a martensita se transforma a partir do resfriamento rápido de

uma fase que esteja em temperaturas elevadas, e este fenômeno recebe o nome de têmpera.

No caso dos aços, após aquecimento acima da linha A1 e resfriamento brusco como, por

exemplo, em água, obtém-se o constituinte martensita, a depender da temperabilidade do aço.

O processo de transformação martensítica é adifusional e ocorre a partir de uma temperatura

bem definida (Ms). Abaixo da temperatura de final de transformação martensítica (Mf) tal

fenômeno não ocorre. As temperaturas de início e final de transformação martensítica podem

28

ser calculadas em função do teor de carbono. A Figura 3.8 apresenta a variação das

temperaturas Ms e Mf com a variação do teor de carbono, em aços carbono comuns.

Figura 3.8: Variação das linhas Ms e Mf em função do carbono (Adaptado de TOTTEN, 2006).

A presença da maioria dos elementos de liga tende a baixar Ms com exceção do

cobalto e alumínio. No entanto, solutos intersticiais como carbono e nitrogênio são mais

eficientes que solutos metálicos. O carbono abaixa também a linha de final de transformação

martensítica (Mf), e por este motivo, aços com teores mais elevados de carbono quando

temperados em água, normalmente apresentam quantidades substanciais de austenita retida

(BHADESHIA, 2006).

Segundo Wang et al. (2010), a microestrutura observada em um aço de baixa liga

(0,21%C, 1,75%Si, 0,29%Mn, 1,03%Cr, 2,86%Ni) após aquecimento a 900°C durante 15min

seguido de tempera em banhos de sais (200 - 350°C) durante 1min e revenimento a 500°C

durante 10min, obtém-se como constituinte a martensita revenida, a qual se apresenta com

morfologias típicas de ripas conforme apresentado na Figura 3.9.

Para a obtenção da martensita, geralmente deve-se resfriar o aço a partir do campo

austenítico com elevadas taxas de resfriamento, inibindo assim as transformações de fase

difusionais como, por exemplo, as transformações de austenita-ferrita, austenita-perlita e

austenita-bainita (BHADESHIA, 2006).

29

A martensita é um constituinte duro com elevada resistência mecânica, porém com

baixa tenacidade e ductilidade limitadas (SANTOS e HENRIQUES, 2015; FADARE et al.,

2011).

Figura 3.9: Microscopia eletrônica de varredura de uma estrutura martensítica (2500X) (WANG et al., 2010).

Estudando aços baixo carbono (0,198%C, 0,769%Mn), Wagner et al. (1997) afirmam

que após austenitização a 1250°C e 1050°C e têmpera em água, obtém-se como constituintes

martensita, bainita e ferrita, sendo que para o primeiro caso, a ferrita se apresenta com

morfologia acicular. Segundo os autores, maiores temperaturas de austenitização tendem a

gerar austenita mais homogênea e maior tamanho de grão austenítico. Para amostras

austenitizadas a 900°C durante 1h, após têmpera em água, obteve-se uma microestrutura

bandada composta por bainita, ferrita e perlita com aspecto degenerado. A Figura 3.10 ilustra

as microestruturas obtidas.

Figura 3.10: Microestrutura após austenitização durante uma hora à temperatura de (a) 1250°C, (b) 1050°C e (c)

900°C, seguido de têmpera em água (WAGNER et al.,1997).

30

Estudando vergalhões de 10mm fabricados a partir de aços baixo carbono (0,13%C;

0,78%Mn), Maciel et al., (2013), afirmam que após austenitização a 900°C durante 25min

seguida de têmpera em água a 25°C, obtém-se como constituintes majoritários a martensita e

a bainita conforme pode ser observado na Figura 3.11.

Figura 3.11: Micrografia do vergalhão fabricado a partir do aço SAE 1015 temperado a partir de 900°C em água,

a) Região central, b) Região intermediária, c) Região da superfície - Ataque: Nital 2%, MEV, Aumento de 6000x

(MACIEL et al., 2013).

De acordo com Chiaverini (1986), outro tratamento térmico bastante utilizado e que

geralmente é aplicado após a têmpera é o revenimento. Ele é aplicado com a intenção de

eliminar inconvenientes decorrentes da têmpera como, por exemplo, tensões internas,

correção de dureza e fragilidade do material, conferindo ainda um aumento na ductilidade e

tenacidade ao impacto. O tratamento se baseia no aquecimento do material visando a reversão

do reticulado instável da martensita (tetragonal de corpo centrado) para o cúbico de corpo

centrado que é mais estável nas condições de temperatura e pressão do tratamento. Alívios de

tensões são alcançados e, além disso, é possível observar a precipitação de carbonetos que se

aglomeram em função da temperatura e do tempo de tratamento. A Tabela 3.3 traz algumas

características adquiridas com a temperatura ensaiada.

31

Tabela 3.3: Características do tratamento térmico de revenimento em diferentes faixas de temperatura (Adaptado

de CHIAVERINI, 1986).

Faixa de

temperatura (°C) Características Dureza (HRc)

25 - 100 Segregação de carbono em discordâncias Pouco afeta

100 - 250 Precipitação de carboneto de ferro tipo epsilon - Fe2-4C Até 60

200 - 300 Transformação da austenita em ferrita e cementita Pouco menor que 60

250 - 350 Formação de um carboneto metaestável - Fe5C2 Pouco maior que 50

400 - 600 Aglormeração de Fe3C na forma esferoidal 25 - 45

500 - 600 Precipitação de carboneto de liga (Ti, Cr, Mo, V, Nb ou W) -

600 - 700 Cementita na forma esferoidal - Material muito tenaz 5 - 20

Estudando diferentes taxas de resfriamentos aplicadas a vergalhões de aço de alta

resistência fabricados a partir de aços microligados ao vanádio e nióbio (0.2%C, 0.1%V,

0.02% Nb), Zaky et al. (2008) observaram que após austenitização a 600°C seguida de rápida

têmpera em água e resfriamento ao ar, a microestrutura resultante é constituída

majoritariamente por bainita superior. O calor contido no núcleo da amostra é capaz de

promover a transformação bainítica em temperaturas mais elevadas, resultando em um

agregado eutetóide que aumenta a ductilidade do aço e diminui a sua resistência mecânica. A

Figura 3.12 ilustra tal microestrutura.

Figura 3.12: Microestrutura do aço (0.2% C, 0.1% V e 0.02% Nb) contendo bainita superior após rápida têmpera

em água. (ZAKY et al., 2008).

Segundo Santos et al. (2014), amostras de aços baixo carbono (0,15%C, 1,39%Mn),

após serem austenitizadas a 950°C durante 30min e resfriadas continuadamente em ar até as

temperaturas de 732°C e 630°C e, então, temperadas em água fria, apresentaram martensita,

ferrita e uma possível região composta por bainita granular como microconstituintes. A Figura

Bainita Superior

32

3.13 ilustra as microestruturas encontradas para as duas condições, de forma que na Figura

3.13-a, visualiza-se a presença de uma pequena fração de ferrita alotriomórfica que cresceu,

tornando-se ferrita poligonal em torno de uma matriz martensítica. Na Figura 3.13-b, observa-

se a presença de ferrita poligonal e uma estrutura no interior de alguns grãos ferríticos que

mais se assemelha a bainita granular. Segundo Totten (2006), a estrutura bainítica consiste de

agregados de placas de ferrita separadas por filmes finos de austenita, martensita ou

cementita.

Figura 3.13: Imagens do aço temperado em a) 732ºC e b) 630ºC, durante o resfriamento contínuo. MEV. M

(martensita), αp (ferrita poligonal), BG (bainita granular) (SANTOS et al., 2014).

3.2.1 Transformações de fase em barras de aço baixo carbono

Após a austenitização completa de um aço e a aplicação de resfriamentos com

diferentes taxas, é possível obter diferentes constituintes que por sua vez apresentam

propriedades bem características. Uma maneira de se conhecer as condições de formação

desses constituintes é por meio do conhecimento dos diagramas TTT ou TRC. A Figura 3.14

representa um diagrama típico para um aço hipoeutetóide, baixo carbono.

No resfriamento controlado de barras de aço, ocorrem basicamente três etapas de

transformações de fase. Pode-se notar que na primeira etapa do ciclo térmico aparece o

constituinte martensita oriunda do resfriamento brusco na superfície do material; já no interior

do vergalhão, ainda prevalece a fase austenita. Na etapa seguinte nota-se um aumento de

temperatura na região intermediária e na superfície do material, fato justificado pelo calor do

núcleo que se dissipa ao longo do raio da barra pelos mecanismos de condução por contato e

convecção. Esta situação favorece formação da bainita entre o núcleo austenítico e a

superfície de martensita, agora já revenida por esta troca de calor. Na última etapa do

tratamento térmico, em que ocorre o resfriamento total do material ao ar, tem-se a estrutura

33

final onde é possível visualizar a transformação da austenita contida no núcleo em ferrita +

perlita (ALVES FILHO, 2004; MUKHERJEE et al., 2012).

Figura 3.14: Diagrama para transformação isotérmica de um aço hipoeutetóide (Adaptado de CHIAVERINI,

1986).

Os diagramas TTT ou TRC de aços 10B22 (0,20%C, 1,14%Mn, 0,003%B) mostram

que além desses elementos influenciarem na temperatura de austenitização, eles têm

influência sobre a temperatura de início da transformação γ → α assim como sobre a cinética

de transformação. Teores menores desses elementos tendem a aumentar a temperatura de

austenitização, dando preferência à formação de ferrita secundaria alinhada [FS(A)], quando

aquecidas a 850°C e a 1100°C e submetidas ao ensaio de temperabilidade Jominy (GARLIPP,

2001).

Mukhopadhyay e Galasso (2011), afirmam que durante a têmpera, a temperatura da

superfície da barra de aço é trazida abaixo da temperatura Ms, então, uma coroa martensítica é

formada. O calor do centro da barra flui a partir do núcleo até a borda. A martensita então

passa a ser martensita revenida. Várias seções dentro da barra passam por diferentes taxas de

resfriamento, como resultados, diferentes constituintes são formados entre o núcleo e a

superfície. A microestrutura da barra é constituída por um núcleo macio composto por ferrita

e perlita, e às vezes muito pouco de bainita, enquanto na superfície se tem majoritariamente a

presença de martensita. Na região intermediária entre o núcleo e o centro, tem-se uma área

rica em bainita. A Figura 3.15 ilustra as transformações de fase envolvidas no processo.

34

Figura 3.15: Têmpera e auto-revenimento (Adaptado de: MUKHOPADHYAY e GALASSO, 2011).

Estudando aços API 5L-X65 que são aços baixo carbono (0,095%C) microligados ao

Nb, Ti e V, Ogata (2009) afirma que existe uma variação na microestrutura do aço à medida

que se altera as taxas de resfriamento partindo de 950°C. O autor reforça ainda, que mesmo

para taxas de resfriamento de 60°C/s não houve formação significativa de martensita. À

medida que se trabalha com taxas de resfriamento mais elevadas, a estrutura se torna mais

refinada e há grande mudança de morfologia da ferrita. A Figura 3.16 apresenta o perfil de

resfriamento do aço API 5L-X65 para diferentes taxas aplicadas e a Figura 3.17 revela a

microestrutura obtida em cada uma dessas taxas de resfriamento.

Estudando aços com baixíssimos teores de carbono (0,07%C; 1,28%Mn) microligados

ao Nb e V, Zhao et al. (2003) afirmam que após aquecimento a 950°C, para a taxa de

resfriamento de 50oC/s, a microestrutura transformada é composta por ferrita bainítica

(bainita) e ferrita acicular. Diminuindo-se a taxa para 10oC/s, a microestrutura é

predominantemente constituída por ferrita acicular. Já para a taxa de resfriamento de 1oC/s, os

constituintes majoritários são ferrita poligonal e perlita. A Martensita só foi observada para

taxas de resfriamento superiores a 60oC/s. A Figura 3.18 ilustra o diagrama TRC do aço

utilizado.

35

Figura 3.16: Diagrama de transformação por resfriamento contínuo de um aço baixo carbono - αw-ferrita

acicular, αB-ferrita granular, αp-ferrita poligonal, αq-ferrita quase poligonal, P-perlita, P´-perlita degenerada

(OGATA, 2009).

Figura 3.17: Micrografias obtidas por MEV atacadas com Nital 2% de amostras de aço baixo carbono

austenitizadas a 1200oC e submetidas a taxas de resfriamento de (a) 0,5

oC/s, (b) 1

oC/s, (c) 5

oC/s, (d) 10

oC/s,

(e) 20oC/s, (f) 30

oC/s, (g) 40

oC/s, (h) 50

oC/s e (i) 60

oC/s (OGATA, 2009).

36

Figura 3.18: Diagrama TRC de um aço baixo carbono (0,07% de C) microligado (Mn, Nb, V) - BF- Ferrita

bainítica, AF- Ferrita acicular, PF- Ferrita poligonal e P-Perlita (ZHAO et al., 2003).

KORAD et al. (2011), estudando diferentes procedimentos de têmpera em um aço

SAE 1015, mostraram que, caso este aço seja austenitizado a 930°C e temperado em água, a

fração de martensita formada é pequena, sendo os principais constituintes a bainita e finas

estruturas ferríticas (ferrita acicular). A Figura 3.19 apresenta resultados de simulação

computacional de KORAD et al. (2011), onde eles simularam os perfis térmicos de

resfriamento de uma barra de aço de 25mm de diâmetro em função da posição. Segundo eles,

as regiões de maior taxa de resfriamento chegaram a 50°C/s, estando abaixo do valor crítico

para obtenção de uma microestrutura martensítica em aços baixo carbono.

Tem

pera

tura

(°C

)

Tempo s ( )

Figura 3.19: Perfil térmico de resfriamento de uma barra de aço com 25mm de diâmetro em função da posição

(Adaptado de KORAD et al., 2011).

37

3.2.2 Efeitos dos elementos de liga sobre os aços carbono

Elementos de liga provocam mudanças nos campos de estabilidade do diagrama Fe-

Fe3C, podendo expandir ou contrair o campo austenítico. Aqueles elementos que tendem a

aumentar a região de existência da austenita (γ) são chamados gamagêneos e elementos que

tendem a aumentar o campo ferrítico (α) são denominados alfagêneos.

O Ni e Mn quando adicionados em grandes concentrações, praticamente eliminam a

estrutura ferrítica (CCC) e consegue-se obter a estrutura austenítica em temperaturas abaixo

da ambiente. Além disso, o Ni e o Mn tendem a baixar as linhas A1 e A3 e então se torna mais

fácil obter austenita metaestável por tratamento térmico de têmpera. A Figura 3.20 ilustra

esquematicamente a variação do diagrama de fases com presença de elementos gamagêneos

(MAALEKIAN, 2007). De acordo com Totten (2006), o incremento na concentração de

elementos como Mn e o Ni ampliam consideravelmente o campo austenítico, baixando a linha

A3 e elevando a linha A4.

Figura 3.20: Diagrama esquemático destacando a região γ em função da presença de elementos gamageneos

(Adaptado de MAALEKIAN, 2007).

Calcagnotto et al. (2012) afirmam que a adição de Mn em aços com teores de carbono

em torno de 0,16%, reduz a temperatura de início da transformação α → γ. A Tabela 3.4

ilustra um comparativo entre as temperaturas críticas de transformação de fases no equilíbrio

38

e as determinadas experimentalmente pelo método de dilatometria, utilizando os aços 15C

(0,16%C e 0,87%Mn) e 15CMn (0,17%C e 1,63%Mn).

Tabela 3.4: Comparação as temperaturas A1 e A3 para diagramas de fase no equilíbrio e determinadas

experimentalmente pelo método de dilatometria (Adaptado de CALCAGNOTTO, 2010).

Aço Equilíbrio Experimental

A1 (°C) A3 (°C) A1 (°C) A3 (°C)

15C 704 836 733 845

15CMn 679 810 721 835

A Figura 3.21 ilustra a variação das temperaturas das linhas Ae3 e Ae1 evidenciando o

efeito do manganês sobre as temperaturas de inicio e fim da transformação: α → γ. O Mn

tende a estabilizar a austenita e com isso o campo de estabilidade desta fase aumenta

(CALCAGNOTTO et al., 2012). Segundo Krauss (2005), o carbono é um elemento que

estabiliza a austenita e, assim sendo, o aumento do teor deste elemento, também amplia o

campo de estabilidade de austenita nos aços.

Figura 3.21: Diagrama de fases para os aços (a) 15C e (b) 15CMn (Adaptado de CALCAGNOTTO, 2010).

Maalekian (2007) afirma que todos os elementos de liga que formam soluções sólidas

afetam a dureza da ferrita. O aumento da dureza provocada pelo mecanismo de solução sólida

é mostrado na Figura 3.22. O Si e Mn, elementos de liga que ocorrem mais frequentemente

nos aços, têm um efeito significativo sobre a dureza da ferrita, enquanto o efeito do Cr é

menos expressivo. Estudando aços comuns baixo carbono, Mendes et al. (2015) afirmam que

teores menores de Mn tendem a gerar estruturas com durezas menores que aços que

contenham teores de Mn ligeiramente mais elevados.

39

Segundo a literatura, o aumento no teor de manganês favorece a temperabilidade do

aço, porém é necessário que se tenha um controle muito preciso sobre o teor de enxofre para

que não haja formação exagerada de sulfeto de manganês (ALVES FILHO, 2004; ZAKY,

2008).

Figura 3.22: Efeito de elementos de liga na dureza da ferrita (Adaptado de: MAALEKIAN, 2007).

3.2.3 Tamanho de grão austenítico

O tamanho de grão austenítico também é um parâmetro que tem forte influência sobre

a microestrutura e propriedades mecânicas dos aços. Este parâmetro tem influência sobre a

cinética de transformação de fases em aços durante resfriamento contínuo e,

consequentemente, sobre a morfologia e tamanho médio dos constituintes formados.

MARTINS et al. (2014) estudaram amostras de aço ABNT 1045 austenitizadas nas

temperaturas de 860°C, 950°C e 1100°C nos intervalos de tempo de 40min, 90min e 180min.

Eles observaram que temperaturas elevadas têm maior influência sobre o tamanho dos grãos

austeníticos. É possível visualizar os grãos austeníticos prévios obtidos pelos pesquisadores

na Figura 3.23.

40

Figura 3.23: Grãos austenítico prévios do aço ABNT 1045 austenitizado em diferentes temperaturas por

diferentes intervalos de tempo – 400x – MO (MARTINS et al., 2014).

De acordo com Cota et al. (2002), o aumento da temperatura de austenitização de aços

carbono microligados ao nióbio (Nb) favorece o crescimento do grão austenítico conforme

ilustra a Figura 3.24.

Estudando o crescimento de grãos austeníticos, Roldão e Gallego (2003) afirmam que

aços microligados ao vanádio (0,37%C, 1,39%Mn, 0,1%V) tendem a apresentar grãos

maiores do que aços microligados ao titânio e nióbio (0,14%C, 1,38%Mn, 0,04%Nb,

0,04%Ti). Segundo os autores, carbonitretos de vanádio são mais solúveis que os compostos

formados a partir do nióbio e/ou titânio, de forma que os precipitados de vanádio não são tão

eficazes no ancoramento do crescimento do grão austenítico. A Figura 3.25 ilustra o

crescimento de grão para os dois tipos de aço após austenitização a 1150°C.

Mendes et al. (2015) afirmam que temperaturas de austenitização mais elevadas

tendem a gerar grãos austeníticos maiores e consequentemente favorecem a formação de

estruturas mais grosseiras tornando o gradiente de dureza menor ao longo dos corpos de prova

Jominy.

41

Figura 3.24: Influência da temperatura sobre o tamanho de grão austenítico (Adaptado de COTA et al., 2002).

Figura 3.25: Estrutura austenítica proveniente de uma austenitização a 1150°C para (a) aço microligado ao

titânio e nióbio e (b) aço microligado ao vanádio. (ROLDÃO e GALLEGO, 2003).

3.3 Temperabilidade Jominy

A temperabiliade Jominy promove diferentes resfriamentos para diferentes regiões da

barra. Na extremidade da amostra ocorre resfriamento mais brusco devido o contato com a

água e à medida que se avança no sentido de comprimento da amostra, a tendência é que a

taxa de resfriamento decaia com a distância da borda da amostra.

Estudando aços C-Mn (0,2%C; 1,14%Mn) contendo 0.003%B, Gárlipp et al. (2001),

determinaram os perfis de dureza Rockwell C versus distância da superfície temperada para

duas temperaturas de austenitização, que foram 845°C e 1100°C. A Figura 3.26 apresenta os

resultados obtidos por eles, evidenciando um perfil de dureza decrescente à medida que se

afasta da extremidade temperada da amostra.

42

Figura 3.26: Curvas Jominy para amostras de aço temperadas a 1100°C e 850°C (GÁRLIPP, 2001).

A Figura 3.27 apresenta resultados de simulação computacional obtidos por Yazdi et

al. (2008), por meio da aplicação do método de elementos finitos em aços AISI 4130. Os

autores simularam a distribuição de temperaturas ao longo do corpo de prova Jominy como

uma função do tempo a partir do instante em que a superfície inferior do corpo de prova foi

colocada em contato com a água. Pode-se observar que com o passar do tempo o corpo de

prova tende ao equilíbrio térmico, sendo menor o gradiente de temperatura ao longo de seu

volume.

Estudando vergalhões de 10mm fabricados a partir de aços SAE 1015, Maciel et al.

(2013) afirmam que após austenitização a 900°C seguido de têmpera em água por 3s e

resfriamento ao ar, obtém-se como estrutura uma mistura de martensita, bainita e ferrita de

Windmanstatten. A Figura 3.28 ilustra a microestrutura obtida. Como a superfície resfria-se

mais bruscamente, obtém-se pequena fração de martensita e bainita enquanto que na região

intermediaria obtém-se majoritariamente bainita oriunda de um resfriamento mais brando e na

região central forma-se ferrita de Windmanstatten promovida pela difusão dos átomos de

carbono buscando um alinhamento em planos bem definidos.

43

Figura 3.27: Temperatura de contorno em diferentes tempos após o início da têmpera; (a) 10s, (b) 100s, (c) 400s

e (d) 600s (Yazdi, 2008).

Figura 3.28: Micrografia do vergalhão fabricado a partir do aço SAE 1015 e processado pelo processo Tempcore

a) Região central, b) Região intermediária, c) Região da superfície - Ataque: Nital 2%, MEV, Aumento de 6000x

(MACIEL et al, 2014).

44

3.4 Ensaios Mecânicos Aplicados a Vergalhões de Aço

3.4.1 Microdureza Vickers

Utilizando amostras de barras de aço (B450C) com 32mm e 40mm de diâmetro,

Cadoni et al. (2013), concluiram que o perfil de microdureza Vickers apresenta valores

elevados de dureza na superfície do material, enquanto que no centro ela tende a ser menor. A

Figura 3.29 ilustra o perfil de microdureza obtido.

Figura 3.29: Microdureza Vickers do aço B450C em função do raio da barra (Cadoni et al., 2013).

Mukhopadhyay e Galasso (2011) realizaram a medida do perfil de microdureza

Vickers em barras de aço baixo carbono, e concluíram que a dureza diminui à medida que se

aproxima do centro do material. Por meio de simulação computacional baseada em têmpera e

revenimento de barras, os autores confirmam um perfil de microdureza previsto bem próximo

do perfil medido experimentalmente. A Figura 3.30 ilustra os resultados obtidos para o ensaio

de microdureza Vickers. Estudando vergalhões de 20mm de diâmetro fabricados a partir do

aço A500 NR SD, Santos e Henriques (2015) afirmam que o perfil de microdureza Vickers

apresenta valores de 164 HV (centro) a 262 HV (superfície).

Estudando barras de 8mm de diâmetro fabricadas a partir de aços baixo carbono e alto

manganês (0,238C; 1,409Mn; 0,211Si; 0,031P;0,035S) pelo processo Tempcore, Nikolaou e

45

Papadimitriou (2004) afirmam que, durante o aquecimento das amostras por uma hora nas

temperaturas de 20°C, 400°C, 500°C, 600°C e 700°C seguidas de resfriamento ao ar, o

amolecimento da superfície dura passa a ser significativo para amostras resfriadas a partir dos

600°C. Para barras com 12mm de diâmetro fabricadas a partir de aços baixo carbono (0,160C;

0,770Mn; 0,195Si; 0,019P;0,019S) também pelo processo Tempcore, os autores afirmam que,

durante o aquecimento das amostras por uma hora nas temperaturas de 20°C, 600°C e 700°C

seguidas de resfriamento ao ar, o amolecimento da superfície dura é mais pronunciado para a

amostra resfriada a partir dos 700°C. A Figura 3.31 apresenta o perfil de microdureza para as

duas bitolas. Ainda segundo Nikolaou e Papadimitriou (2004), barras de aço microligado ao

vanádio e trabalhado a frio, apresentam perfis de microdureza característicos quando

austenitizados em diferentes temperaturas durante uma hora e resfriados ao ar. Por meio da

Figura 3.32 é possível perceber que, para o aço microligado, o perfil de microdureza não

variou muito, enquanto que para o aço trabalhado a frio, o perfil apresenta grande variação

durante o ensaio. O vanádio precipita como carboneto nos contornos de grãos ferríticos

realizando o ancoramento dos grãos e como resultado se obtém estrutura mais refinada

(ROLDÃO e GALLEGO, 2003).

Figura 3.30: Comparação entre estrutura e propriedades medidas e previstas para barras de aço com 24mm de

diâmetro (MUKHOPADHYAY e GALASSO, 2011).

46

Figura 3.31: Perfis de microdureza na secção transversal das barras após o aquecimento a diferentes

temperaturas durante 1 h, em (a) 8mm – Tempcore - Barra B, (b) 12mm - Tempcore - Barra C (NIKOLAOU e

PAPADIMITRIOU, 2004).

Figura 3.32: Efeito da temperatura sobre a dureza de aços microligados ao Vanádio e aços endurecidos por

trabalho a frio (NIKOLAOU e PAPADIMITRIOU, 2004).

3.4.2 Ensaio de tração

Nikolaou e Papadimitriou (2004), durante um estudo do comportamento sob tração de

três aços carbono comuns fabricados pelo processo Tempcore, observaram que quando se

eleva o teor do elemento Mn, se ganha um acréscimo no limite de escoamento do material. Os

47

autores destacam a relação do limite de escoamento com a temperatura na qual as barras de

aço foram austenitizadas e então resfriadas ao ar. As barras foram fabricadas pelos processos:

Tempcore, a partir de aços microligados e barras endurecidas por deformação a frio. A Figura

3.33 apresenta os resultados obtidos.

Figura 3.33: Variação do limite de escoamento com a temperatura de aquecimento das amostras durante uma

hora, seguidas de resfriamento ao ar (NIKOLAOU e PAPADIMITRIOU, 2004).

Para barras tratadas pelo processo Tempcore, realizaram-se vários aquecimentos

diferentes seguidos de resfriamento ao ar. Amostras aquecidas a 600°C por uma hora seguidas

de resfriamento ao ar, fornecem limite de escoamento abaixo de 500MPa. Para barras

laminadas à quente fabricadas a partir de aços microligados microligados ao vanádio,

seguidas de aquecimento a 100°C durante uma hora e resfriadas ao ar, observa-se um

incremento no limite de escoamento do material e nota-se que somente quando aquecidas a

600°C por uma hora e resfriadas ao ar é que o limite de escoamento sob tração fica abaixo de

500MPa. Os aços endurecidos por deformação a frio apresentam LE<500MPa quando

aquecidos na temperatura 500°C pelo período também de uma hora e resfriados ao ar

(NIKOLAOU e PAPADIMITRIOU, 2004).

De acordo com Alves Filho (2004), o resfriamento brusco na superfície do material

gera a formação da fase martensita, enquanto que no centro da barra, a fase existente ainda é a

austenita até que ocorra o equilíbrio térmico. Um dos principais fatores que podem interferir

na microestrutura do aço é a escolha da composição química e a temperatura com que a barra

chega ao leito de resfriamento.

48

4 MATERIAIS E MÉTODOS

Este trabalho foi executado com a finalidade de analisar vergalhões nervurados de

10mm fabricados pela ArcelorMittal Itaúna - MG. Portanto, foram realizados ensaios de

temperabilidade Jominy, analises química e microestrutural que serviram de base para escolha

do tipo de aço a ser utilizado na fabricação dos vergalhões. Foram feitas análises

metalográficas para identificação das microestruturas no estado de entrega dos vergalhões e

das amostras provenientes dos tratamentos térmicos aplicados em laboratório. Foram

realizados ensaios mecânicos para se obter informações a respeito do comportamento

mecânico dos vergalhões. Os ensaios realizados foram: ensaio de microdureza, ensaio de

tração e ensaio de dobramento.

É importante ressaltar que as especificações e procedimentos adotados visam atender

os requisitos da norma ABNT NBR 7480.

4.1 Materiais

Para a realização desse trabalho, utilizaram-se corpos de prova de vergalhões

fabricados pelo processo Tempcore a partir dos aços SAE 1030 e SAE 1015 (0,78%Mn) em

seu estado de entrega, de forma que o aço SAE 1015 (0,78%Mn) foi laminado exclusivamente

para realização deste trabalho. Corpos de prova Jominy foram usinados a partir de barras de

aços oriundas do próprio processo de fabricação dos vergalhões, sendo que as amostras foram

retiradas de um dos passes de laminação. Do total de dezenove passes, as amostras foram

retiradas após o nono passe de laminação com o auxilio de uma tesoura de desponte de barras

de aço. Os despontes são realizados com o intuito de evitar enroscamento das barras nos

canais dos cilindros laminadores gerando sucata e prejuízo. Utilizaram-se três tipos diferentes

de aço, SAE 1030, SAE 1015 (0,78%Mn) e também um aço da classificação SAE 1015

porem com o teor de manganês ligeiramente menor (0,66%Mn). Os corpos de prova foram

selecionados e usinados em tamanho padrão para realização dos ensaios de temperabilidade

Jominy. O aço SAE 1015 com teor de manganês menor (0,66%Mn) foi utilizado

exclusivamente no ensaio de temperabilidade Jominy, pois a empresa não forneceu amostras

de vergalhões laminados a partir desse material.

Para melhor entendimento e conhecimento das amostras, convencionou-se nomeá-las

conforme apresentado nas Tabelas 4.1 e 4.2. As amostras utilizadas nos ensaios de

49

temperabilidade Jominy recebem como identificação a letra J seguida do numero de cada uma

de acordo com o aço utilizado em sua fabricação e os vergalhões utilizados recebem as letras

A, B, C, D e E como identificação.

Tabela 4.1 : Classificação das amostras Jominy.

Corpos de Prova Jominy

Amostra Aço

J1 SAE 1030

J2 SAE 1015 (0,78%Mn)

J3 SAE 1015 (0,66%Mn)

*Amostra do aço SAE 1015 (0,66%Mn) é exclusiva do ensaio de temperabilidade Jominy

Tabela 4.2: Nomenclatura e identificação das amostras de vergalhões utilizadas neste trabalho.

Vergalhões - 40mm

Amostra Aço Situação Detalhes

A SAE 1030 Estado de Entrega Processo Tempcore

B SAE 1015

(0,78%Mn) Estado de Entrega Processo Tempcore

C SAE 1015

(0,78%Mn)

Tratado Termicamente em

Laboratório

Temperada a 850°C por 25

minutos e revenida a 500°C por

15 minutos

D SAE 1015

(0,78%Mn)


Laboratório



15 minutos

E SAE 1015

(0,78%Mn)


Laboratório



15 minutos

* Nesta etapa não se utilizou a amostra SAE 1015 (0,66%Mn).

4.2 Procedimentos Experimentais

4.2.1 Caracterização dos vergalhões fabricados a partir dos aços SAE 1030 e SAE 1015

em seu estado de entrega

Na primeira etapa do trabalho, realizou-se análise química, macrografia,

caracterização microestrutural com auxílio de um microscópio eletrônico de varredura e

ensaios mecânicos de tração e dobramento nos vergalhões fabricados a partir dos aços SAE

1030 e SAE 1015 pelo processo Tempcore em seu estado de entrega.

50

A Figura 4.1 apresenta a ordem das atividades realizadas.

Figura 4.1: Fluxograma dos procedimentos experimentais de caracterização dos vergalhões no estado de entrega

- Etapa 1.

4.2.2 Ensaios de temperabilidade Jominy

Ensaios de temperabilidade Jominy foram executados em corpos de prova

padronizados, usinados a partir dos aços SAE 1030, SAE 1015 (0,78%Mn) e SAE 1015

(0,66%Mn). Os ensaios foram executados conforme padrões estabelecidos pela norma ABNT

NBR 6339 no Laboratório de Tratamentos Térmicos e Microscopia Óptica (LTM) do

DEMET. O objetivo destes ensaios foi avaliar a influência dos teores de carbono e de

manganês sobre a capacidade de endurecimento dos aços, bem como avaliar o efeito do

tamanho de grão austenítico em função das diferentes temperaturas de austenitização

51

utilizadas, que foram: 850°C, 920°C e 1050°C. Essas temperaturas foram escolhidas por se

aproximarem da temperatura final de laminação dos vergalhões (900°C).

Os corpos de prova Jominy foram usinados a partir de barras redondas selecionadas

durante o processo de laminação de vergalhões. Do total de dezenove passes de laminação, as

barras redondas foram retiradas após o passe de número nove quando apresentava diâmetro

aproximado de 40mm, para então serem confeccionados os corpos de prova Jominy. Tanto a

“cabeça” quanto a “cauda” da barra de aço são cortadas para evitar qualquer tipo de parada na

linha de laminação por defeitos apresentados nesta região. Como ocorrem grandes

deformações na barra de aço até atingir o formato final do vergalhão, as duas extremidades da

barra é que acumulam grande quantidade de defeitos, que se não forem descartados do

processo, podem não passar no canal do cilindro e gerar sucata na produção. A Figura 4.2

ilustra a sequência de arranjo de cilindros laminadores na laminação a quente de vergalhões,

evidenciando o desponte após a gaiola de laminação G2 no conjunto de cilindros

intermediários.

Figura 4.2: Sequência típica de cilindros laminadores na laminação de vergalhões (Adaptado de ArcelorMittal).

Amostras de cada aço foram caracterizadas quimicamente antes do ensaio Jominy. Na

sequência as amostras foram retificadas para medição dos perfis de dureza na escala Rockwell

A conforme indica a Figura 4.3. Análises microestruturais foram realizadas com o auxílio do

microscópio eletrônico de varredura e também se realizou a medição do tamanho de grão

austenítico no microscópio óptico LEICA DM2700M do Laboratório de Tratamentos

Térmicos e Microscopia Óptica (LTM) do DEMET-EM-UFOP e por meio da utilização de

técnicas de metalografia quantitativa disponíveis no Software Leica Application Suite. A

Figura 4.4 ilustra a sequência de atividades realizadas nesta segunda etapa do trabalho.

52

Figura 4.3: Representação esquemática dos pontos para medição de dureza. Os pontos em preto representam

aqueles previstos pela norma ABNT NBR 6339 e os pontos em vermelho foram adicionados para melhor

caracterização.

Figura 4.4: Fluxograma dos procedimentos experimentais aplicados aos corpos de prova Jominy - Etapa 2.

53

4.2.3 Ensaios em escala de bancada aplicados a vergalhões fabricados a partir do aço

SAE 1015 (0,78%Mn) com 40mm de comprimento

A Figura 4.5 representa a sequência de atividades executadas nesta terceira parte do

trabalho. Três amostras do vergalhão fabricado a partir do aço SAE 1015 (0,78%Mn) foram

selecionadas com o comprimento de 40mm e então realizou-se o tratamento térmico de

normalização em todas elas para posteriormente aplicar diferentes condições de tratamentos

térmicos em cada uma. O tratamento térmico de normalização foi realizado para eliminar

quaisquer efeitos da laminação e microestruturas formadas no processo Tempcore.

Figura 4.5: Fluxograma dos procedimentos experimentais aplicados aos vergalhões em escala de 40mm de

comprimento fabricados a partir do aço SAE 1015 (0,78% Mn) - Etapa 3.

Segundo Wang et al. (2010), a microestrutura observada em um aço de baixa liga após

tratamentos térmicos de têmpera e revenimento é a martensita, a qual se apresenta em

formatos típicos de ripas. Realizaram-se análises microestruturais e comparou-se com os

dados de amostras que já atendem a norma ABNT NBR 7480 que neste caso, tem-se como

base o aço SAE 1030.

54

Após os tratamentos térmicos, as amostras foram metalograficamente preparadas por

embutimento, lixamento e polimento para então serem submetidas à caracterização

microestrutural por microscópio eletrônico de varredura.

4.2.4 Ensaios de microdureza Vickers

Com base na norma ASTM E384 (2016), efetuou-se o levantamento de três perfis de

microdureza na escala Vickers com carga de 10gf durante 5s para cada uma das amostras A,

B, C, D e E. Os valores considerados foram as médias aritméticas entre os perfis medidos em

cada amostra com o auxílio do microdurômetro PANTEC do Laboratório de Tratamentos

Térmicos e Microscopia Óptica (LTM) do DEMET-EM-UFOP. O passe de indentações foi de

0,25mm desde a extremidade da amostra (0mm) para o centro da amostra (até

aproximadamente 4,25mm) totalizando 18 indentações. A Figura 4.6 ilustra a direção do

perfil de microdureza medido.

Figura 4.6: Perfil esquemático do ensaio de microdureza Vickers.

Após análise das curvas de microdureza Vickers, escolheu-se o perfil da amostra D,

pois foi o que mais se aproximou daquele obtido para a amostra A (referência por ser a

condição que atende ao mercado consumidor). A Figura 4.7 ilustra a sequência das atividades

executadas.

55



4.2.5 Ensaios nos vergalhões fabricados a partir do aço SAE 1015 (0,78%Mn) em

escala piloto – 400mm de comprimento

Na quinta e última etapa do trabalho, escolheu-se as condições de tratamentos

térmicos empregados à amostra D para serem reproduzidos nos vergalhões fabricados a partir

do aço SAE 1015 (0,78% Mn), agora em amostras com 400mm de comprimento.

Convencionou-se nomear as amostras com 400mm como amostra D’pois foram termicamente

tratadas nas mesmas condições aplicadas à amostra D.

As condições de tratamento térmico foram:

Amostra D’ – austenitização a 920°C durante 25 minutos seguido de têmpera

em água a 25°C e realização de revenimento a 500°C durante 15 minutos.

Após tratamentos térmicos de tempera e revenimento, três amostras foram submetidas

aos ensaios de tração e três amostras submetidas ao ensaio dobramento. A Figura 4.8 é um

fluxograma que ilustra a ordem de procedimentos executados na última etapa do trabalho.

56



4.2.6 Caracterização química e microestrutural

As análises químicas dos aços utilizados na fabricação dos corpos de prova Jominy e

dos vergalhões foram realizadas pelas respectivas empresas fornecedoras e também se

realizou uma contra prova das análises no Laboratório de Fundição do DEMET pela aplicação

da técnica de espectrometria de emissão óptica. Os resultados obtidos no DEMET foram

utilizados no trabalho.

A caracterização microestrutural das amostras foi feita por meio da aplicação da

técnica de microscopia eletrônica de varredura (MEV) utilizando o modelo TESCAN do

Laboratório Nanolab da REDEMAT. O procedimento de preparação das amostras foi baseado

na norma ASTM E3 - 01 (2007) e que recomenda a seguinte sequência:

Preparação de amostras: As amostras foram cortadas transversalmente e então

foi feito o desbaste em uma lixadeira desbastadora com lixa de cinta grão 60 mesh.

Em seguida foi aplicada uma sequência de lixamento a úmido na ordem de

57

numeração dos grãos como apresenta a Tabela 4.3. Já na etapa de polimento com

abrasivos (alumina 1µm e pasta de diamante 1µm e 0,25µm) a amostra foi mantida

na politriz até adquirir um aspecto de superfície especular.

Tabela 4.3: Sequência de lixas.

LIXA 1 2 3 4 5 6 7

GRANULOMETRIA (#) 120 240 360 400 600 800 1200

Ataque químico: O ataque químico da amostra foi realizado com o Nital 2% (2%

HNO3, 98% álcool etílico) durante um intervalo de tempo da ordem de 5 segundos.

Aquisição de imagens: As imagens das amostras foram coletadas a partir de um

microscópio ótico trinocular com câmera de captura de imagens LEICA DM2700M,

interligado a um computador com o auxílio do software Leica Application Suite.


Os ensaios de tração foram realizados na ArcelorMittal Itaúna de acordo com as

normas ABNT NBR ISO 6892 e ISO 15630-1 na temperatura ambiente (25°C) e com taxa de

deformação de 4,16x10-4

.s-1

. A Figura 4.9 ilustra uma fotografia da máquina de tração que foi

usada para a realização dos ensaios. A máquina é descrita como: Máquina Universal de

Ensaios, modelo PH-500, Carga máxima: 500 kN, Sistema hidráulico, Fabricante: Panantec

ATMI Comércio e Serviço Ltda.

Figura 4.9: Máquina Universal de Ensaios Panantec ATMI Modelo PH-500 - capacidade de 50t (Foto arquivo

Arcelor Mittal).

58

4.2.8 Ensaio de dobramento

As amostras de vergalhão foram retiradas com comprimento de 400mm e foram

ensaiadas em dobramento seguindo-se os padrões estabelecidos pela norma ABNT NBR ISO

7438. Esse ensaio foi realizado na Arcelor Mittal Itaúna de forma apenas qualitativa, o

objetivo principal é avaliar se o material apresenta trincas após o carregamento e deformações

impostas. Alguns fatores precisam ser levados em consideração e dentre os mais importantes

pode-se citar: o controle da temperatura ambiente, a aplicação da força de dobramento

constante e homogênea durante o ensaio, e pinos suportes com giro livre impedindo assim o

travamento da barra.

O ensaio de dobramento geralmente é realizado em uma bancada conforme o desenho

esquemático da Figura 4.10 com dobramento a um ângulo de 180° em torno de um pino de

30mm de diâmetro. O resultado é uma configuração severa de forças de tração e compressão

em determinados pontos da amostra em que não se deseja verificar trincas que comprometam

o emprego do vergalhão.

Figura 4.10: Desenho esquemático de uma mesa para ensaio de dobramento (Adaptado de ABNT NBR 7480,

2009).

59

5 RESULTADOS E DISCUSSÃO

5.1 Caracterização dos Vergalhões Fabricados a Partir dos Aços SAE 1030 e SAE

1015 (0,78%Mn) em seu Estado de Entrega

Neste capítulo apresentar-se-á a composição química, microestrutural e mecânica dos

vergalhões utilizados neste trabalho no seu estado de entrega.

5.1.1 Caracterização química

As análises químicas dos aços foram realizadas na UFOP e relacionadas com suas

respectivas especificações. A Tabela 5.1 apresenta a composição química dos vergalhões

fabricados a partir dos aços SAE 1030 e SAE 1015 (0,78%Mn) utilizados neste trabalho

(ABNT/SAE J403, 2001; AWS D1.1/D1.1M, 2010).

Tabela 5.1: Composição química dos aços SAE 1030 e SAE 1015 (% em peso).

Aço C Mn Si P S Cu Cr Ni Mo Ceq

SAE 1030 0,28 0,67 0,18 0,028 0,024 0,250 0,080 0,050 0,090 0,41

SAE 1015 0,16 0,78 0,16 0,018 0,013 0,005 0,006 0,005 0,010 0,29

Constata-se que o aço SAE 1030 apresenta o teor de carbono no limite mínimo de sua

especificação (0,28%) e que o aço SAE 1015 apresenta o manganês acima de sua

especificação máxima (0,60%). A intenção de trabalhar com o carbono próximo do mínimo

especificado para a aplicação em vergalhões é se conseguir boas condições de soldabilidade

do material. O carbono equivalente foi calculado com base na norma AWS D1.1/D1.1M,

2010. O teor de carbono dos aços recomendados para a confecção de vergalhões deve ser

inferior a 0,25% em massa, e os demais elementos devem ser relacionados com o carbono

equivalente (Ceq), nunca ultrapassando o valor de 0,45%, para assim não comprometer

propriedades como a soldabilidade do aço (SIMON et al., 1984).

O aumento no teor de manganês do aço SAE 1015 se deu com a intenção de melhorar

a sua temperabilidade e a resistência mecânica, visto que o teor de carbono deste aço é baixo.

Outro ponto positivo é que o manganês não interfere de maneira significativa na soldabilidade

do vergalhão, conferindo assim, melhores resultados em soldagem, porém deve-se ter um

controle muito preciso sobre o teor de enxofre para que não haja formação exagerada de

inclusões de sulfeto de manganês (ALVES FILHO, 2004; ZAKY, 2008).

60

5.1.2 Macrografia dos vergalhões no estado de entrega

A Figura 5.1 apresenta macrografias dos vergalhões fabricados a partir dos aços SAE

1030 e SAE 1015 (0,78%Mn) em seu estado de entrega, ou seja, após serem submetidos ao

processo Tempcore. Pode-se observar uma variação de tonalidade da superfície para o centro

de ambos os vergalhões que está associada ao gradiente microestrutural promovido pelo

processo de laminação e pelo perfil de resfriamento pós-laminação. A microestrutura

compósita normalmente se apresenta em três zonas principais (ALVES FILHO, 2004 e

CADONI et al. 2013), podendo todas elas serem observadas na Figura 5.1. Nas Figuras 5.1-a

e 5.1-d, visualizam-se as micrografias das amostras A e B após ataque químico, nas Figuras

5.1-b e 5.1-e observam-se as regiões em contraste e nas Figuras 5.1-c e 5.1-f é possível

destacar a região de formação da coroa martensítica logo após contato com água. Os valores

encontrados para espessura da coroa martensítica formada é de 0,84mm para a amostra A

(Figura 5.1-c) e de 0,56mm para a amostra B (Figura 5.1-f). Era de se esperar um valor maior

para a amostra A, pois teores mais elevados de carbono tendem a baixar as linhas Ms e Mf,

favorecendo assim a formação da martensita. Se levado em conta que os demais elementos de

liga favorecem a temperabilidade dos aços, assim sendo, o SAE 1030 apresenta também

grande vantagem sobre o aço SAE 1015, pois possui teores mais elevados para estes

elementos.

Figura 5.1: Principais regiões dos vergalhãos SAE 1030 e SAE 1015 (0,78% Mn) (a) e (d) macrografias após

ataque químico, (b) e (e) delineação das principais regiões, e (c) e (f) região da coroa martensítica – Ataque:

Nital 2%.

61

5.1.3 Caracterização microestrutural dos vergalhões no estado de entrega

As amostras A e B foram microestruturalmente caracterizadas com o objetivo de se

identificar os constituintes decorrentes dos processos de transformação mecânica e dos

tratamentos térmicos aplicados aos aços SAE 1030 e SAE 1015 (0,78%Mn). As análises

microestruturais foram realizadas ao microscópio eletrônico de varredura (MEV) em três

regiões distintas do vergalhão que foram identificadas conforme desenho esquemático

representado na Figura 5.2.

Figura 5.2: Representação das regiões estruturais do vergalhão.

A Figura 5.3 apresenta a microestrutura da amostra A (SAE 1030) por meio de

imagens obtidas no MEV utilizando aumento original de 9.000X. É possível observar a

presença de ferrita e perlita degenerada na região central devido menor taxa de resfriamento.

Na região intermediária do vergalhão observa-se uma estrutura majoritariamente composta

por bainita com presença de ferrita acicular oriundas de resfriamentos mais acelerados,

enquanto que na região da superfície se observa uma estrutura típica majoritariamente

composta por bainita com pequena fração de martensita revenida sendo possível observar a

precipitação de Fe3C como pequenos pontos brancos ao longo da microestrutura (WAGNER

et al., 1997; SANTOS et al., 2014). O resfriamento brusco da superfície favorece a formação

de martensita que por meio da dissipação do calor ao longo do raio da barra se torna

martensita revenida.

Observando a Figura 5.4, percebe-se que existe na borda da amostra B (SAE 1015 –

0,78%Mn), uma estrutura tipicamente bainítica, podendo haver pequena fração de martensita.

Neste caso a fração de martensita revenida formada é bem maior para a amostra A, pois os

teores de carbono e da maioria dos elementos de liga são bem superiores para o aço SAE

62

1030. Na região intermediária, visualiza-se uma estrutura desordenada configurando uma

estrutura bainítica com morfologia mais grosseira, segundo a literatura, podendo ser uma

bainita superior que se formou em temperaturas ligeiramente mais altas (OGATA, 2009;

KORAD et al., 2011). O centro da barra é predominantemente composto por ferrita acicular e

perlita degenerada (agregado eutetóide de filmes de carbonetos de ferro precipitados no

interior de placas de ferrita ligeiramente alinhados) (OGATA, 2009; ZHAO et al., 2003;

ALVES FILHO, 2004; MUKHERJEE et al., 2012). O centro da amostra é a ultima região a se

resfriar, portanto é mais propicio a formação de elementos difusionais como a ferrita e perlita

e na região superficial ocorre a formação de martensita com fortes traços de revenimento. Na

região intermediaria ocorre uma mescla de estruturas presentes nas regiões superficial e

central.

Figura 5.3: Micrografia da amostra A, a) Região central, b) Região intermediária, c) Região da superfície –

α-ferrita poligonal – B-bainita – P’-perlita degenerada – M’-martensita revenida. Ataque: Nital 2%, MEV,

Aumento original de 9.000x.

Figura 5.4: Micrografia da amostra B, a) Região central, b) Região intermediária, c) Região da superfície –

α-ferrita – B-bainita – P’-perlita degenerada – M’-martensita revenida. Ataque: Nital 2%, MEV, Aumento

original de 9.000x.

63


A Tabela 5.2 ilustra os resultados obtidos no ensaio de tração para os vergalhões de

10mm fabricados a partir dos aços SAE 1030 e SAE 1015 (0,78%Mn) no estado de entrega

conforme a norma ABNT NBR 7480. Foram realizados três ensaios de tração para cada aço.

A Figura 5.5 ilustra uma das amostras ainda na máquina de tração evidenciando a presença de

estricção.

Observa-se que, segundo norma ABNT NBR 7480, os vergalhões fabricados as partir

dos aços SAE 1030 e SAE 1015 (0,78%Mn) se encontram dentro do especificado. O

vergalhão SAE 1030 apresenta um limite de escoamento de 609MPa, portanto, bem acima do

mínimo especificado (500MPa), enquanto que o aço SAE 1015 (0,78%Mn) fica

perigosamente próximo do limite mínimo (505MPa). Sendo assim, não há confiabilidade

suficiente para produzir o vergalhão a partir do aço SAE 1015 (0,78%Mn) por meio da

aplicação dos parâmetros de processamento usualmente aplicados ao SAE 1030.

Tabela 5.2: Ensaios de tração das amostras A e B segundo especificação da norma ABNT NBR 7480.

ABNT NBR 7480 SAE 1030

Tensão limite

de escoamento

(MPa)

Tensão de limite

resistência

(MPa)

Relação

elástica

(Res/Esc)

Alongamento

percentual (%)

Limite de

escoamento mínimo Média 609 747 1,23 15

500MPa Desv. pad. 23 12 0,05 0,6

Relação elástica

mínima SAE 1015

Tensão limite

de escoamento

(MPa)

Tensão de limite

resistência

(MPa)

Relação

elástica

(Res/Esc)

Alongamento

percentual (%)

1,08 Média 505 603 1,20 16

Desv. pad. 8 14 0,04 2

Figura 5.5: Ensaio de tração evidenciando a estricção do vergalhão.

64

5.1.5 Ensaio de dobramento

As amostras dos vergalhões foram retiradas com comprimento de 400mm e então

ensaiadas em dobramento seguindo as recomendações da norma ABNT NBR 7480. O ângulo

de dobramento foi de 180°C no pino de 30mm (3 vezes o diâmetro nominal da barra). A

Figura 5.6 apresenta os resultados obtidos para as amostras A e B após ensaio de dobramento.

Foram realizados três ensaios de dobramento para cada uma das amostras de vergalhões

fabricados a partir dos aços SAE 1030 e SAE 1015 (0,78%Mn) pelo processo Tempcore.

Constatou-se que as amostras não apresentaram nenhum sinal de trincas nas regiões de

maior solicitação mecânica, tendo assim, portanto, as amostras A e B sido consideradas

aprovadas no ensaio de dobramento.

Figura 5.6: Macrografia das superfícies tracionadas em ensaio de dobramento das amostras, (a) A e (b) B

dobradas a um ângulo de 180° em torno do pino de 30mm.

5.2 Ensaios de Temperabilidade Jominy

5.2.1 Caracterização química dos corpos de prova Jominy

Amostras dos três tipos de aços ensaiados (J1, J2 e J3) foram quimicamente analisadas

pelo método de espectrometria de emissão ótica no Laboratório de Fundição do DEMET e os

resultados podem ser observados por meio da Tabela 5.3.

65

Tabela 5.3: Análise química dos corpos de prova Jominy.

Cp Jominy Composição Química – DEMET

Amostra C Mn Si P S Cu Cr Ni Mo Ceq

J1 0,28 0,67 0,18 0,028 0,024 0,250 0,080 0,050 0,090 0,41

J2 0,16 0,78 0,16 0,018 0,013 0,005 0,006 0,005 0,010 0,29

J3 0,14 0,66 0,21 0,025 0,015 0,020 0,060 0,020 0,010 0,26

De acordo com a Tabela 5.3, a composição química da amostra J1 apresenta um teor

de carbono mínimo especificado para o tipo SAE 1030 (0,28 – conforme ABNT/SAE J403,

2001), fato que pode ser justificado pela obtenção de um teor de carbono equivalente menor.

O carbono equivalente foi calculado com base na norma AWS D1.1/D1.1M, 2010. Teores de

carbono equivalentes mais baixos tendem a melhorar a soldabilidade do material (SIMON et

al., 1984).

As amostras J2 e J3 se diferenciam basicamente no teor de Mn, sendo mais elevado

para a amostra J2. Nos dois casos, o teor de Mn se encontra acima do especificado (0,60 –

conforme ABNT/SAE J403:2001), com o intuito de melhorar a temperabilidade do aço sem

comprometer a soldabilidade. O Mn estabiliza a austenita, além de elevar a dureza da ferrita

(CALCAGNOTO, 2012; MAALEKIAN, 2007). Elementos de liga como Si, P, Cu, Cr e Ni

estão presentes em maiores teores nas amostras J1 e J3 quando comparadas com a amostra J2.

Na fabricação de vergalhões de grau CA50, a empresa opta por um carbono

equivalente mais alto (SAE 1030) com o intuito de atender aos requisitos mínimos de

propriedades mecânicas exigidos pela norma ABNT NBR 7480. Para os aços SAE 1015, a

opção por se trabalhar com teores de Mn ligeiramente mais elevados, poderiam implicar em

comportamento mecânico mais próximo do que é alcançado hoje para o aço SAE 1030 caso a

rota de tratamento térmico pós-laminação seja adequada.

5.2.2 Curvas de temperabilidade Jominy

5.2.2.1 Efeito da temperatura de austenitização

Realizaram-se ensaios de temperabilidade Jominy com os três tipos de aços,

submetendo-os a três diferentes temperaturas de austenitização. As amostras J1, J2 e J3 foram

aquecidas durante 25min nas temperaturas de 850°C, 920°C e 1050°C cada uma delas,

totalizando nove amostras. A escala de dureza utilizada foi a Rockwell A, porque durezas

mais elevadas ocorrem apenas em uma estreita coroa da superfície do material e não

66

justificaria o emprego de uma escala maior, pois o restante do vergalhão apresenta durezas

menores.

Por meio da Figura 5.7, observa-se que o perfil de dureza para a amostra J1 tende a se

linearizar com o aumento da temperatura de austenitização, e também tende a decrescer à

medida que se trabalha em temperaturas mais elevadas (GÁRLIPP et al., 2001). Observa-se

valores de dureza elevados principalmente para os primeiros 3mm a partir da extremidade.

Quanto maior a temperatura de austenitização, maior o tamanho de grão e mais homogênea é

a austenita, o que promove durante a têmpera, a formação de martensita ou agregados

eutetóides mais grosseiros, portanto com menor dureza. Isto justifica as diferenças para os

primeiros milímetros, depois a tendência, considerando os desvios experimentais, é que as

diferenças não sejam significativas (WAGNER et al., 1997).

Figura 5.7: Influência da temperatura de austenitização nos perfis de dureza dos corpos de prova de

temperabilidade Jominy do aço J1.

Para a amostra J2, o gradiente de dureza das amostras tende também a decrescer e se

tornar linear com o aumento da temperatura de austenitização (GÁRLIPP et al., 2001). Por

meio da Figura 5.8 observa-se que para a amostra J2, a dureza tende a diminuir em

temperaturas mais elevadas, pois grãos austeníticos maiores tendem a gerar constituintes mais

grosseiros. Para este caso, tem-se uma dureza menor na superfície do material quando

comparada com a amostra J1, motivo justificado, principalmente, pela composição química. O

67

carbono é um dos principais elementos responsáveis pelo decréscimo da dureza do material,

por isso teores menores deste elemento tendem a gerar uma dureza menor do aço. A amostra

J1 possui maior temperabilidade que a amostra J2, fato que pode ser justificado pelo teor mais

alto de carbono na primeira amostra (MENDES, 2015; WAGNER et al., 1997).

Figura 5.8 Influência da temperatura de austenitização nos perfis de dureza dos corpos de prova de


Para a amostra J3 já era de se esperar um perfil de dureza menor que aqueles

apresentados anteriormente, por causa do baixo teor de carbono comparado com a amostra J1

e por conter menor teor de manganês do que a amostra J2. Calcagnotto et al. (2012), afirmam

que o Mn aumenta a solubilidade do carbono na austenita, aumentando assim a

temperabilidade pelo retardamento das transformações difusionais. Com base nesta ideia, é

fácil perceber que a amostra J3 apresenta para os primeiros 5mm, um gradiente de dureza

menor do que aquele obtido para a amostra J2 quando analisada nas temperaturas de 850°C e

920°C. A Figura 5.9 ilustra a veracidade do caso, baseado nos resultados dos ensaios Jominy

realizados. Observa-se também por meio da Figura 5.9 que até aproximadamente 8mm de

distância da borda temperada, a amostra J3 apresenta maiores durezas para a temperatura de

1050°C do que para a temperatura de 920°C. Isto acontece porque temperaturas maiores

tendem a gerar grãos austeníticos maiores e mais homogêneos contribuindo assim, para uma

maior temperabilidade do material (WAGNER et al., 1997).

68

Figura 5.9: Influência da temperatura de austenitização nos perfis de dureza dos corpos de prova de


5.2.2.2 Efeito da composição química

Por meio da Figura 5.10 é possível observar que a amostra J1 apresenta maior

temperabilidade para a temperatura de austenitização de 850°C, quando comparada com as

amostras J2 e J3. Segundo Alves Filho (2004), o carbono é um dos principais elementos do

aço e influencia diretamente na dureza e na temperabilidade do material, e como a amostra J1

apresenta maior teor deste elemento, consequentemente sua dureza é maior. O perfil de dureza

da amostra J2 apresenta-se superior ao perfil de dureza da amostra J3, principalmente nos

primeiros 5mm, motivo justificado pelo teor de manganês ser mais elevado na amostra J2. Na

temperatura de 850°C, não houve a completa austenitização das amostras J2 e J3, pois esta

temperatura está entre A1 e A3. Como o ter de Mn da amostra J2 é mais alto, durante

aquecimento a cinética de austenitização é facilitada e a fração de austenita formada deve ser

maior do que a quantidade formada para a amostra J3. Aliado a isto, a adição do Mn na

amostra J2 dificulta a precipitação e crescimento dos filmes de cementita, dificultando, em um

resfriamento rápido, a formação de agregados difusionais bem formados. Neste contexto,

pode-se justificar a maior dureza da amostra J2, principalmente nas regiões do corpo de prova

submetidas às maiores velocidades de resfriamento (CALCAGNOTTO, 2012).

69

Figura 5.10: Comparativo entre as durezas das amostras J1, J2 e J3 na temperatura de 850°C.

Teores menores de C e Mn tendem a elevar a temperatura de austenitização dos aços

por isso a quantidade de austenita formada é menor para a amostra J3, resultando numa

quantidade pequena de fases mais duras decorrentes da transformação da austenita

(GARLIPP, 2001).

Para o caso em que as amostras foram austenitizadas a 920°C, observa-se por meio da

Figura 5.11, um perfil de dureza superior para a amostra J1. A 920°C, ocorreu a total

austenitização das amostras. Até aproximadamente 9mm, o perfil de dureza da amostra J2 é

superior ao da amostra J3, e a partir dessa distância o perfil tende a se linearizar. Este fato

pode ser justificado pela diferença de concentração de Mn, que por ser maior para a amostra

J2, favorece o aumento da temperabilidade pelo retardamento das transformações difusionais

além de aumentar a solubilidade do carbono na austenita e elevar a dureza da ferrita

(CALCAGNOTTO, 2012; MAALEKIAN, 2007).

70


Na Figura 5.12, fica claro a tendência de linearização dos perfis e também a diferença

de dureza das amostras. Já era de se esperar que a amostra J1 tivesse dureza superior pelo teor

de carbono ser mais elevado, teor de 0,28% em massa, justamente pelo fato do carbono

estabilizar a austenita que consequentemente se transforma em fases mais duras no

resfriamento (KRAUSS, 2005). É interessante ressaltar também que, nesse caso, a amostra J3,

apesar de possuir menor teor de Mn que a J2, apresentou valores de dureza ligeiramente

superiores. O Mn, por seu caráter gamagêneo, provoca a expansão do campo de estabilidade da

austenita. Assim, a tendência é de que a temperatura de transformação eutetóide diminua, e que a

composição eutetóide seja também deslocada para a esquerda. A adição do Mn na amostra J2

dificulta a precipitação e crescimento dos filmes de cementita, dificultando, em um

resfriamento rápido, a formação de agregados difusionais bem formados (CALCAGNOTTO et

al., 2012). Posto isso, espera-se que a amostra J2, que tem maior teor de Mn, inicie o processo de

austenitização a temperaturas mais baixas e dê origem a austenita com menor teor de C que a

amostra J3. Dessa forma, a cinética de crescimento de grão da amostra J2 é ligeiramente facilitada

entre A1 e A3, o que justifica como será apresentado posteriormente, o maior tamanho médio de

grão austenítico.

71


5.2.3 Caracterização microestrutural dos corpos de prova Jominy

5.2.3.1 Efeito da temperatura de austenitização sobre a microestrutura

O item em questão apresenta a caracterização microestrutural das amostras J1, J2 e J3

austenitizadas a 850°C, 920°C e 1050°C durante 25 minutos e depois temperadas em água

durante a realização do ensaio Jominy.

Analisando cada amostra em separado (J1, J2 e J3), nas temperaturas de ensaio Jominy

de 850°C, 920°C e 1050°C, é possível perceber as mudanças ocorridas nas microestruturas

dos aços nas distâncias de 2mm e 10mm da borda que teve contato com a água para cada

temperatura ensaiada. A Figura 5.13 apresenta as diferentes microestruturas para os primeiros

2mm da amostra J1. A amostra austenitizada a 850°C (Figura 5.13-a) apresenta elevada

concentração de martensita na borda devido a elevada taxa de resfriamento nessa região.

Existe também pequena fração de ferrita acicular e uma estrutura bainítica mais refinada

quando comparada com as amostras austenitizadas a 920°C e 1050°C (Figura 5.13

respectivamente). Esta variação de morfologia das microestruturas implica em diferentes

durezas para as diferentes temperaturas de austenitização ensaiadas. A dureza é maior para a

72

microestrutura representada pela Figura 5.13-a devido sua estrutura ser composta

majoritariamente por martensita. Em seguida, a microestrutura da Figura 5.13-b apresenta

maior dureza por ser composta majoritariamente por bainita e por fim, a Figura 5.13-c que

apresenta menor dureza justamente por ser composta por bainita e grande quantidade de

ferrita poligonal (WANG et al.,2010; WAGNER et al., 1997; SANTOS et al., 2014).

Figura 5.13: Comparativo entre as microestruturas da amostra J1 a 2mm da extremidade temperada a partir das

temperaturas de 850°C, 920°C e 1050°C – α-ferrita poligonal – α’-ferrita acicular – B-bainita – M-martensita.

Ataque: Nital 2%, MEV, Aumento original de 10.000x.

Na posição a 10mm da extremidade da amostra visualiza-se, por meio da Figura 5.14,

uma estrutura composta de perlita degenerada, perlita fina e ferrita (Figura 5.14-a e Figura

5.14-b). A diferença de dureza entre essas duas estruturas se deve à diferença o teor de

carbono e na morfologia da microestrutura. A amostra ensaiada a 1050°C apresenta uma

estrutura bem mais grosseira e uma dureza próxima daquela obtida na temperatura de 850°C,

além de conter grande quantidade de perlita conforme se observa por meio da Figura 5.14-c.

Maiores temperaturas de austenitização tendem a gerar austenita mais homogênea e maior

tamanho de grão austenítico resultando numa estrutura final com aspecto mais grosseiro

(SANTOS et al., 2014; WAGNER et al., 1997).

73


temperaturas de 850°C , 920°C e 1050°C – α-ferrita poligonal – B-bainita – P-perlita – P’-perlita degenerada.


A Figura 5.15 ilustra a microestrutura da amostra J2 analisada a 2mm da extremidade

em três temperaturas diferentes. Observa-se por meio da Figura 5.15-a, uma matriz ferrítica

poligonal (fração de ferrita não austenitizada a 850°C) e bainita. Por meio da Figura 5.15-b,

visualiza-se uma matriz ferrítica com presença de precipitados de carbonetos configurando a

presença de perlita degenerada e bainita. Já na Figura 5.15-c, visualiza-se uma estrutura

predominantemente ferrítica (acicular) com pequena fração de perlita e bainita (OGATA,

2009). A 920°C conseguiu-se para a amostra J2, uma estrutura mais refinada e com dureza

mais elevada que da amostra J3.

A 10mm distante da borda da amostra J2, observa-se por meio da Figura 5.16, uma

estrutura bainítica com presença de ferrita (Figura 5.16-a e Figura 5.16-b), e uma estrutura

ferrítica com traços de bainita e perlita (Figura 5.16-c). A dureza entre as microestruturas das

Figuras 5.16-a e 5.16-b são bem próximas enquanto é menor para a microestrutura

representada pela Figura 5.16-c. Um motivo para essa diferença de dureza é a evolução da

matriz ferrítica a partir do aumento de temperatura (OGATA, 2009; ZHAO et al., 2003).

74


temperaturas de 850°C, 920°C e 1050°C – α-ferrita poligonal – α’-ferrita acicular – B-bainita – P-perlita –

P’-perlita degenerada. Ataque: Nital 2%, MEV, Aumento original de 10.000x.


temperaturas de 850°C, 920°C e 1050°C – α-ferrita poligonal – B-bainita – P-perlita. Ataque: Nital 2%, MEV,


75

A amostra J3 apresenta um perfil de microdureza mais linear comparado com as

amostras J2 e principalmente J1. Para os 2mm da extremidade, justifica-se a dureza através

das microestruturas apresentadas na Figura 5.17. Observa-se uma estrutura bem parecida para

as três temperaturas ensaiadas, configurando estruturas compostas majoritariamente por

bainita, ferrita e perlita degenerada. Observa-se também uma pequena fração de perlita nas

Figura 5.17-b e Figura 5.17-c (WAGNER et al., 1997; ZHAO et al.,2003).


temperaturas de 850°C, 920°C e 1050°C – α-ferrita poligonal – B-bainita – P-perlita – P’-perlita degenerada.


Para os 10mm da amostra J3, observa-se uma dureza também bastante próxima. Após

análise microestrutural, observa-se pela Figura 5.18, uma estrutura bem parecida para as três

amostras com uma grande quantidade de ferrita e traços de bainita na Figura 5.18-a, sendo

possível visualizar também, uma matriz predominantemente ferrítica com presença de bainita

e perlita (nas Figuras 5.18-b e 5.18-c). Para os 10mm da borda, observa-se uma maior

evolução do campo ferrítico a medida que utiliza-se temperaturas mais elevadas na

austenitização (OGATA, 2009; ZHAO, 2003; KORAD,2011).

76


temperaturas de 850°C, 920°C e 1050°C – α-ferrita poligonal –B-bainita – P-perlita. Ataque: Nital 2%, MEV,

Aumento original de 10.000x

Com base nos resultados obtidos, percebe-se que os perfis de dureza tendem a

decrescer à medida que se afasta da extremidade temperada e que tendem a se tornar lineares

com a utilização de temperaturas mais elevadas de austenitização. Trabalhando com teores

mais elevados de carbono conseguem-se melhoras na resistência mecânica dos aços, porém

prejudica a tenacidade. As microestruturas encontradas em aços baixo carbono após

tratamentos térmicos de tempera em diferentes taxas de resfriamento são grandemente

compostas por ferrita poligonal, ferrita acicular, ferrita bainítica e pequenas quantidades de

martensita (TOTTEN, 2006; GÁRLIPP,2001; OGATA, 2009; ZHAO, 2003; KORAD,2011).

5.2.3.2 Efeito da composição química sobre a microestrutura

A Figura 5.19 apresenta as microestruturas das amostras J1, J2 e J3 austenitizadas a

850°C a 2mm milímetros da extremidade temperada. Observa-se que a amostra J1 é composta

por uma estrutura formada majoritariamente por martensita que se apresenta em formato de

ripas devido às elevadas taxas de resfriamento (Figura 5.19-a) e também, verifica-se a

presença de bainita e pequena fração de ferrita acicular muito refinada (BHADESHIA, 2006;

WANG 2010). A amostra J2 (Figura 5.19-b) é constituída por bainita e ferrita acicular

77

(WAGNER, 1997; SANTOS, 2014). Por meio da Figura 5.19-c, observa-se que a amostra J3

é formada de bainita e ferrita com carbonetos precipitados configurando tendência a um

alinhamento (perlita degenerada).

Figura 5.19: Comparativo entre microestruturas das amostras J1, J2e J3 a 2mm da extremidade temperada a

partir de 850°C – α’-ferrita acicular –B-bainita – P’-perlita degenerada – M-martensita. Ataque: Nital 2%, MEV,


Para os 10mm, visualiza-se por meio da Figura 5.20, uma mistura de ferrita acicular,

perlita degenerada e bainita em morfologia mais refinada na amostra J1 (Figura 5.20-a). Já na

amostra J2, observa-se que a estrutura bainítica prevalece e que existe também grande

quantidade de ferrita e perlita degenerada (Figura 5.20-b). A amostra J3 revela uma evolução

da ferrita, porém a amostra é majoritariamente composta por bainita com aspecto mais

grosseiro e pequena quantidade de perlita degenerada (Figura 5.20-c), fato que confere mais

ductilidade ao material porem limita sua resistência mecânica (WAGNER, 1997; ZAKY,

2008).

78


partir de 850°C – α-ferrita poligonal – α’-ferrita acicular –B-bainita – P’-perlita degenerada. Ataque: Nital 2%,

MEV, Aumento original de 10.000x.

Para as amostras Jominy tratadas a 920°C, também se realizou o estudo das

microestruturas a 2mm e 10mm a partir da extremidade que teve contato com a água.

A Figura 5.21 ilustra as micrografias das amostras J1, J2 e J3 a 2mm de distância da

borda, evidenciando-se para a amostra J1 uma estrutura bainítica com morfologia fina (Figura

5.21-a), enquanto que a amostra J3 apresenta uma estrutura mais grosseira com presença de

bainita e ferrita (Figura 5.21-c). A amostra J2 revela uma imagem mesclada das duas

estruturas, configurando a presença de bainita grosseira, bainita refinada com pequena fração

de ferrita (Figura 5.21-b). Neste caso os elementos carbono e manganês favoreceram a

estabilidade da austenita possibilitando assim a ocorrência de constituintes mais duros como a

bainita durante o resfriamento acelerado (CALCAGNOTTO, 2010). A bainita mais fina

favorece o aumento de dureza da amostra J1 conforme pode ser observado por meio do

gráfico da Figura 5.21.

79


partir de 920°C –α’-ferrita acicular –B-bainita – P’-perlita degenerada. Ataque: Nital 2%, MEV, Aumento

original de 10.000x.

Já para os 10mm de distância da borda, observa-se por meio da Figura 5.22, que as

amostras J1 e J2 apresentam microestruturas semelhantes com presença de ferrita poligonal,

ferrita acicular, perlita com aspecto degenerado e bainita, porém a quantidade de ferrita é

superior para a amostra J2 (Figura 5.22-b), e a amostra J1 (Figura 5.22-a) contém uma

estrutura bainítica mais refinada (WAGNER, 1997). A amostra J3 revela a presença de ferrita

poligonal e uma estrutura bainítica mais grosseira (Figura 5.22-c), o que confere ao material

um aumento em sua ductilidade, porem causa decréscimo na resistência mecânica (SANTOS,

2014; ZAKY, 2008).

Para a austenitização a 1050°C, observa-se por meio da Figura 5.23 que para os

primeiros 2mm da borda temperada, a estrutura se mostra majoritariamente bainítica para as

três amostras (Figuras 5.23-a, 5.23-b e 5.23-c). A amostra J3 assume uma estrutura mais

grosseira, com presença de uma matriz ferrítica mesclada com bainita grosseira e maior

quantidade de ferrita que as amostras J1 e J2 (Figura 5.23-c).

80


partir de 920°C – α-ferrita poligonal – α’-ferrita acicular –B-bainita – P’-perlita degenerada. Ataque: Nital 2%,

MEV, Aumento original de 10.000x.

Temperaturas mais elevadas favorecem a homogeneidade e crescimento do grão

austenítico gerando assim, constituintes mais grosseiros (WAGNER et al., 1997). A bainita

assume a característica mais grosseira à medida que se avança da amostra J1 à amostra J3,

sendo mais grosseira para a amostra J3 (Figura 5.23-c). Essa diferença de morfologia da

bainita e da fração de ferrita nas amostras justifica a diferença de dureza quando se compara

as três amostras avaliadas nos primeiros 2mm. Estrutura bainítica mais grosseira contribui

para a ductilidade do material, porém limita sua resistência mecânica (ZAKY et al., 2008).

Como se pode observar por meio da Figura 5.24, a 10mm da extremidade, a amostra

J1 apresenta-se com características mais refinadas configurando a presença de ferrita

poligonal, perlita e bainita (Figura 5.24-a), enquanto que para as amostras J2 e J3, visualiza-se

uma estrutura mais grosseira composta majoritariamente por uma matriz ferrítica poligonal

com presença de perlita e bainita (Figuras 5.24-b e 5.24-c) A 10mm do contato com a água, o

resfriamento é mais brando e favorece o aumento da fração de ferrita poligonal, (CADONI et

al., 2013).

81


partir de 1050°C – α-ferrita poligonal – α’-ferrita acicular –B-bainita – P-perlita – P’-perlita degenerada.



partir de 1050°C – α-ferrita poligonal – B-bainita – P-perlita – P’-perlita degenerada. Ataque: Nital 2%, MEV,


82

Os resultados obtidos revelam perfis de dureza decrescentes à medida que se afasta da

extremidade temperada. Os perfis tendem a se linearizar com a utilização de temperaturas de

austenitização mais elevadas. Teores mais elevados de carbono promovem melhoras na

resistência mecânica dos aços, porém prejudica a tenacidade. As microestruturas encontradas

em aços baixo carbono após tratamentos térmicos de tempera em diferentes taxas de

resfriamento são grandemente compostas por ferrita poligonal, ferrita acicular, ferrita

bainítica e pequenas quantidades de martensita (TOTTEN, 2006; GÁRLIPP,2001; OGATA,

2009; ZHAO, 2003; KORAD,2011). A Tabela 5.4 ilustra os microconstituintes presentes nas

amostras J1, J2 e J3.

Tabela 5.4: Efeito da composição química das amostras J1, J2 e J3 em relação aos microconstituintes obtidos.

Amostras Posição α-ferrita poligonal

α'-ferrita acicular

B-bainita P-perlita P'-perlita

degenerada M-martensita

J1 2mm X X X X

10mm X

X X X

J2 2mm X X X X X

10mm X

X X

J3 2mm X X X X X

10mm X X X

5.2.4 Caracterização do tamanho de grão austenítico prévio

Os grãos austeníticos tendem a crescer à medida que se trabalha com temperaturas de

austenitização mais elevadas. Para os tratamentos térmicos dos corpos de prova Jominy,

utilizaram-se temperaturas de austenitização a 850°C, 920°C e 1050°C. À temperatura de

850°C não se avaliou o tamanho dos grãos, pois não ocorreu a total austenitização das

amostras. As amostras foram austenitizadas durante uma hora e então resfriadas pelo método

Jominy e os resultados obtidos podem ser observados por meio da Figura 5.25.

Para a temperatura de austenitização de 920°C, observa-se pela Figura 5.25-a, que os

grãos austeníticos prévios são menores quando se compara com os grãos das microestruturas

das Figura 5.25-b e 5.25-c. À medida que a temperatura de austenitização aumenta, o tamanho

médio dos grãos também aumenta. Na temperatura de 920°C, o crescimento dos grãos

austeníticos se pronuncia mais para a amostra J3 enquanto que a 1050°C, o crescimento dos

grãos austeníticos se pronuncia para a microestrutura da amostra J2 (Figura 5.25-e), pois além

de apresentar pequena quantidade de carbono, seu teor de manganês também é ligeiramente

mais elevado. O incremento de Mn amplia consideravelmente o campo austenítico

83

diminuindo e deslocando a temperatura eutetóide para a esquerda favorecendo assim a

cinética de crescimento de grão (TOTTEN, 2006; CALCAGNOTTO et al., 2012).

Figura 5.25: Variação do tamanho médio de grãos austeníticos na borda temperada das amostras.

A Figura 5.26 ilustra de forma quantitativa, a classificação dos grãos quanto à norma

ASTM 112-12 (2013) após austenitização e tempera a 920°C. Observa-se por meio das Figura

5.26-b e 5.26-c, que o número de Grão ASTM 112-12 permanece entre oito e nove para as

amostras J2 e J3, já para a amostra J1, a maior frequência dos tamanhos médios dos grãos fica

entre nove e dez de acordo com a norma ASTM 112-12. Este estudo revela uma evolução no

tamanho dos grãos à medida que se trabalha com teores menores de carbono e teores mais

elevados de Mn.

A 1050°C, observa-se por meio da Figura 5.27, também uma análise quantitativa do

tamanho dos grãos. Na Figura 5.27-a, visualiza-se um tamanho de grão menor e uma

classificação ASTM 112-12 mais elevada. Os tamanhos médios são bem próximos para as

amostras J2 e J3 (Figura 5.27-b e Figura 5.27-c respectivamente), porem é possível observar

certa superioridade no tamanho dos grãos para a amostra J2.

84

Figura 5.26: Classificação quantitativa dos tamanhos médios de grãos a 920°C segundo classificação ASTM.

Amostra J1 em (a), J2 em (b) e J3 em (c).

Observa-se que os grãos austeníticos tendem a crescer à medida que se trabalha com

temperaturas de austenitização mais elevadas e também teores menores de carbono e

manganês tendem a gerar grãos austeníticos maiores. A amostra J2, apesar de possuir maior

teor de Mn que a J3, apresentou grãos ligeiramente menores na temperatura de 920°C. E na

temperatura de 1050°C, a amostra J2 apresentou grãos ligeiramente maiores. Isto ocorre

porque o Mn provoca a expansão do campo de estabilidade da austenita diminuindo a

temperatura de transformação eutetóide, e deslocando a composição eutetóide para a esquerda

(CALCAGNOTTO, 2012; WAGNER et al., 1997). Posto isso, a amostra J2, que tem maior

teor de Mn, inicia o processo de austenitização a temperaturas mais baixas e favorece a

cinética de crescimento de grãos.

85

Figura 5.27: Classificação quantitativa dos tamanhos médios de grãos a 1050°C segundo classificação ASTM

112-12. Amostra J1 em (a), J2 em (b) e J3 em (c).

5.3 Escala de Bancada

5.3.1 Tratamentos térmicos em escala de bancada aplicados a vergalhões fabricados a

partir do aço sae 1015 com 40mm de comprimento

Três amostras dos vergalhões fabricados a partir do aço SAE 1015 (0,78%Mn) foram

cortadas com 40mm de comprimento, normalizadas e então tratadas termicamente conforme

apresentado no capítulo de Materiais e Métodos, com respectivas nomenclaturas.

A Figura 5.28 representa a microestrutura da amostra C sendo possível visualizar a

presença de bainita e ferrita pró-eutetóide, em função da incompleta austenitização da amostra

a 850°C. Percebe-se a presença de precipitados de carbonetos nos contornos das matrizes

ferríticas evidenciando o efeito do revenimento aplicado. Para este caso, houve tempo de

86

ocorrer formação de fase bainítica, revelando a influência da temperatura e tempo sobre a

difusão atômica.

A amostra D apresenta também, uma estrutura com configuração predominantemente

bainítica com presença de pequenas frações de ferrita alotriomorfa e acicular nas regiões

intermediária e central (Figura 5.29-a e Figura 5.29-b). A formação de ferrita alotriomórfica é

propiciada pelo resfriamento da amostra a taxas de resfriamento baixas, baixo teor de carbono

e o tamanho de grão austenítico pequeno (SANTOS et al., 2014). Percebe-se por meio da

Figura 5.29-c, que a superfície compõe-se de uma estrutura bainítica e pequena fração de

martensita com aspecto de revenimento (CADONI et al., 2013).

Figura 5.28: Micrografia da amostra C, a) Região central, b) Região intermediária, c) Região da superfície –

α-ferrita poligonal – B-bainita – P’-perlita degenerada. Ataque: Nital 2%, MEV, Aumento original de 10.000x.

Figura 5.29: Micrografia da amostra D, a) Região central, b) Região intermediária, c) Região da superfície –

α-ferrita poligonal – B-bainita – M’-martensita revenida. Ataque: Nital 2%, MEV, Aumento original de 6.000x.

Observa-se por meio da Figura 5.30, que a estrutura da amostra E compõe-se de uma

estrutura bainítica com presença de ferrita acicular e poligonal e perlita degenerada devido os

tratamentos térmicos de têmpera e revenimento aplicados (OGATA, 2009; ZHAO, 2003;

KORAD, 2011).

87

Figura 5.30: Micrografia da amostra E, a) Região central, b) Região intermediária, c) Região da superfície –

α-ferrita poligonal – α’-ferrita acicular – B-bainita – P’-perlita degenerada. Ataque: Nital 2%, MEV, Aumento

original de 6.000x.

5.3.2 Ensaios de microdureza Vickers

Após ensaio de microdureza nas amostras, registrou-se o perfil para cada uma delas

conforme pode ser observado por meio do gráfico da Figura 5.31.

Avaliando-se os resultados obtidos, percebe-se que a dureza decresce da extremidade

para o centro das amostras (MUKHOPADHYAY e GALASSO, 2011). Existem dois perfis

que mais se aproximam do perfil encontrado para a amostra A sendo possível fazer a

comparação mais apurada destes perfis com base no gráfico da Figura 5.32.

Os perfis das amostras D e E se aproximam bastante daquele obtido para a amostra A

e então se decidiu trabalhar a partir daqui, com as condições de tratamentos térmicos idênticos

àquelas aplicadas à amostra D. Os ensaios Jominy apontaram o aço SAE 1015 (0,78%Mn)

como uma boa escolha de matéria prima para produção de vergalhões CA50. Os grãos

austeníticos a 920°C tiveram crescimento menos pronunciado para o aço SAE 1015

(0,78%Mn) contribuindo para formação de constituintes menos grosseiros. Várias condições

de tratamentos térmicos foram aplicadas as amostras de vergalhões e após austenitização na

temperatura de 920°C durante 25min seguido de revenimento a 500°C durante 15min

encontra-se as melhores propriedades relativas à dureza para o vergalhão. Escolheram-se

também estas condições de tratamentos térmicos por se aproximarem mais daquelas

praticadas na laminação dos vergalhões em escala industrial (aproximadamente 900°C)

necessitando apenas de ajustes na rota de processamento do produto. Escolheram-se seis

amostras do vergalhão fabricado a partir do aço SAE 1015 com 400mm de comprimento para

serem tratadas termicamente e ensaiadas mecanicamente por tração e dobramento.

88

Figura 5.31: Perfil de microdureza Vickers para as amostras A,B,C,D e E.

Figura 5.32: Comparativo entre os perfis de microdureza Vickers para as amostras A, D e E.

5.4 Escala Piloto

5.4.1 Ensaios nos vergalhões fabricados a partir do aço SAE 1015 (0,78%mn) em

escala piloto – 400mm de comprimento

Baseado nos ensaios de temperabilidade Jominy, no tamanho de grão austenítico e na

curva de microdureza que mais se aproximou do perfil da amostra A, foi aquele obtido para a

amostra D. Aplicou-se então, as mesmas condições de tratamentos térmicos às amostras com

0

50

100

150

200

250

300

350

0,0

0

0,2

5

0,5

0

0,7

5

1,0

0

1,2

5

1,5

0

1,7

5

2,0

0

2,2

5

2,5

0

2,7

5

3,0

0

3,2

5

3,5

0

3,7

5

4,0

0

4,2

5

4,5

0

4,7

5

Mic

rod

ure

za H

V

Distância (mm)

AMOSTRA A

AMOSTRA B

AMOSTRA C

AMOSTRA D

AMOSTRA E

0

50

100

150

200

250

300

350

0,0

0

0,2

5

0,5

0

0,7

5

1,0

0

1,2

5

1,5

0

1,7

5

2,0

0

2,2

5

2,5

0

2,7

5

3,0

0

3,2

5

3,5

0

3,7

5

4,0

0

4,2

5

4,5

0

4,7

5

Mic

rod

ure

za H

V

Distância (mm)

AMOSTRA A

AMOSTRA D

AMOSTRA E

89

400mm de comprimento. Os tratamentos térmicos aplicados foram de normalização,

austenitização (T=920°C; t=25min), têmpera convencional e revenimento ao forno tipo mufla

(T=500°C; t=15min). Para tanto se convencionou nomear a amostra de vergalhão fabricada a

partir do aço SAE 1015 com 400mm de comprimento de amostra D’.

5.4.2 Ensaios de tração

Os ensaios de tração devem atender os mínimos de exigência da norma ABNT 7480

que neste caso estipula limite de escoamento maior ou igual a 500MPa e relação entre limite

de resistência e limite de escoamento maior ou igual a 1,08. Os resultados obtidos podem ser

observados por meio do gráfico da Figura 5.33.

Figura 5.33: Limite de escoamento para as amostras A, B e D’ confrontadas com a norma ABNT NBR 7480.

Percebe-se que as amostras A e D’ apresentam um LE bem acima daquele

estabelecido por norma (500MPa) enquanto que a amostra B exibe um LE bem próximo do

minimo exigido pela norma ABNT NBR 7480. Sendo assim todos os aços estão aprovados

neste item para o ensaio de tração, porem a amostra D’oferece maior segurança na obtenção

de um LE>500MPa.

A norma ainda exige uma relação para o limite de resistência e limite de escoamento

de acordo com a equação:

𝐿𝑅

𝐿𝐸> 1,08 (1)

500

609

505 563

0

100

200

300

400

500

600

700

Norma ABNT NBR7480

Amostra A Amostra B Amostra D'

Ten

são

Lim

ite

de

Esc

oam

en

to (

MP

a)

Amostras

90

O gráfico da Figura 5.34 apresenta os valores obtidos para a razão dos limites de

resistência e limites de escoamento, confirmando a aprovação de ambas as amostras ensaiadas

no teste de tração.

Figura 5.34: Relação entre LR e LE para as amostras A, B e D’ confrontadas com a norma ABNT NBR 7480.

5.5 Ensaios de dobramento

De acordo com os ensaios de dobramento realizados em três amostras de 400mm de

comprimento, contata-se que nenhuma delas desenvolveu trincas ou fissuras após ensaio de

dobramento, sendo assim a amostra D’ foi classificada como apta a atender ao mercado

consumidor. A Figura 5.35 ilustra as regiões de maior esforço no ensaio de dobramento.

Figura 5.35: Ensaio de dobramento aplicado a amostras de 400mm tradadas termicamente.

1,08

1,23 1,2 1,2

1

1,05

1,1

1,15

1,2

1,25

Norma ABNT NBR7480

Amostra A Amostra B Amostra D'

Ten

são

Lim

ite

de

Esc

oam

en

to

(MP

a)

Amostras

91

6 CONCLUSÕES

Em relação à caracterização dos vergalhões no estado de entrega conclui-se:

Os vergalhões estudados apresentam regiões bem definidas constituídas

basicamente de três zonas principais: superficial, intermediária e central;

Os aços SAE 1030 e SAE 1015 (0,78%Mn) conferem aos vergalhões uma

estrutura compósita formada por pequena fração de martensita na região da

superfície, na região intermediária encontra-se grande quantidade de bainita

enquanto que no centro prevalecem os constituintes perlita e ferrita. O aço

SAE 1015 (0,78%Mn) apresenta pequena quantidade de martensita na

superfície enquanto que para o aço SAE 1030 a quantia de martensita é bem

mais intensa.

A coroa superficial encontrada nas amostras após resfriamento brusco da

superfície apresenta espessura de 0,84mm para o aço SAE 1030 e 0,56mm para

o aço SAE 1015 (0,78%Mn).

Os vergalhões possuem perfis de microdureza Vickers que decrescem da

superfície para o centro do vergalhão. Para o aço SAE 1030, os valores variam

de 308HV a 198HV, enquanto que para o aço SAE 1015 os valores

permanecem entre 265HV a 150HV;

Os dois tipos de aços atendem aos requisitos mínimos exigidos pela norma

ABNT NBR 7480, porem o aço SAE 1015(0,78%Mn) possui limite de

escoamento perigosamente próximo do mínimo exigido;

Os dois tipos de aço apresentaram resultados positivos no ensaio de

dobramento não exibindo nenhuma trinca perceptível a olho nu.

Em relação aos ensaios de temperabilidade Jominy pode-se afirmar:

Aços com classificação SAE 1030 apresentam melhor temperabilidade quando

comparados aos aços SAE 1015;

Dentre os aços SAE 1015 analisados, conclui-se que teores mais elevados de

manganês proporcionam melhoras consideráveis na temperabilidade desta

classe de aço.

Os perfis de dureza tendem a se linearizar a medida que se trabalha com

temperaturas mais elevadas.

92

À temperatura de 850°C não ocorreu a total austenitização das amostras SAE

1015 e como consequência ocorre a presença de ferrita pro-eutetóide.

Temperaturas mais elevadas tendem a gerar grãos austeníticos maiores e

consequentemente estruturas mais grosseiras e durezas menores.

Após tratamentos térmicos de têmpera e revenimento, em amostras de vergalhões

fabricados a partir do aço SAE 1015 (0,78%Mn - 40mm – Escala de bancada), conclui-se:

Sua estrutura é composta basicamente de três regiões: região da superfície,

região intermediaria e central.

Microestruturas constituídas majoritariamente por martensita revenida

(pequena fração), bainita e ferrita acicular forneceram propriedades mecânicas

que satisfazem os requisitos de ensaio de tração conforme norma ABNT NBR

7480.

A melhor condição de tratamentos térmicos foi têmpera em água a partir da

austenitização da amostra a 920°C por 25min, seguida de revenimento a 500°C

durante 15min que por sua vez gerou um perfil de microdureza decrescente da

extremidade para o centro da amostra e os valores se encontram entre 254HV a

197HV.

As amostras austenitizadas a 920°C por 25min, temperadas em água e

revenidas a 500°C durante 15min, atenderam aos requisitos de tração exibindo

segurança em alcançar o patamar mínimo de escoamento e também revelou

resultados positivos para os ensaios de dobramento conforme exigidos por

norma ABNT NBR 7480.

É possível conseguir melhores resultados para o desempenho mecânico de vergalhões

fabricados a partir do aço SAE 1015 e assim reduzir custos na produção de vergalhões com a

utilização desta classe de aço como matéria-prima, eliminando assim, os aços ligados que

possuem maior valor econômico quando comparados com aços carbono comuns. Além disso,

como o material tem um teor de carbono relativamente baixo, conseguem-se melhorias em

soldabilidade e por ser um material mais macio devido sua composição química, serão

impostos menores níveis de desgaste mecânico nos equipamentos utilizados em sua

fabricação, minimizando, por exemplo, a manutenção dos cilindros laminadores.

93

7 SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS

Recomenda-se utilizar aços com diferentes composições químicas, principalmente na

quantidade dos elementos carbonos e manganês para estudar a temperabilidade do material;

Avaliar a soldabilidade de aços com teores baixos de carbono;

Analisar a dureza de vergalhões fabricados a partir de aços baixo carbono visando

estudar níveis de desgaste em cilindros laminadores;

Verificar o comportamento do vergalhão no ensaio de torção a quente visando simular

o processo de laminação;

Estudar de maneira aprofundada, a influência de alguns elementos de liga (como o

manganês e o silício) na temperabilidade e propriedades mecânicas do aço carbono comum

através dos ensaios de temperabilidade Jominy.

Estudar diferentes taxas de resfriamento dos aços baixo carbono pelo método de

dilatometria e avaliar seu comportamento mecânico relacionado com a estrutura formada.

94

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DISSERTAÇÃO DE MESTRADO · dissertaÇÃo de mestrado efeitos de tratamentos tÉrmicos de tÊmpera...

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