![Laminação [Modo de Compatibilidade]](https://static.fdocumentos.tips/doc/165x107/54deca1c4a7959384d8b47a6/laminacao-modo-de-compatibilidade.jpg)
simulação da laminação a quente de um aço livre de intersticiais
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1 UNIVERSIDADE FEDERAL DE SÃO CARLOS CENTRO DE CIÊNCIAS EXATAS E DE TECNOLOGIA PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS SIMULAÇÃO DA LAMINAÇÃO A QUENTE DE UM AÇO LIVRE DE INTERSTICIAIS (IF) ATRAVÉS DE ENSAIOS DE TORÇÃO WILIAM REGONE SÃO CARLOS - SP 2001
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1
UNIVERSIDADE FEDERAL DE SÃO CARLOS
CENTRO DE CIÊNCIAS EXATAS E DE TECNOLOGIA
PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E
ENGENHARIA DE MATERIAIS
SIMULAÇÃO DA LAMINAÇÃO A QUENTE
DE UM AÇO LIVRE DE INTERSTICIAIS (IF)
ATRAVÉS DE ENSAIOS DE TORÇÃO
WILIAM REGONE
SÃO CARLOS - SP
2001
2
PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E
ENGENHARIA DE MATERIAIS
SIMULAÇÃO DA LAMINAÇÃO A QUENTE DE UM AÇO
LIVRE DE INTERSTICIAIS (IF) ATRAVÉS DE ENSAIOS
DE TORÇÃO
WILIAM REGONE
Tese apresentada ao Programa de
Pós-Graduação em Ciência e
Engenharia de Materiais como
requisito parcial à obtenção do título
de DOUTOR EM CIÊNCIA E
ENGENHARIA DE MATERIAIS.
Orientador: Prof. Dr. Oscar Balancin
Agência Financiadora: FAPESP
SÃO CARLOS – SP 2001
3
MEMBROS DA BANCA EXAMINADORA DA TESE DE
DOUTORADO DE WILIAM REGONE
Apresentada ao programa de Pós-Graduação em Ciências e Engenharia de
Materiais da Universidade Federal de São Carlos em 28 de Junho de 2001.
Prof. Dr. Oscar Balancin
Orientador/PPG-CEM
Prof. Dr. Dagoberto Brandã o Santos
UFMG
Prof. Dr. Luiz Carlos Casteletti
EESC-USP
Prof. Dr. Alberto Moreira Jorge Júnior
UFSCar
Prof. Dra. Wanda Aparecida Machado Hoffmann
UFSCar
VITAE DO CANDIDATO
Mestre em Engenharia de Materiais pela Universidade Federal de São Carlos
(1997), Engenheiro Metalúrgico pela Universidade Federal de Ouro Preto
(1992).
4
AGRADECIMENTOS
Ao Prof. Dr. Oscar Balancin, pela orientação.
Ao Prof. Dr. Alberto Moreira Jorge Júnior, pela ajuda constante.
A Fundação Amparo à Pesquisa do Estado de Sã o Paulo (FAPESP) pelo apoio
financeiro.
Aos técnicos Rover, Militão, Beto, Maunel Denari, Pedro, Tico, Silvano (EESC-
USP).
Ao Professor Dr. Luiz Carlos Casteletti, pela contribuição a este trabalho, na
utilização do equipamento de microscopia ótica.
Ao Professor Dr. João Manuel Domingos de Almeida Rollo, pela contribuição a
este trabalho, na utilização do equipamento de dilatometria.
Aos colegas Marcelo Mello, Marcelo Napoleão, Célia, José Maria (Ribamar),
Estefano, Malu, Rodrigo, Ivete (UFMG), Ayres.
Aos professores, funcionários e colegas do DEMa que direta ou indiretamente
contribuíram para a elaboração deste trabalho.
À COSIPA, pelo material fornecido.
5
SIMULAÇÃO DA LAMINAÇÃO A QUENTE DE UM AÇO LIVRE DE
INTERSTICIAIS (IF) ATRAVÉS DE ENSAIOS DE TORÇÃO
RESUMO
O comportamento mecânico dos aços em condições de trabalho a
quente está diretamente relacionado aos parâmetros de processamento tais
como a deformação, taxa de deformação, temperatura, tempo de espera entre
passes e taxa de resfriamento. Neste trabalho realizou-se um conjunto de
experimentos em um aço IF -Ti utilizando-se ensaios de dilatometria, ensaios de
torção a quente isotérmicos e contínuos, ensaios de torção isotérmicos com
duas deformações, ensaios de torção com múltiplas deformações em
resfriamento contínuo e simulações física da laminação de tiras a quente. Com
os resultados dos ensaios de dilatometria elaborou-se o diagrama de
transformação por resfriamento contínuo, determinando-se os valores das
temperaturas de início e fim de transformação de fase. Através das curvas de
escoamento plástico, determinou-se o tipo de processo de restauração que
atua durante a deformação, sendo observado a recristalização dinâmica na
austenita e a recuperação dinâmica na ferrita. Tais informações foram obtidas
através da análise da variação da taxa de encruamento em função da tensão
aplicada, que revela a competição entre a recuperação e a recristalização. A
cinética da recristalização estática após a deformação a quente foi investigada
e, também, a interação entre precipitados e os fenômenos de restauração
foram investigados via microscopia eletrônica de varredura e transmissão (MEV
e MET). Também foram feitas observações microestruturais, por MO, para
investigar a evolução da microestrutura na ferrita após grandes quantidades de
deformação. Assim, baseado na interpretação do conjunto de resultados dos
ensaios citados, fez-se simulações da laminação de tiras a quente, visando o
controle dos fenômenos metalúrgicos atuantes no processamento.
6
SIMULATION OF HOT ROOLING OF INTERSTICIAL FREE STEEL
THROUGH TORSION TESTS
ABSTRACT
The plastic behavior of steels under hot working conditions is related with
processing parameters such as strain, strain rate, temperature, interpass time
and cooling rate. In this work, several experiments in a Ti-IF steel were carried
out using dilatometer and hot torsion tests. Isothermal, double straining, on
continuous cooling conditions and simulation of the hot strip mill were carried
out throughout hot torsion tests. Continuous cooling transformation diagram
was elaborated using dilatometric tests, indicating the values of the starting and
finishing temperatures for phase transformation. Through the flow curves,
restoration processes acting during deformation were determined; dynamic
recrystallization for austenite and dynamic recovery for ferrite were achieved.
Such information’s were obtained analyzing the variations on the work-
hardening rate with the applied stress that indicate the competition between
recovery and recrystallization. Also, the kinetic of the static recrystallization after
hot deformation was analyzed and the interaction between precipitates and
restorations phenomena investigated through scanning and transmission
electron microscopy (SEM and TEM). Also, optical observations were carried
out, in order to investigate the microstructural evolution after large-straining in
the ferrite phase. Thus, based on the interpretation of the all -previous results, it
was possible to carry out hot strip mills simulations, in order to control the
metallurgical phenomena that act during the processing.
7
PUBLICAÇÕES
- REGONE, W.; JORGE JÚNIOR, A. M. e BALANCIN, O.; “Precipitation Upon
Hot Strip Mill Conditions of a Ti -IF Steel”; aceito para apresentação no
Microscopy and Microanalysis 2001 - M&M 2001; Long Beach Convention
Center; Long Beach, Califórnia; USA; 5-9/08/2001.
- REGONE, W.; JORGE JÚNIOR, A. M. e BALANCIN, O.; “Sulfide Precipitation
During Hot Strip Rolling; Acta Microscopica”; trabalho completo em
revista, numero regular; no prelo; 2001.
- REGONE, W.; JORGE JÚNIOR, A. M. e BALANCIN, O.; “Sulfide Precipitation
During Hot Strip Rolling; Acta Microscopica”; Sup B, resumo, no prelo;
2001.
- REGONE, W.; JORGE JÚNIOR, A. M. e BALANCIN, O.; “Sulfide Precipitation
During Hot Strip Rolling”; Trabalho apresentado no 7° Congresso
Brasileiro de Microscopia de Materiais; 3 a 6 de dezembro; São Pedro;
SP; 2000.
- REGONE, W.; JORGE JÚNIOR, A. M. e BALANCIN, O.; “Metodologia para
Determinar os Tipos de Amaciamento que Atuam em Processos
Termomecânicos”; Trabalho apresentado no 14° Congresso Brasileiro de
Engenharia e Ciências de Materiais; 3 a 6 de dezembro; São Pedro; SP;
2000.
- REGONE, W.; JORGE JÚNIOR, A. M. e BALANCIN, O.; “Thermomechanical
Properties And Microstructural Characterization Of If Steel”. 9° Encontro
da Sociedade Portuguesa de Materiais; Universidade de Minho,
Guimarães, Portugal, no período 21 a 23 de junho de 1999.
8
- REGONE, W.; JORGE JÚNIOR, A. M. e BALANCIN, O.; “Comportamento
Mecânico De Um Aço IF Associado À Evolução Microestrutural Nas
Regiões Intercrítica E Subcrítica”. 13° Congresso Brasileiro de Engenharia
e Ciência dos Materiais – CBECIMAT - , Curitiba, de 06 a 08 de dezembro
de 1998.
- REGONE, W.; JORGE JÚNIOR, A. M. e BALANCIN, O.; “Caracterizaç ão Do
Comportamento Mecânico A Quente De Um Aço IF Na Região
Austenítica”. V Congresso de Engenharia Mecânica Norte-Nordeste,
Fortaleza, 27-30 de outubro de 1998.
- REGONE, W.; JORGE JÚNIOR, A. M. e BALANCIN, O.; “Determinação Das
Temperaturas Críticas Da Laminação A Quente”. Simpósio sobre Ciência
e Engenharia de Materiais no Mercosul, São Carlos, UFSCar, de 05 a 08
de outubro de 1998.
- REGONE, W.; JORGE JÚNIOR, A. M. e BALANCIN, O.; “Comportamento
Mecânico A Quente De Um Aço IF”. 53o Congresso Anual da ABM, Belo
Horizonte, de 13 a 17 de setembro de 1998.
9
SUMÁRIO
Pág.
BANCA EXAMINADORA............................................................................ i
AGRADECIMENTOS.................................................................................. iii
RESUMO..................................................................................................... v
ABSTRACT................................................................................................. vii
PUBLICAÇÕES........................................................................................... ix
SUMÁRIO.................................................................................................... xiii
ÍNDICE DE TABELAS................................................................................. xvii
ÍNDICE DE FIGURAS................................................................................. xix
1 INTRODUÇÃO......................................................................................... 1
2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA..................................................................... 3
2.1 Introdução............................................................................................. 3
2.2 Fundamentos Metalúrgicos da Deformação a Quente.......................... 5
2.2.1 Encruamento...................................................................................... 6
2.2.2 Recuperação Dinâmica...................................................................... 7
2.2.3 Recristalização Dinâmica................................................................... 8
2.2.4 Equação Constitutiva......................................................................... 13
2.2.5 Recuperação Estática........................................................................ 14
2.2.6 Recristalização Estática..................................................................... 14
2.2.6.1 Nucleação....................................................................................... 15
2.2.6.2 Crescimento.................................................................................... 16
2.2.7 Cinética de Recristalização Estática.................................................. 16
2.2.8 Recristalização Metadinâmica............................................................ 17
2.3 Precipitação........................................................................................... 18
2.4 Análise da Curva Tensão Versus Deformação..................................... 20
2.4.1 Interrelação entre Encruamento, Recuperação e Recristalização..... 21
2.4.2 Amaciamento no Intervalo Entre Passes........................................... 22
2.5 Etapas Metalúrgicas Em Processos de Conformação
Mecânica............................................................................................
24
2.5.1 Reaquecimento.................................................................................. 24
10
2.5.2 Desbaste............................................................................................ 25
2.5.3 Acabamento....................................................................................... 26
2.5.4 Resfriamento...................................................................................... 29
3 MATERIAIS E MÉTODOS....................................................................... 31
3.1 Material.................................................................................................. 31
3.1.2 Preparação do Material...................................................................... 31
3.2 Ensaios dilatomêtricos.......................................................................... 32
3.3 Ensaios de Torção a Quente................................................................. 34
3.3.1 Equipamento para a Realização de Ensaios de Torção a
Quente..............................................................................................
34
3.4 Programação dos Ensaios de Torção a Quente................................... 36
3.4.1 Ensaios Isotérmicos........................................................................... 36
3.4.2 Ensaios Isotérmicos Interrompidos com Duas
Deformações...............................................................................
38
3.4.2.1 Determinação da Fração de Amaciamento Após a Deformação
Quente...........................................................................................
39
3.4.3 Ensaios com Múltiplas Deformações em Resfriamento..................... 40
3.4.3.1 Cálculo da Tensão Média Equivalente (TME)................................. 41
3.5 Simulações de Seqüências de Passes................................................. 42
3.6 Observações Microestruturais............................................................... 44
3.6.1 Equipamentos Utilizados nas Observações Microestruturais............ 44
3.6.2 Técnicas de Preparação de Amostras............................................... 44
3.6.2.1 Lâminas Finas................................................................................. 46
3.6.2.2 Réplicas de Extração...................................................................... 46
3.6.2.3 Procedimento para a Identificação de Precipitados........................ 47
4 RESULTADOS......................................................................................... 49
4.1 Introdução............................................................................................. 49
4.2 Diagrama de Transformação por Resfriamento Contínuo.................... 49
4.3 Ensaios de torção Isotérmicos e Contínuos.......................................... 51
4.3.1 Curvas de escoamento plástico......................................................... 51
4.3.2 Análise da Região Austenítica........................................................... 61
4.3.3 Análise da Região Ferrítica................................................................ 65
11
4.3.4 Análise da Evolução Microestrutural na Região
Ferrítica..........................................................................................
67
4.4. Ensaios Isotérmicos Interrompidos Com Duas Deformações na
Austenita e na Ferrita..........................................................................
72
4.4.1 Observações Microestruturais............................................................ 82
4.4.1.1 Observações Microestruturais Realizadas na Amostra
Reaquecida a 1200°C e Temperada...........................................
83
4.4.1.2 Observações Microestruturais Realizadas na Amostra
Reaquecida a 1200°C e Temperada Após Deformação a
1100°C...........................................................................................
85
4.4.1.3 Observações Microestruturais Realizadas na Amostra
Reaquecida a 1200°C, Deformada e Temperada a 1000°C.......
88
4.4.1.4 Observações Microestruturais em Amostras Reaquecidas a
1200°C, Temperadas a 920°C Após Deformação de 0,2..............
89
4.5 Ensaios Com Múltiplas Deformações Em
Resfriamento................................................................................
94
4.6 Simulação Física da Laminação de Tiras a Quente.............................. 131
5 DISCUSSÃO............................................................................................ 149
5.1 Temperaturas de Início e Fim de Transição de Fase............................ 149
5.2 Precipitação........................................................................................... 151
5.3 Processos de Amaciamento que Atuam Durante a Deformação a
Quente..................................................................................................
156
5.3.1 Durante a Deformação Isotérmica..................................................... 156
5.3.2 Durante Seqüências de Deformações............................................... 159
6 CONCLUSÕES........................................................................................ 163
7 SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS....................................... 165
8 REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS......................................................... 167
ANEXO A.................................................................................................... 173
12
1 INTRODUÇÃO
Aços IF (Interstitial Free) são materiais com capacidade excepcional de
serem conformados a frio, normalmente na forma de chapas, utilizados na
indústria automobilística na fabricação de carrocerias de autos e outros
componentes similares. O baixo teor de intersticiais reduz o limite de
escoamento plástico, aumentando a formabilidade, melhorando o acabamento,
e possibilitando a execução de curvaturas mais acentuadas durante a
estampagem das mesmas. A combinação de composições químicas
adequadas com técnicas de fabricação e processamento determinam as
propriedades finais dos aços.
O processo de conformação a quente consiste, inicialmente, em aquecer
o material até a temperatura de encharque para a austenitização, realizar
deformações programadas nas etapas de desbaste e de acabamento e em
seguida promover o resfriamento controlado do material. A etapa de
acabamento, durante o processo de tiras a quente na laminação de aços livres
de intersticiais, é realizada com curtos tempos de espera entre passes. Sendo
o intervalo entre passes pequenos, a recristalização estática não se completa,
podendo ter o acúmulo de deformação de um passe para o outro e,
consequentemente, o processo passa a ser controlado pela recristalização
dinâmica ou metadinâmica, quando os últimos passes são efetuados no campo
austenítico e ou pela recuperação dinâmica no campo ferrítico. Assim, o estudo
do comportamento dos aços IF durante esta etapa de processamento exige a
utilização de técnicas que possam detectar e medir os efeitos dos parâmetros
que atuam durante a deformação e nos intervalos entre passes.
Uma técnica experimental capaz de reproduzir estas condições de
processamento e que permite investigar os mecanismos que estão operando é
o ensaio de torção a quente, através das curvas de escoamento plástico e do
acompanhamento microestrutural. Com ensaios de torção a quente pode-se
realizar seqüências de passes impondo parâmetros de processamento tais
como a temperatura de reaquecimento, a taxa de resfriamento, a quantidade de
deformação, a taxa de deformação e o tempo de espera entre passes.
13
Analisando a evolução da curva de escoamento plástico em conjunto com
observações microestruturais pode-se determinar o mecanismo de
amaciamento dominante em cada uma das etapas de processamento,
permitindo assim, determinar os eventos característicos da laminação a quente
e projetar seqüências de deformações que otimizam o processamento.
Neste trabalho, investiga-se o comportamento mecânico e a evolução
microestrutural de um aço livre de intersticiais, através de ensaios de torção a
quente, em condições próximas às do processamento industrial. Combinando
ensaios isotérmicos e em resfriamento contínuo, analisa-se a atuação dos
mecanismos de restauração em seqüências de deformações e discute-se o
papel desses mecanismos na forma das curvas de escoamento plástico.
14
2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
2.1 Introdução
Aço IF, abreviatura do termo inglês “Intersticial Free”, distingue-se por
possuir um baixo nível de átomos intersticiais, e é usado em aplicações onde
necessita-se de ótima formabilidade [1 e 2]. Este aço é elaborado em usinas
integradas por um processo que envolve três etapas primordiais: o refino
primário, a desgaseificação a vácuo e o lingotamento contínuo. No refino
primário do aço IF, os conversores servem para remover o carbono a um nível
desejável e produzir uma temperatura adequada para processamento posterior.
A desgaseificação a vácuo do aço é necessária para a obtenção de níveis
muitos baixos de carbono (menor que 0,005%). Atualmente, utiliza-se um
desgaseificador do tipo RH. Neste desgaseificador, dois tubos (snorkes)
refratários são imersos no interior da panela com aço líquido. Faz-se vácuo na
câmara acima dos tubos, e argônio é injetado no interior da aço através de
diversos pontos de injeção localizados em um dos tubos. O argônio local reduz
a densidade aparente do aço e causa um movimento ascendente do aço
líquido, que entra na câmara e, subseqüentemente, retorna desgaseificado à
panela através do segundo tubo. Por intermédio desta diferença de densidades
é estabelecido o fluxo de circulação. A descarburação ocorre pela reação:
C + O ⇔ CO . Devido à redução da pressão parcial do monóxido de
carbono, a reação é deslocada para a direita. O teor de carbono pode ser
estimado através de modelagens matemáticas aplicadas ao desgaseificador.
No lingotamento contínuo a absorção de carbono pode atingir até 10 ppm, por
isso o controle é feito dentro de uma margem de segurança estreita. Na prática,
é necessário evitar a absorção de carbono reduzindo o teor de carbono dos
refratários, eliminando o uso de isolantes contendo carbono e eliminando ou
reduzindo o teor de carbono do pó moldante [3].
O aço é constituído basicamente por ferro e elementos de liga . Na
produção e elaboração dos aços, os elementos químicos como silício,
manganês, enxofre e titânio são adicionados intencionalmente. Os átomos
15
desses elementos dissolvem-se no cristal de forma substitucional, onde um
átomo de silício substitui um de ferro no cristal, ou de forma intersticial, como
exemplo, o átomo de carbono que aloja-se entre átomos de ferro, ou seja, nos
interstícios da rede cristalina. Assim, uma maneira de conseguir reduzir ainda
mais o nível dos solutos intersticiais é adicionar Ti e/ou Nb, pois átomos de
carbono que ainda encontram-se no interstício do cristal de ferro são removidos
ou capturados pela adição do titânio, que atua como elemento formador de
carbonetos. Desta maneira, tem-se a obtenção de um ferro quase puro. A
Figura 2.1 mostra um corte do diagrama de equilíbrio do sistema Fe-C, onde
observam-se as linhas de início de transformação de fase, Ar3, e de fim de
transformação de fase, Ar1, obtidas para uma composição de carbono de
aproximadamente 30 ppm (linha pontilhada).
Em geral, o aço IF é classificado em função do elemento químico
utilizado como formador de carboneto. Existem três tipos: aço IF com adição de
titânio (IF-Ti), aço IF com adição de nióbio (IF-Nb) e aço IF com adições de
nióbio e titânio (IF-Nb+Ti). Desses três, o aço IF-Ti é o mais sensível às
variações de composição e de processamento [4].
0,005 0,010 0,015 0,020 0,025
Carbono (%)
400
450
500
550
600
650
700
750
800
850
900
950
1000
1050
1100
Ar1
Ar3
(γ + α)
Ferrita
(fase-α)
Fe
Austenita
(fase-γ)
Te
mp
era
tura
(oC
)
Figura 2.1 – Corte do diagrama de equilíbrio do sistema Ferro-Carbono.
16
2.2 Fundamentos Metalúrgicos da Deformação a Quente
No estudo da trabalhabilidade a quente de um metal ou liga metálica
deve-se considerar os aspectos relativos à resistência mecânica e também as
mudanças microestruturais que ocorrem em função da temperatura,
deformação, taxa de deformação e intervalo entre passes [5]. Estas variações
são particularmente importantes na conformação mecânica a quente, uma vez
que a microestrutura obtida é a resposta intrínseca das propriedades dos
materiais. Uma maneira de análise extrínseca do comportamento do material
pode ser feita por ensaios de torção a quente, em escala de laboratório, gerada
por uma seqüência de deformações programadas através da observação dos
fenômenos metalúrgicos existentes.
Os fenômenos metalúrgicos de recuperação e de recristalização são
processos através dos quais um metal encruado pode ter a sua microestrutura
restaurada, e assim, as suas propriedades mecânicas são restauradas, parcial
ou totalmente, até um estágio semelhante ao apresentado antes do
encruamento. Quando o amaciamento ocorre durante a deformação, os
processos de restauração são chamados dinâmicos. Quando o amaciamento
do material ocorre após a deformação ou nos intervalos entre deformações, os
processos de restauração são chamados estáticos. Curvas de escoamento
plástico, ou seja, curvas tensão equivalente em função da deformação
equivalente, podem descrever os fenômenos metalúrgicos de amaciamento
dinâmico e estático que atuam interagindo com o encruamento e também,
quando existir, com a precipitação. Portanto, de forma global, todos esses
dados devem ser compilados [6 e 7] e interpretados para obter-se o controle da
conformação mecânica a quente.
Os fenômenos metalúrgicos que ocorrem em uma seqüência de
deformações serão abordados nos tópicos de Encruamento, Recuperação
Dinâmica e Recristalização Dinâmica, Recuperação Estática e Recristalização
Estática e Recristalização Metadinâmica. Também será analisado o fenômeno
de precipitação que ocorre no material em seqüência de deformações, ou seja
a precipitação induzida por deformação. O controle do proc essamento
17
termomecânico dos aços será interpretado através da análise conjunta dos
fenômenos metalúrgicos e de processamento a quente.
2.2.1 Encruamento
O encruamento é um dos mecanismos que contribui para o aumento da
resistência mecânica dos materiais durante a deformação plástica. Sob o ponto
de vista subestrutural, o encruamento é caracterizado pelo aumento da
densidade de discordâncias e pelo tipo de arranjo no qual estes defeitos se
apresentam. Durante a deformação plástica, podem estar presentes na rede
cristalina, basicamente, duas classes de discordâncias: as móveis, através das
quais tem -se mudanças de forma ou acomodações nos cristais, e as imóveis,
que acumulam -se interagindo entre si de forma aleatória, aprisionando-se e
formando subestruturas emaranhadas, células ou subgrãos [8 e 9].
2.2.2 Recuperação Dinâmica
Quando um material é deformado a quente ocorre a geração de defeitos
cristalinos como discordâncias, lacunas e maclas. O aumento da resistência do
material devido ao aumento da densidade das discordâncias é representado
por seu encruamento. A Figura 2.2 é típica de um material que somente se
recupera dinamicamente. Durante o encruamento as discordâncias tornam-se
emaranhadas. A operação de mecanismos termicamente ativados como a
escalagem e o deslizamento cruzado fazem com que as discordâncias se
rearrangem formando uma estrutura celular. A recuperação dinâmica envolve o
rearranjo de discordâncias, que pode alcançar o equilíbrio dinâmico entre as
taxas de geração e de aniquilação de discordâncias, com a formação de
células e subgrãos. Este comportamento é típico de metais com alta energia de
falha de empilhamento [10 e 11].
18
Ten
são
Equ
ival
ente
Deformação Equivalente
Figura 2.2 - Representação esquemática da curva tensão versus deformação
de um material que se recupera dinamicamente.
Quando o equilíbrio dinâmico entre as taxas de geração e de aniquilação
é alcançado, chega-se ao estado estacionário, que é caracterizado por manter
a tensão constante. No estado estacionário tem-se o rearranjo contínuo dos
contornos de subgrãos com a aniquilação de subcontornos antigos e formação
de novos, fazendo com que o tamanho médio dos subgrãos não varie com a
deformação, sendo dependente da temperatura e da taxa de deformação [11].
2.2.3 Recristalização Dinâmica
Os materiais que recristalizam -se dinamicamente tendem a formar
arranjos planares de discordâncias com baixa mobilidade, sendo a taxa de
aniquilação individual das discordâncias insuficiente para equilibrar a taxa de
geração. A recristalização dinâmica ocorre em altas temperaturas e tem sido
observada em materiais com baixa ou moderada energia de falha de
empilhamento [12]. A curva tensão versus deformação, característica de um
material que se recristaliza dinamicamente, apresenta um pico de tensão, a
qual, com o aumento da deformação, diminui para um valor intermediário entre
a de início de escoamento plástico e a de pico, como mostra a Figura 2.3.
19
Ten
são
Equ
ival
ente
Deformação equivalente
Figura 2.3 - Representação esquemática da curva de escoamento plástico de
materiais que se recristalizam dinamicamente.
No estágio inicial de deformação, onde a tensão aumenta com a
deformação, a subestrutura desenvolvida é pouco recuperada. As células
possuem paredes bastante emaranhadas e são relativamente pequenas. Com
o encruamento os grãos equiaxiais vão se alongando, a tensão passa por um
máximo e antes de alcançar este pico aparecem os primeiros núcleos nos
contornos de baixo e alto ângulos. Quando a tensão alcança o estado
estacionário, os grãos recristalizados são equiaxiais com tamanhos muito
menores que os iniciais [13].
O endurecimento promovido pelo aumento da densidade de
discordâncias, que indica o aumento da tensão com a deformação imposta,
pode ser analisado através de curvas da taxa de encruamento (θ) em funç ão
da tensão aplicada, derivando-se a curva tensão versus deformação, ou seja :
θσε
= dd
(1)
Estudos realizados em monocristais CFC mostraram que em baixas
temperaturas a taxa de encruamento pode ser divida em três estágios. O
estágio I é uma região de encruamento com baixa linearidade, que
corresponde à ativação de um único sistema de deslizamento. No estágio II
aparece um encruamento linear, associado à ativação de múltiplos sistemas de
escorregamento. A seguir, a taxa de encruamento diminui de forma
20
aproximadamente parabólica devido a superposição dos dois fenômenos que
caracterizam a recuperação dinâmica, isto é, acúmulo e rearranjos de
discordâncias, que corresponde ao estágio III. Em materiais CFC
policristalinos, o encruamento começa no estágio II , ou seja, não existe o
estágio I, e freqüentemente é seguido pelo estágio III. Quando se produzem
grandes deformações, um regime secundário de endurecimento (estágio IV) e
um regime de recuperação (estágio V) podem ser observados [14 -16].
Em altas temperaturas o encruamento em monocristais ou policristais
puros geralmente inicia no estágio III, onde tem-se a ocorrência da
recuperação dinâmica (Figura 2.4a). O estágio II é menos pronunciado com o
aumento da temperatura e pode estar inteiramente ausente. A taxa de
encruamento diminui com a tensão até atingir a deformação crítica para o início
da recristalização dinâmica. Neste ponto, a curva da taxa de encruamento
muda de inclinação até que a derivada seja igual a zero, que corresponde à
tensão de pico (σp ), mostrando a ocorrência da recristalização dinâmica. A
curva da taxa de encruamento pode ser extrapolada para uma tensão de
saturação hipotética (σ*ss), cuja taxa de encruamento é igual a zero, devido
apenas à ocorrência de recuperação dinâmica (estágio V), Figura 2.4a. Assim,
a tensão de saturação ,σ*ss, fornece uma medida do amaciamento adicional
que aconteceria depois do pico de tensão, σp, se o material não se recristaliza-
se dinamicamente [17 e 18].
Resultados obtidos por vários autores [18 e 19] mostram que, na região
de recuperação dinâmica a curva consiste de dois segmentos lineares distintos,
como pode ser observado na Figura 2.4b. No primeiro, com uma grande
inclinação, θ diminui linearmente com a tensão, sobre uma faixa significativa de
tensão na curva tensão versus deformação, onde se inicia a formação de
subgrãos. Na segunda parte, a curva θ x σ muda de inclinação gradualmente,
até atingir um segmento com inclinação menor. Finalmente, a curva se inclina
na direção de θ = 0 (em σp) cuja inflexão, chamada σc, indica que a
recristalização dinâmica teve início e se torna operante. Quando se extrapola o
segundo segmento linear, através de uma linha reta, até θ = 0, pode-se
21
determinar o valor da tensão de saturação, quando somente a recuperação
dinâmica está ocorrendo (σSS* ).
Figura 2.4a - Representação esquemática dos estágios de encruamento em
altas temperaturas em um diagrama taxa de encruamento versus tensão
aplicada [17].
Figura 2.4b - Representação do comportamento da curva θ x σ, de uma curva
obtida a 882oC e 1 s-1, para o aço inoxidável austenítico tipo 304. As linhas que
partem da origem identificam os pontos de início de formação de subgrãos (3)
(ε≈0.1), seu término (2) e o início da recristalização dinâmica (1) (σc). A linha
22
que parte do cruzamento da curva θxσ com a linha 2 e atinge o eixo das
tensões em θ=0, representa a extrapolação da curva θxσ, quando somente
ocorre recuperação dinâmica [19].
A recristalização dinâmica inicia quando a deformação atinge um valor
crítico (εc), que é menor que a da deformação de pico (εp). Sendo que esta
diferença pode ser associada ao fato de que os primeiros núcleos restauram
apenas localmente, enquanto o material como um todo continua a encruar. A
expressão abaixo mostra esta relação, onde k é uma constante que depende
do material, ou seja [20 e 21]:
ε εc p≅ k (2.1)
Os efeitos da temperatura e da taxa de deformação são descritos
simultaneamente utilizando o parâmetro de Zener-Hollomon (Z) [22]:
=
RT
QexpZ ε& (2.2)
onde Q é a energia de ativação aparente para a deformação a quente e R é a
constante universal dos gases. Os valores da deformação de pico são
encontrados como dependentes de Z. A deformação de pico está relacionada
ao tamanho de grão inicial e Z pela seguinte expressão [5]:
Pno ZdA =
Pε (2.3)
sendo que A, n e p são constantes dependentes do material e d0 é o tamanho
de grão inicial.
2.2.4 Equação Constitutiva
Nos processos industriais, a temperatura e a taxa de deformação variam
durante a etapa de deformação, o que por sua vez se reflete no
comportamento do material. McQueen e Jonas [11] têm apresentado
evidências que indicam que os mecanismos que operam durante o trabalho a
23
quente são uma extensão dos que operam em condições de fluência. Assim,
em trabalho a quente a tensão aplicada está relacionada com a temperatura e
taxa de deformação pela equação 2.4 [20, 23 e 24]:
nP
.)) ((senh A (Q/RT) expå Z σα== (2.4)
sendo A, n e α são constantes do material e independentes da temperatura. R
é a constante universal dos gases (8,32 J/mol K), Q a energia de ativação
aparente para a deformação a quente e T a temperatura absoluta durante a
deformação.
2.2.5 Recuperação Estática
A recuperaç ão estática, após deformação a quente, inicia-se
imediatamente após a interrupção da deformação sem a necessidade de um
tempo de incubação, uma vez que a aniquilação de discordâncias dá-se
individualmente. Parte da energia que foi armazenada durante a deformação
plástica é liberada pela aniquilação e rearranjo de discordâncias, sendo que em
altas temperaturas a força motriz para este rearranjo é a diminuição da energia
armazenada, causada pela poligonização. Este processo induz a formação de
estruturas de células e de subgrãos.
A taxa de recuperação depende das características do material, tais
como, a proporção de elementos de liga, a energia de falha de empilhamento e
os parâmetros de processamento como a quantidade de deformação, taxa de
deformação e a temperatura imposta. Temperaturas menores e taxas de
deformações maiores implicam em maior quantidade de energia armazenada,
e consequentemente maior força motriz para a recuperação [25 e 26].
2.2.6 Recristalização Estática
Após o término da deformação tem-se a recuperação estática que
restaura o material até uma certa proporção, sendo que o seu amaciamento ou
restauração total só ocorre através da recristalização estática. Esse fenômeno
24
elimina as discordâncias de forma coletiva, com a nucleação e crescimento de
novos grãos isentos de deformação. Uma vez que a recristalização inicia-se
pela nucleação de novos grãos, é necessário um tempo de incubação e uma
quantidade de energia armazenada maior que um certo valor crítico, que é
característico de cada material. Algumas características da recristalização
estática podem ser descritas da seguinte maneira [26]:
a) existe a necessidade de um quantidade mínima de deformação (deformação
crítica) antes que a recristalização estática possa ocorrer;
b) em altas temperaturas é necessária uma menor quantidade de deformação
para que a recristalização estática ocorra;
c) o tamanho de grão final está intimamente relacionado à quantidade de
deformação, à temperatura de recozimento e com o tamanho de grão original.
2.2.6.1 Nucleação
A nucleação de novos grãos acontece preferencialmente onde a
deformação local é maior, ou seja, nos contornos de alto e baixo ângulo,
bandas de deformação e inclusões. O processo de nucleação é ativado
termicamente e necessita de um tempo de inc ubação antes que os núcleos
venham a ser detectados. Foram propostos três diferentes mecanismos de
nucleação para recristalização estática [27 e 28].
a) crescimento de subgrãos:
- Os núcleos são formados por um processo de crescimento das células
ou subgrã os. Em uma área de grande deformação, as discordâncias se
rearranjam por poligonização em estruturas celulares. Com o crescimento das
células, mais discordâncias são acumuladas nas paredes e, eventualmente,
são formados contornos de alto ângulo.
b) coalesc imento de subgrãos:
- Este processo foi observado com o auxílio de microscopia eletrônica de
transmissão. Um núcleo é formado pela rotação de um subgrão, de tal forma
que o seu mau ajustamento com os grãos vizinhos diminui, e desaparecem os
25
contornos comuns entre eles. Isto é acompanhado pela criação de contornos
de alto ângulo.
c) migração de contornos de grão induzida por deformação:
- O contorno entre dois grãos, marcado por diferentes tamanhos de
subgrãos, se encurva e caminha do grão com subestrutura crescida para as
subestruturas mais finas, criando uma região livre de deformação.
2.2.6.2 Crescimento
A partir do momento que o contorno de alto ângulo é formado, ele é
capaz de se mover para dentro do material deformado. A taxa de migração de
tais contornos é sensível à presença de impurezas, à estrutura dos grãos para
a qual estão migrando, à relação de orientação entre o grão em crescimento e
a matriz deformada. O efeito das impurezas é baseado no fato que impurezas
dissolvidas retardam o movimento de contornos de grão pela atração entre os
átomos de impureza e os contornos de grão. O movimento dos contornos de
grão deve arrastar as impurezas com os contornos ou separa-los delas se a
concentração destas é pequena o suficiente ou a força motriz ou a temperatura
são altas o suficiente [26 – 28].
2.2.7 Cinética de Recristalização Estática
Devido a sua importância nos processos industriais, a cinética de
recristalização estática dos aços após a deformação a quente tem sido
estudada extensivamente [29 – 33], por diferentes métodos [34 e 35]. Medindo-
se a fração de material recristalizado em função do tempo após a deformação,
através de métodos metalográficos quantitativos, pode-se determinar a
evolução do processo de recristalização. Determinando-se o parâmetro de
amaciamento em função do tempo de espera entre deformações, através de
ensaios mecânicos, pode-se também, determinar a cinética de recristalização
estática após a deformação a quente.
26
2.2.8 Recristalização Metadinâmica
Após o início da recristalização dinâmica durante a deformação, os
núcleos dinamicamente recristalizados continuam a crescer depois que a
deformação é interrompida. Este mecanismo foi chamado por Petkovic [34] e
outros como sendo recristalização metadinâmica. Depois da recristalizaç ão
dinâmica ter iniciado, passam a agir três processos distintos que têm sido
identificados como sendo a recuperação estática, a recristalização
metadinâmica e a recristalização estática. Enquanto os núcleos da
recristalização dinâmica estão crescendo por recristalização metadinâmica, o
restante do material sofre recristalização e recuperação estática. Ao contrário
da recristalização estática, a recristalização metadinâmica não necessita de um
tempo de incubação, isto se deve ao fato de que ela faz uso dos núcleos
formados pela recristalização dinâmica. Consequentemente, as microestruturas
dos grãos recristalizados dinamicamente estão sujeitos a uma rápida mudança
depois do descarregamento e isto resulta em um crescimento do tamanho de
grão [10 e 29].
2.3 Precipitação
A recristalização pode ser retardada por precipitados através do
ancoramento de contornos de grão e de subgrãos e também da subestrutura
de discordâncias [36]. Para que os contornos de grãos sejam ancorados, a
distribuição dos precipitados deve satisfazer dois critérios:
1°) o tamanho de partícula e espaçamento entre elas devem ser menores que
os valores críticos apropriados.
2°) uma fração volumétrica mínima de precipitados é necessária para manter o
espaçamento abaixo do valor crítico.
Na prática, isto significa que uma fina dispersão de precipitados retarda
a recristalização por ancoramento dos contornos de subgrãos e discordâncias
e por restrição ao crescimento de grão. Os precipitados encontrados na
27
austenita podem ser separados em três tipos: aqueles que não são dissolvidos
durante o reaquecimento; precipitados formados dinamicamente durante a
deformação; e precipitados induzidos por deformação, formados após a
deformação. Precipitados não dissolvidos têm pouco efeito na recristalização.
Entretanto, tanto os precipitados formados dinamicamente quanto aqueles
induzidos por deformação podem ser responsáveis pelo retardamento da
recristalização [37 – 40].
A adição de Ti em aços ultra baixo carbono, aços IF-Ti, promove a
formação de vários tipos de precipitados como TiN, TiS, Ti4C2S2, MnS e TiC [41
e 42]. Um diagrama da estabilidade desses precipitados foi recentemente
estabelecido para aços IF com Ti (Figura 2.5). Os diferentes compostos podem
aparecer em diferentes etapas dos tratamentos termomecânicos. Suas
estabilidades estão ligadas a vários parâmetros, em particular à temperatura e
às quantidades de titânio, enxofre e carbono no aço [43 e 44]. O diagrama de
precipitação pode ser explicado da seguinte maneira [45]. Durante a fabricação
do aço líquido, (T > 1500 °C), titânio e nitrogênio, que têm forte afinidade
química, formam um composto estável: o nitreto de titânio. O TiN não será
decomposto durante subseqüentes tratamentos do aço. Os aços que contêm
baixo teor de carbono e pequenas quantidades de titânio em excesso após a
precipitação do TiN formam sulfeto de titânio (Ti1 -xS) no reaquecimento da
placa em temperaturas superiores a 1200°C, qualquer que seja o teor de
enxofre. Esses compostos de enxofres presentes têm baixa estabilidade e são
transformados durante a laminação a quente ( 1200 °C > T > 900°C ) e
bobinamento ( 700 °C > T > 600°C ), levando a formação de Ti4C2S2 . Este
composto aprisiona o carbono e limita a precipitação fina de TiC que pode
ocorrer durante o bobinamento do aço [46 e 47].
Existem várias formas para se calcular o produto de solubilidade dos
compostos formados durante o processamento do aço IF com Ti. Os resultados
dos estudos são mostrados na Tabela 2.1 [48 – 52]. A diferença desses
produtos dependem de considerações que foram feitas e podem ser atribuídas,
principalmente, a variedade de métodos usados para obter os dados de
solubilidade, porque as técnicas em geral possuem limitações. Além disto, os
28
cálculos termodinâmicos para o produto de solubilidade freqüentemente
negligenciam qualquer interação entre elementos. Como resultado são aceitos
coeficientes de atividade com valor unitário e a atividade representada pela
porcentagem em peso.
Figura 2.5 - Esquema ilustrando a estabilidade e a temperatura de precipitação
do titânio em aços IF-Ti [45].
Tabela 2.1 - Produtos de solubilidade.
Precipitados Produto de Solubilidade
TiN log KtiN = log (%Ti) (%N) = - 15020 / T + 3,82 [48]
TiS Log KtiS = log (%Ti) (%S) = - 13975 / T + 5,43 [49]
Ti4C2S2 Log K Ti4C2S2 = log (%Ti) (%C)0,5 (%S)0,5= - 17045 / T + 7,90 [49]
MnS log KMnS = log (%Mn) (%S) = - 11625 / T + 5,02 [50]
TiC log KTiC = log (%Ti) (%C) = - 9575 / T + 4,40 [51]
NbC log KNbC = log (%Nb) (%C) = - 7290 / T + 3,04 [52]
29
2.4 Análise da Curva Tensão Versus Deformação
No trabalho a quente de ligas metálicas, o aumento da densidade de
discordâncias é continuamente reduzido por processos de amaciamento tais
como a recuperação e a recristalização dinâmicas [53 e 54]. Se a recuperação
dinâmica for o únic o mecanismo de restauração, a tensão aumenta
progressivamente até um estado estacionário, σs , que é determinado pelo
balanço do encruamento e efeitos de restauração. A recuperação dinâmica
progride mais lentamente em materiais com baixa ou moderada energia de
falha de empilhamento, assim, a densidade de discordâncias atinge um valor
suficientemente alto para que a recristalização dinâmica seja iniciada, fazendo
com que a curva possua uma forma característica. A reação é iniciada depois
de alcançar uma deformação crítica, εc, depois da qual a taxa de encruamento
diminui marcadamente e, eventualmente, o amolecimento faz com que a curva
tensão versus deformação exiba um pico de tensão. Com a continuação da
deformação a taxa de amaciamento atinge um máximo, com a queda da tensão
até o início de um regime de estado estacionário, como resultado da resistência
reduzida dos novos grãos [55].
2.4.1 Interrelação entre Encruamento, Recuperação e Recristalização
A interrelação entre os três mecanismos que atuam durante a
deformação a quente pode ser observado na Figura 2.6 [34], na qual a
quantidade de encruamento e amaciamento atribuído a cada um dos processos
está esquematizado. A linha tracejada no lado esquerdo do diagrama indica um
encruamento linear, e ausência de qualquer mecanismo de amolecimento
dinâmico. Os processos dinâmicos reduzem a tensão a partir do encruamento
linear até os valores apresentados pela linha cheia. Em metais com alta
energia de falha de empilhamento a operação de mecanismos de recuperação
dinâmica reduz a tensão até o nível representado pela linha pontilhada, que é a
curva tensão versus deformação apresentada pelos materiais que somente
apresentam recuperação dinâmica. Em metais com energia de falha de
empilhamento moderada ou baixa, a recristalização dinâmica produz um
30
amolecimento adicional durante a deformação, abaixando a tensão ao nível da
linha cheia, que é a curva tensão versus deformação final apresentada pelos
materiais que recristalizam dinamicamente [16 e 56], também representada na
Figura 2.3.
ε
σ
Recuperação Dinâmica
Recristalização Dinâmica
Encruamento Linear
εc
Figura 2.6 - Representação esquemática da contribuição relativa dos dois
processos dinâmicos de amolecimento, associados ao trabalho a quente. Os
processos dinâmicos reduzem o valor da tensão a partir do valor de
encruamento linear, para os valores da curva tensão x deformação [16 e 19].
2.4.2 Amaciamento no Intervalo Entre Passes
Usualmente, os processos de conformação mecânica a quente são
realizados em seqüências de passes, de forma que, juntamente com os
processos de endurecimento e amaciamento que ocorrem durante a
deformação tem -se o amaciamento após a deformação, no intervalo entre
passes. A extensão do amaciamento entre passes depende do material, da
temperatura e das condições e estágio em que a deformação foi interrompida.
Na Figura 2.7 tem-se uma representação esquemática da influência do estágio
31
de interrupção da deformação nos processos de amaciamento que ocorrem
nos intervalos entre passes.
Para deformações menores que a deformação crítica para a
recristalização estática, o único processo possível de restauração é a
recuperação estática. Com deformações maiores, mas abaixo da deformação
de pico, tem -se recuperação estática seguida de recristalização estática. Para
deformações maiores que a do pico, porém menores que a deformação de
inicio de estado estacionário, existe um período em que ocorrem a recuperação
estática e a recristalização metadinâmica, seguida por recristalização estática.
No estado estacionário a recristalização estática é evitada inteiramente,
ocorrendo apenas a recuperação estática e a recristalização metadinâmica [57
e 58].
Figura 2.7 - Representação da relação entre os três mecanismos de
amaciamento estáticos com a deformação de um material que recristaliza
dinamicamente [58].
32
2.5 Etapas Metalúrgicas Em Processos de Conformação Mecânica
Durante a laminação a quente, inicialmente os aços são reaquecidos até
temperaturas elevadas, para serem austenitizados, em seguida submetidos a
seqüências de deformações, que envolvem as etapas de desbaste e de
acabamento, e posteriormente resfriados até a temperatura ambiente. Assim, a
laminação convencional a quente de aços pode ser separada em quatro
estágios: reaquecimento, desbaste, acabamento e resfriamento, como
mostrado na Figura 2.8.
Figura 2.8 - Representação esquemática da laminação a quente.
2.5.1 Reaquecimento
A etapa de reaquecimento consiste em elevar a temperatura dos lingotes
(usualmente, o peso médio dos lingotes varia de 2 a 10 toneladas) até que todo
o material esteja uniformemente aquecido e suficientemente amaciado, para
minimizar a sua resistência e assim o esforço que o laminador deve fazer para
deformá-lo. Esta temperatura é em torno de 1250 a 1300°C. O reaquecimento
pode ser feito por diferentes tipos de fornos, mas é importante que o
aquecimento seja uniforme para evitar fusão superficial, trincas e tensões
33
internas causadas por diferenças muito grande de temperatura entre o núcleo e
a superfície da peça.
No reaquecimento tem -se a austenitização da matriz, dissolução de
precipitados e o crescimento de grãos, sendo estes fatores dependentes do
tempo. Embora, usualmente a microestrutura resultante do reaquecimento seja
grosseira, é interessante que esta seja constituída de grãos equiaxiais e
uniformes, evitando a ocorrência da recristalização secundária, como ocorre
quando partículas precipitadas ancoram parcialmente os contornos de grãos.
2.5.2 Desbaste
A principal função do laminador de desbaste ou primário é de alterar a
forma do lingote, reduzindo a sua seção, e alongando-o na direção paralela ao
eixo longitudinal. No desbaste são usados laminadores duo-reversíveis, onde
são aplicadas no material de 10 a 20 deformações consecutivas. As
deformações iniciais devem ser pequenas, pois os lingotes, que têm estrutura
bruta de fusão, têm baixa ductilidade. Com a evolução do processamento são
aplicadas deformações maiores por passes, obtendo no final do desbaste
tarugos com seções quadradas de 125 x 125 mm até 450 x 450 mm ou placas
com espessura de 75 a 300 mm e largura de 400 a 1600 mm. Normalmente
esta etapa é realizada com a temperatura decaindo de 1250 a 1000°C e
tempos de espera entre passes relativamente grandes, da ordem de 5 a 20
segundos.
Do ponto de vista metalúrgico o desbaste tem o objetivo, inicialmente, de
transformar o estrutura bruta de fusão, compostas de grãos colunares e
equiaxias grosseiros, em grãos equiaxiais de menor granulação, e
posteriormente promover o refino da estrutura trabalhada, com a combinaç ão
de deformações seguidas de recristalizações, nos intervalos entre passes.
Uma forma de se entender o que ocorre durante uma seqüência de
passes, como acontece na laminação a quente, é separar uma seqüência de
passes em um conjunto de unidades de processamento termomecânicos, onde
34
cada uma dessas unidades é constituída da deformação imposta no passe em
questão mais o tempo de espera até o início do passe seguinte. Durante a
etapa de deformação o material é encruado, podendo amaciar dinamicamente
até certa extensão, dependendo das condições de deformação. No intervalo
entre passes os grãos encruados podem amaciar estaticamente e crescerem,
gerando a microestrutura inicial para o passe seguinte.
Durante a etapa de desbaste, a temperatura de operação é alta e os
tempos de espera entre passes relativamente grandes. Nestas condições, o
material que é encruado durante a deformação, recristaliza-se completamente
no intervalo entre passes, e os grãos recristalizados podem crescer,
dependendo das condições de trabalho. Assim, pode-se entender uma
seqüência de passes durante a etapa de desbaste como um conjunto
composto de deformação → recristalização → crescimento de grãos, que se
repete a cada unidade de processamento termomecânico [6 e 59].
2.5.3 Acabamento
A função da laminação de acabamento é dar ao material a forma final e
as propriedades desejadas. Por resultar em produtos com diferentes
propriedades e formas, esta etapa do processo de conformação a quente é de
difícil padronização, e envolve conhecimentos da engenharia de processo e de
metalurgia física para se determinar as melhores condições de operação.
Dependendo do aço que está sendo processado, das propriedades e formas
finais almejadas, esta etapa da laminação é realizada em diferentes condições
de deformação. Na laminação de tiras a quente o material é deformado
consecutivamente por um conjunto de gaiolas de laminação, alinhadas uma em
frente a outra, separadas por distâncias de alguns metros. Normalmente a
velocidade de operação é alta, da ordem de alguns quilômetros por hora,
gerando taxas de deformação relativamente altas e baixos tempos de espera
entre passes. As Tabelas 2.2, 2.3 e 2.4 apresentam-se valores típicos da
quantidade de deformação por passe e tempos de espera entre passes, taxa
35
de deformação e temperatura na laminação de tiras a quente de aços em
condições industriais [60].
Tabela 2.2 - Dados da laminação de tiras a quente em condições industriais
para um aço C-Mn [60].
Passe
Temperatura
(ºC)
Deformação
Tempo de espera
entre passes
(s)
Taxa de
deformação
(s-1)
F1 1043 0,95 8,6 4,5
F2 1000 0,83 4,45 12
F3 983 0,66 2,51 26,6
F4 957 0,54 1,56 49,5
F5 930 0,41 1,01 79,7
F6 903 0,35 0,72 122,6
F7 877 0,19 - 128,5
Tabela 2.3 - Dados da laminação de tiras a quente em condições industriais
para um aço C-Mn [60].
Passe
Temperatura
(ºC)
Deformação
Tempo de espera
entre passes
(s)
Taxa de
deformação
(s-1)
F1 1015 0,65 4,7 8,12
F2 996 0,66 2,64 18,91
F3 971 0,59 1,55 38,64
F4 933 0,47 1,02 67,35
F5 923 0,35 0,74 99,33
F6 916 0,31 0,56 136,95
F7 910 0,26 - 178,53
36
Tabela 2.4 - Dados da laminação de tiras a quente em condições industriais
para um aço C-Mn [60].
Passe
Temperatura
(ºC)
Deformação
Tempo de espera
entre passes
(s)
Taxa de
deformação
(s-1)
F1 1003 0,60 3,27 11,83
F2 975 0,47 2,25 19,04
F3 959 0,43 1,62 30,06
F4 941 0,34 1,24 41,29
F5 926 0,33 0,93 61,08
F6 909 0,28 0,73 82,36
F7 895 0,19 - 88,74
2.5.4 Resfriamento
O estágio de resfriamento é uma parte natural dos processos de
conformação a quente. Nesta etapa ocorre a decomposição da austenita, cujos
produtos de decomposição dependem das condições de resfriamento, além
das características de cada aço. No caso da laminação de tiras a quente, nesta
etapa do processamento se dá o embobinamento das tiras.
.
37
3 MATERIAIS E MÉTODOS
3.1 Material
Para a realização deste trabalho utilizou-se um aço IF-Ti fornecido pela
COSIPA, cuja composição química está indicada na Tabela 3.1. O material
encontrava-se inicialmente na forma de placas com dimensões de 200 x 200 x
200 mm. Para um melhor aproveitamento do material, as placas foram cortadas
e laminadas a quente até atingirem a forma de barras com diâmetro de 15 mm.
Nesse processo de deformação foi utilizado um laminador de laboratório marca
FENN, modelo 55DC2-02AS, com cilindros de perfís. A deformação foi
realizada na faixa de temperaturas de 1200°C a 1000°C e as barras foram
resfriadas ao ar até a temperatura ambiente após a laminação.
3.1.2 Preparação do Material
As barras de aço foram us inadas para a confecção dos corpos de prova.
Para os ensaios dilatométricos utilizaram -se corpos de prova cilíndricos com 2
mm de diâmetro e 12 mm de comprimento. A geometria dos corpos de prova
utilizados nos ensaios de torção a quente está mostrada na Figura 3.1. As
dimensões dos corpos de prova, tais como comprimento e diâmetro úteis,
foram otimizados para que se obtivesse uma alta razão comprimento/raio. Na
realização dos ensaios, uma das extremidades dos corpos de prova é presa à
máquina por roscas, enquanto a outra é encaixada na garra.
Tabela 3.1 - Composição química do material (% em peso).
C Mn Si Al S P Ti N
0,003 0,132 0,011 0,003 0,007 0,01 0,065 0,006
38
Figura 3.1 - Geometria dos corpos de prova utilizados nos ensaios de torção a
quente. Dimensões em mm, com exceção da rosca.
3.2 Ensaios dilatométricos
Foram realizados ensaios de dilatometria em amostras do aço IF
utilizando-se um dilatômetro Adamel Chomargy, Model DT1000, do laboratório
de pesquisa de transformaç ão de fase da EESC-USP. O equipamento é
conectado a um microcomputador, que através de um “software” permite o
controle de todo o processo e fornece os resultados na forma de tabelas e
gráficos. Os corpos de provas eram aquecidos com uma taxa de 2 °C/s até
1150°C, permanecendo nesta temperatura por 10 minutos e, em seguida,
submetidos ao resfriamento com taxas de 20, 10, 5, 2, e 0,5 °C/s. A Figura 3.2a
mostra uma representação típica do ciclo térmico utilizado nos ensaios. Já a
Figura 3.2b mostra um exemplo esquemático do resultado fornecido pelo
equipamento de dilatometria. A determinação dos valores de início e fim de
transformação foi realizada derivando-se a curva experimental, ou seja,
fazendo d(dL/dLo)/dT em função de T, que é realizado diretamente no
equipamento.
Em todos os corpos de prova ensaiados por dilatometria foram
realizadas medidas de dureza Vickers, utilizando-se um microdurômetro do tipo
Micromet 2105, digital, com carga de 25gf.
39
Tem
pera
tura
(o C
)
20 oC/s 0,5
oC/s
2 oC/s
1150oC; 10 min
Tempo (s)
Figura 3.2a –Ciclo térmico típico utilizado nos ensaios de dilatometria.
0 2 4 6 8 10 120
2
4
6
8
10
12
14
16
Resfriamento
Aquecimento
dL/d
Lo x
10-3
Temperatura (oC) x10
2
Figura 3.2b – Resultado típico de um ensaio de dilatometria realizado em um
aço baixo carbono.
3.3 Ensaios de Torção a Quente
A conformação mecânica a quente de aços é realizada industrialmente
através de processos como a laminação, o forjamento e a trefilação. O estudo
do processamento a quente nas condições industriais é um procedimento
40
oneroso e muitas vezes de difícil realização. Para contornar essa dificuldades,
ensaios de laboratório utilizando máquinas de torção a quente foram
desenvolvidas e têm sido aplicadas para analisar e interpretar o
comportamento mecânico de diversos materiais. De uma forma geral, o ensaio
de torção a quente permite caracterizar o comportamento mecânico e a
evolução microestrutural do material sobre a influência dos principais
parâmetros de processamento [61 – 64]: a temperatura (T), a deformação (ε), o
tempo entre passes (t), e a taxa de deformação (Ý), sendo impostos a estes
parâmetros valores análogos aos utilizadas em operações industriais. Além
disso, deve permitir a reprodução de seqüências de passes características de
processos industriais, e um resfriamento rápido da amostra em qualquer
estágio da deformação, a fim de que se possa acompanhar as mudanças
microestruturais que ocorrem em qualquer etapa de deformação.
3.3.1 Equipamento para a Realização de Ensaios de Torção a Quente
Os ensaios de torção a quente foram realizados utilizando-se uma
máquina horizontal de ensaios de torção a quente computadorizada, Figura
3.3a, onde os esforços mecânicos são aplicados às amostras por um
motovariador com velocidade variando de 25 a 1000 r.p.m., e medidos por uma
célula de carga com capacidade máxima de 1000 kgf x cm [65].
O eixo da máquina de torção é dividido em duas partes. Em uma delas,
lado esquerdo, está o eixo torçor, ao qual estão acoplados a embreagem e
freio eletromagnéticos e o dispositivo ótico utilizado para medidas do ângulo de
rotação e da velocidade imposta pela máquina ao corpo de prova. A outra parte
possui movimento de translação, que facilita a colocação e retirada dos corpos
de prova, e a ela está acoplada a célula de carga.
Os corpos de provas foram aquecidos e resfriados durante os ensaios
por um forno de radiação infravermelho, Figura 3.3b, desenvolvido no
laboratório de Tratamentos Termomecânicos do DEMa (Departamento de
Engenharia de Materiais - UFSCar), cuja potência máxima varia de acordo com
41
a potência das lâmpadas utilizadas. Neste trabalho foram usadas quatro
lâmpadas halôgenas de 1500 W, resultando em uma potência máxima de 6
KW.
Para proteger os corpos de prova da oxidação foi adaptado um tubo de
quartzo, passando pelo eixo longitudinal do forno, por onde se faz circular um
fluxo contínuo de gás argônio. Nesse mesmo tubo pode-se injetar água
corrente, instantaneamente, em qualquer etapa do ensaio [66].
A programação e controle da temperatura, durante os ensaios, são
realizados por um controlador de temperatura marca Gefran, modelo 3500/s,
que permite a execução dos ensaios, mantendo-se a temperatura constante ou
impondo diferentes taxas de aquecimento e de resfriamento. Termopares de
Cromel-Alumel, tipo K, foram usados neste trabalho para medir a temperatura,
sendo que durante os ensaios, o termopar era mantido em contato com a parte
útil do corpo de prova.
O controle dos ensaios e aquisição de dados são realizados por um
microcomputador interfaceado à máquina de torção. Durante os ensaios,
controlam-se a quantidade de deformação, a taxa de deformação e o tempo de
espera entre passes. Uma vez realizados os ensaios, os dados são arquivados
e tratados. O tratamento dos dados é feito obtendo-se a tensão e a deformação
equivalentes, através das equações descritas abaixo [67].
( )σπ
e qM
Rm n= + +3
23
3. (3.1)
εθ
e qR
L=
3 . (3.2)
onde M é o torque aplicado, θ é o ângulo de rotação, R e L o raio e
comprimento úteis dos corpos de prova, respectivamente. Os coeficientes n e
m estão relacionados com a sensibilidade do material à taxa de deformação e
ao encruamento.
42
(a)
(b)
Figura 3.3 - (a) Visão geral da máquina de ensaio de torção a quente e (b)
forno de radiação infravermelho.
3.4 Programação dos Ensaios de Torção a Quente
Foram realizadas quatro conjuntos de experimentos com deformações
programadas, utilizando-se a máquina de torção. Esses experimentos podem
ser separados em ensaios isotérmicos, ensaios isotérmicos interrompidos com
duas deformações, ensaios com múltiplas deformações e simulações de
seqüências de passes.
3.4.1 Ensaios Isotérmicos
Ensaios isotérmicos fornecem dados sobre o comportamento mecânico
do material; podem -se determinar os valores da tensão de pico e da
deformação crítica para o início da recristalização dinâmica, bem como a
energia de ativação aparente para a deformação a quente do aço. A Figura 3.4
mostra esquematicamente o ciclo térmico utilizado nos ensaios isotérmicos. Os
corpos de prova eram aquecidos até 1200°C e mantidos nesta temperatura por
10 minutos. A seguir os corpos de prova eram resfriados com uma taxa média
de 2 °C/s até a temperatura de ensaio e mantidos nesta temperatura por 1
43
minuto para eliminação dos efeitos de gradientes térmicos antes do início da
deformação propriamente dita. As temperaturas de ensaio decrescem de
1150°C até 600°C em intervalos de 50°C. As taxas de deformação utilizadas
foram 0,3; 1,0; e 5,0 s-1, para cada uma das temperaturas impostas nos
ensaios.
2 oC/s
Tensaio
Tem
pera
tura
Tempo
10 min
Tencharque
ε
Figura 3.4 - Representação esquemática do ciclo térmico utilizado nos ensaios
de torção isotérmicos realizados.
Uma variante dos ensaios isotérmicos foi realizada para investigar os
mecanismos de restauração que atuam na região ferrítica durante deformação
a quente. Foram realiz ados seis ensaios isotérmicos na temperatura de 800°C,
com taxa de deformação de 1 s -1, e com deformações de 0,2; 0,4; 1,0; 2,0; 3,0
e 10,0; mantendo-se o ciclo térmico descrito na Figura 3.4. Imediatamente após
as deformações os corpos de prova foram temperados em água.
3.4.2 Ensaios Isotérmicos Interrompidos com Duas Deformações
Esta metodologia é largamente utilizada [68 e 69] para investigar os
fenômenos que ocorrem nos intervalos entre passes durante o processamento
metalúrgico. Neste trabalho, os ensaios foram interrompidos após uma primeira
44
deformação (ε1) menor que a deformação crítica para o início da recristalização
dinâmica. A amostra era mantida na mesma temperatura por diferentes
intervalos de tempo e em seguida aplicava-se uma segunda deformação (ε2) de
valor igual a primeira. Na realização desses experimentos, as amostras eram
aquecidas até a temperatura de 1200°C, mantidos por 10 minutos, sendo em
seguida resfriadas com uma taxa de resfriamento de 2 °C/s até a temperatura
de ensaio, que era mantida constante. A Figura 3.5 mostra o esquema dos
ensaios isotérmicos interrompidos com duas deformações.
diferentesintervalosde tempo
ε2
2 oC/s
Tensaio
Tem
pera
tura
Tempo
10 min
Tencharque
ε1
Figura 3.5 - Representação esquemática do ciclo termomecânico usado nos
ensaios com duas deformações.
3.4.2.1 Determinação da Fração de Amaciamento Após a Deformação
Quente
Por meio de ensaios interrompidos com duas deformações pode-se
determinar a fração de amaciamento que ocorre entre deformações calculando-
se o parâmetro de amaciamento PA (%), que é expresso pela equação:
45
100 x (%)PA o
r
D
D
σσ
σσ
−−
= , (3.3)
onde σD é a tensão na primeira interrupção do ensaio, e σ0 e σr são as tensões
de início de escoamento plástico, na primeira (pré-deformação) e na segunda
deformação (recarregamento), respectivamente, como indicado na Figura 3.6,
onde a tensão de recarregamento é determinada pelo método offset [68 - 70].
Como o método de deformações interrompidas é baseado no princípio de que
a tensão de escoamento plástico em a ltas temperaturas é uma medida sensível
às mudanças microestruturais, surge a oportunidade de se determinar o
amaciamento do material no intervalo entre deformações.
Te
nsã
o E
qu
iva
len
te
Deformação Equivalente
σr
σD
σo
Figura 3.6 –Curvas de escoamento plástico obtidas em ensaios isotérmicos
com duas deformações indicando os parâmetros utilizados para o cálculo do
amaciamento após a deformação a quente.
3.4.3 Ensaios com Múltiplas Deformações em Resfriamento
Ensaios com múltiplas deformações em resfriamento contínuo geram
dados que permitem a determinação das temperaturas críticas de
processamento, ou seja: Tnr, Ar3 e Ar1 . Com estes ensaios podem-se analisar
as variações dessas temperaturas e os fenômenos metalúrgicos que ocorrem
46
no aço em função dos parâmetros de processamento. Nos ensaios de múltiplos
passes realizados neste trabalho foi usada uma metodologia semelhante a
desenvolvida por vários autores [71 – 73]. A Figura 3.7 representa
esquematicamente uma seqüência de deformações programada em
resfriamento contínuo. Os ensaios foram realizados com o aquecimento dos
corpos de prova até a temperatura de encharque de 1200°C, mantendo-se
nesta temperatura por 10 minutos, sendo em seguida submetidos a uma
deformação de 0,2; denominada de passe zero (D0), para produzir de forma
homogênea grãos austeníticos iniciais com granulação fina. Em seguida os
corpos de prova eram resfriados continuamente com taxa de 2 °C/s. Quando
atingia-se a temperatura de início de deformação para cada uma das
seqüências programadas, estes eram submetidos a deformações consecutivas
(ε1, ε2,..., εn). Normalmente cada seqüência de passes era constituída de 19
deformações consecutivas, com iguais tempos de espera entre cada um dos
passes, e deformações iguais de 0,3. Foram realizados cinco conjuntos de
seqüências de passes, sendo que cada um destes tipos de experimentos
tiveram tempos de espera entre passes de 38, 15, 7 , 3, 1 e 0,5 segundos.
εn
ε2
2 oC/s
Tensaio
Tem
pera
tura
Tempo
10 min
Tencharque
ε1
Figura 3.7 - Representação esquemática de uma seqüência de deformações
programada (ε1, ε2, ..., εn) em resfriamento, realizada com ensaios de torção a
quente.
47
3.4.3.1 Cálculo da Tensão Média Equivalente (TME)
A partir dos dados obtidos em cada uma das seqüências de
deformações realizadas em resfriamento contínuo, calcula-se a tensão média
equivalente (TME) para cada uma das deformações impostas. A Figura 3.8
mostra uma curva tensão equivalente em função da deformação equivalente
típica de um passe realizado numa seqüência de deformações. A tensão média
equivalente (TME) é determinada calculando-se a área sobre a curva por
integração numérica e dividindo o valor obtido pela deformação imposta, como
indica a equação 3.4 [74]:
∫−
=b
aeqeq
ab
eqd
ε
εεσ
εεσ
1 (3.4)
onde (εb-εa) corresponde a deformação equivalente do passe.
Deformação Equivalente
εi+1
εi
εb
εa
Ten
são
Equ
ival
ente
σi+1
σi
σ
Figura 3.8 - Curva tensão deformação equivalentes típica de um passe de uma
seqüência de deformações.
48
3.5 Simulações de Seqüências de Passes
O comportamento mecânico durante o processamento a quente de um
aço depende basicamente da temperatura, taxa de deformação, tempo de
espera entre passe e da quantidade de deformação imposta em cada passe. O
material, quando sob conformação a quente, é submetido a duas etapas de
processamento distintas: o desbaste, que reduz a seção do lingote e
transforma a estrutura bruta de fusão em grãos equiaxiais; e o acabamento,
onde pode-se determinar as melhores condições de operações, e assim, obter
a forma e as propriedades finais desejadas. Para analisar o comportamento do
aço IF em processamento a quente em condições próximas as do processo de
tiras a quente, foram realizadas sete diferentes seqüências de deformações
programadas, em resfriamento. O objetivo principal do estudo era analisar a
etapa de acabamento variando os valores das variáveis de processo. Como o
equipamento de torção a quente utilizado impõe um certo limite na velocidade
de deformação, devido à interação motor/embreagem/freio/corpo de prova, foi
usada uma taxa única de deformação igual a 1 s-1 para todas as seqüências de
deformações.
Os valores da ε , T, e t aplicados na etapa de acabamento em cada
seqüência foram pré estabelecidos e divididos em dois grupos. No primeiro, as
condições de processamento impostas por ε, T, t e Ý foram estabelecidas para
que ocorressem no material os fenômenos metalúrgicos de recristalização
estática, recristalização dinâmica e a recristalização metadinâmica. Também,
aplicou-se uma seqüência de deformações na região ferrítica. No segundo
grupo de ensaios, na etapa de acabamento, foram utilizados valores dos
parâmetros de deformação próximos aos utilizados no processamento
industrial, apresentados nas Tabelas 2.2, 2.3 e 2.4.
Na realização dos experimentos, inicialmente o material era aquecido
até a 1200ºC e mantido nesta temperatura por um tempo de 10 minutos. Logo
após, os corpos de prova eram resfriados até 1120ºC, sendo que durante o
49
decréscimo de temperatura era aplicada uma seqüência de deformações
constituída de 5 passes, com deformação de 0,3 em cada passe e tempo de
espera entre passes de 10 segundos. Esta etapa é denominada de desbaste e
tem como função promover o refino e homogeneização do tamanho dos grãos
austeníticos. Terminada a etapa de desbaste, a temperatura continuava
decrescendo continuamente até atingir um certo valor de temperatura
preestabelecida (entre 1050ºC a 1000ºC), para o início da etapa de
acabamento. Os ensaios realizados nesta etapa foram feitos com cinco, seis ou
sete deformações, onde cada passe é indicado por F1, F2, F3, F4, F5, F6 e F7.
3.6 Observações Microestruturais
Para a análise da evolução microestrutural, os corpos de prova
foram resfriados bruscamente em água em diferentes etapas dos ensaios.
Foram realizadas têmperas em amostras submetidas a ensaios
isotérmicos, ensaios isotérmicos interrompidos com duas deformações e
nas simulações de seqüências de passes, onde também realizou-se
análise microestrutural em amostras resfriadas ao ar.
3.6.1 Equipamentos Utilizados nas Observações Microestruturais
Na análise via Microscopia Ótica (MO) foi utilizado um microscópio
marca OLYMPUS modelo BMX-60 com sistema de captura de imagens. Na
análise via Microscopia Eletrônica de Varredura (MEV) utilizou-se um
microscópio marca PHILIPS modelo XL30-FEG, equipado com EDS, marca
Link, modelo ISIS. Na análise via Microscopia Eletrônica de Transmissão
(MET) foi empregado um equipamento marca PHILIPS, modelo CM-120,
equipado com EDS marca EDAX, modelo DX4.
50
3.6.2 Técnicas de Preparação de Amostras
Para observar as microestruturas das amostras nas regiões deformada e
não deformada, Figura 3.9, via MO e MEV foram utilizadas técnicas
convencionais. As amostras foram cortadas perpendicularmente ao
comprimento, embutidas, lixadas, polidas com alumina de granulometria de 1 a
0,5 µm e atacadas com uma solução aquosa saturada de ácido pícrico
(C6H3N3O7) com detergente da Kodak, “photo-flo 200 solution”, atuando como
agente molhante (10 gotas para 200 ml de solução). As amostras foram
imersas no reativo aquecido (aproximadamente a 80°C) por 60 a 120
segundos, seguindo-se de polimento brando (alumina 0,3 µm) para melhorar a
observação dos contornos de grãos. O processo de ataque, comentado acima,
foi repetido diversas vezes, até que o resultado fosse satisfatório. Um outro tipo
de ataque usado especificamente para a região ferrítica foi o Marshall’s [75] (8
gramas de ácido oxálico, 5 mL de ácido sulfúrico, e 100 mL de água misturados
com 30% de água oxigenada). As amostras eram pré-atacadas com Marshall’s
e depois era aplicado um leve ataca com nital 2%.
Figura 3.9 – Ilustração esquemática mostrando as regiões onde realizaram-se
as observações microestruturais nos corpos de prova ensaiados por torção a
quente.
51
As amostras destinadas à análise por MEV foram colocadas em um
suporte apropriado e coladas com fita adesiva condutora de carbono. As
amostras para MET foram preparadas na forma de lâminas finas e réplicas de
extração.
3.6.2.1 Lâminas Finas
O esquema geral de preparação dessas amostras obedece às seguintes
etapas: desbaste inicial alternando-se entre lixamento mecânico manual e
polimento químico em solução de 90% de H2O2 e 10% de HF (eliminação da
camada encruada), até a espessura de aproximadamente 100 µm; corte das
mesmas na forma de discos com 3 mm de diâmetro; afinamento eletrolítico
com o aparelho “Tenupol” até a obtenção de áreas finas (espessuras em torno
de 1000 Angström). Nesta última etapa, o eletrólito utilizado foi uma solução de
5% de ácido perclórico (HCL4) e 95% de ácido glacial (CH3COOH), resfriado
até 5°C através de um termostato marca HAAKE, modelo FC35.
3.6.2.2 Réplicas de Extração
Esta técnica de preparação de amostras consiste em se obter uma
réplica da superfície da amostra acompanhada de precipitados extraídos da
matriz. As superfícies das amostras foram preparadas por lixamento e
polimento mecânico manual ao qual se seguiu o ataque com uma solução
aquosa (100 ml) saturada de ácido pícrico (C6H3N3O7) com detergente super
concentrado, atuando como agente molhante (10 ml). Em seguida foi
evaporado carbono sobre as superfícies das amostras, as quais foram
quadriculadas com uma lâmina. Para a retirada do filme de carbono contendo
os precipitados foi utilizado um ataque químico em solução de 10% de ácido
nítrico em álcool etílico. Os filmes ao se soltarem boiavam na solução de
52
ataque e eram “pescados” em grades de cobre de 3 mm de diâmetro, em
seguida lavadas em solução de água mais acetona e colocadas sobre papel de
filtro para secar.
3.6.2.3 Procedimento para a Identificação de Precipitados
Na identificação dos precipitados utilizou-se uma combinação de
observações por campo escuro, campo claro e difração de área selecionada.
Também obteve-se uma determinação semiquantitativa da composição
química mediante Microanálise por Espectroscopia por Energia Dispersiva de
Raios-X (EDS). Na interpretação dos espectros de EDS foi utilizado um
programa de computação acoplado ao MET que permite fazer correções do
ângulo de incidência do feixe e do fenômeno de fluorescência. Mediante
análise por difração de elétrons em área selecionada, nas lâminas finas, foram
obtidas as figuras de difratogramas compostas (da matriz ferrítica e da
partícula) e nas réplicas de extração as figuras de difratogramas ou padrões de
difração somente das partículas.
53
4 RESULTADOS
4.1 Introdução
Os resultados obtidos neste trabalho podem ser divididos em cinco
conjuntos associados aos (i) ensaios de dilatometria, (ii) ensaios de torção
isotérmicos e contínuos, (iii) ensaios de torção isotérmicos com duas
deformações, (iv) ensaios de torção com múltiplas deformações em
resfriamento, (v) simulações da laminação de tiras a quente.
4.2 Diagrama de Transformação por Resfriamento Contínuo
Os valores das temperaturas de início de transformação de fase, Ar3, e
de fim de transformação de fase, Ar1, obtidos nos ensaios de dilatometria
realizados, bem como os valores de microdureza medidos após os ensaios,
são mostrados na Tabela 4.1 em função das taxas de resfriamento impostas.
Tabela 4.1 - Valores das temperaturas Ar3 e Ar1 e das microdurezas das
amostras ensaiadas por dilatometria.
Taxa de Resfriamento Temperatura
(°C) Microdureza
Vickers
(°C/s) Ar3 Ar1 (carga de 25 gf)
0,5 896,9 875,7 121 ± 6,8
2 896,2 871,9 122 ± 4,1
5 891,1 863,0 123 ± 5,7
10 883,4 857,9 119 ± 5,4
20 875,7 847,7 122 ± 5,7
54
Utilizando-se os dados experimentais apresentados na Tabela 4.1,
construiu-se o diagrama de transformação por resfriamento contínuo para o
aço IF, como mostrado na Figura 4.1. Pode-se dividir este diagrama em três
regiões distintas: região austenítica (fase-γ), região austeno-ferrítica e região
ferrítica (fase-α). A fotomicrografia mostrada na Figura 4.2 e os valores
medidos nos ensaios de microdureza confirmam que a microestrutura obtida
após os ensaios dilatomêtricos constitue-se de grãos ferríticos. Observam -se,
também, nesta figura que o início e fim de transformação da austenita (fase-γ)
variam com a velocidade de resfriamento imposta. Para baixas taxas de
resfriamento, observa-se que Ar3 aproxima-se do equilíbrio termodinâmico
dado por Ae3. Mas para resfriamento rápido, como exemplo a taxa de 20 °C/s,
ocorre uma variação de 37°C. Também, pode-se observar que a faixa de
temperaturas em que está ocorrendo a transformação (γ→α), ou seja, a região
austeno-ferrítico, é muito estreita.
500
600
700
800
900
1000
1100
1 10 100 1000 10000
Tempo ( s )
Tem
pera
tura
20 10 5 2 0,5 oC/s
( o C
)
Ae3 = 912 o C
Ar3
Ar1
α
γ γ (austenita)
α (ferrita)
122 119 123 122 121 HV
Figura 4.1 – Curvas de transformação por resfriamento contínuo obtidas nos
ensaios dilatomêtricos.
55
Figura 4.2 – Fotomicrografia mostrando grãos ferríticos no corpo de prova
ensaiado com taxa de resfriam ento de 2 °C/s.
4.3 Ensaios de torção Isotérmicos e Contínuos
Para determinar o comportamento mecânico a quente do aço foram
realizados ensaios de torção isotérmicos e contínuos. A temperatura de
reaquecimento utilizada foi de 1200°C por um tempo de 10 minutos. Após o
encharque, os corpos de prova eram resfriados até as temperaturas de ensaios
com taxa de resfriamento de 2 °C/s. Os ensaios foram realizados em uma faixa
de temperaturas de 1150°C a 600°C com taxas de deformação de 0,3; 1,0 e
5,0 s -1 .
4.3.1 Curvas de escoamento plástico
As curvas de escoamento plástico obtidas nos ensaios foram separadas
em três conjuntos, de acordo com a taxa de deformação utilizada.
Considerando os resultados obtidos nos ensaios de dilatometria descritos no
item anterior, cada um dos conjuntos de curvas está sendo apresentado em
dois gráficos: um para temperatura maiores que 900°C e outro para
56
temperaturas menores que 850°C. Esses resultados podem ser vistos nas
Figuras 4.3, 4.4 e 4.5. Vê-se nestas figuras que em temperaturas maiores que
900°C as curvas de escoamento plástico têm a forma típica de materiais que se
recristalizam dinamicamente, enquanto que em temperaturas menores que
850°C têm a forma típica de materiais que apenas se recuperam
dinamicamente.
A partir das curvas de escoamento plástico obtidas experimentalmente
foi organizada a Tabela 4.2, que mostra os valores da tensão de pico (σp), da
deformação de pico (εp) e da tensão do estado estacionário (σss). Vê-se nesta
tabela que há uma mudança brusca nos níveis de tensão quando a
temperatura varia de 900°C para 850°C, confirmando a ocorrência da
transformação de fase detectada nos ensaios dilatomêtricos.
57
0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,00
20
40
60
80
1 0 0
1 2 0
1 4 0
1 6 0
1 8 0
2 0 0
(a)
Taxa de deformação 0,3 s-1
1 = 1150 oC 4 = 1000
oC
2 = 1100 oC 5 = 950
oC
3 = 1050 oC 6 = 900
oC
654321
Te
nsã
o E
qu
iva
len
te (
MP
a)
Deformação Equivalente
0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,00
20
40
60
80
100
120
140
160
180
200
(b)
12
11
10
987
Taxa de deformação 0,3 s-1
7 = 850 oC 9 = 750
oC 11 = 650
oC
8 = 800 oC 10 = 700
oC 12 = 600
oC
Te
nsã
o E
qu
iva
len
te (
MP
a)
Deformação Equivalente
Figura 4.3 – Curvas de escoamento plástico para o aço IF obtidas em ensaios
realizados com taxa de deformação de 0,3 s-1 e temperaturas na faixa de
1150°C a 900°C (a) e na faixa de 850°C a 600°C (b).
58
0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,00
20
40
60
80
100
120
140
160
180
200
(a)
65432
1
Taxa de deformação 1,0 s-1
1 = 1150 oC 4 = 1000
oC
2 = 1100 oC 5 = 950
oC
3 = 1050 oC 6 = 900
oC
T
en
são
Eq
uiv
ale
nte
(M
Pa
)
Deformação Equivalente
0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,00
20
40
60
80
100
120
140
160
180
200
(b)
Taxa de deformação 1,0 s-1
7 = 850 oC 9 = 750
oC 11 = 650
oC
8 = 800 oC 10 = 700
oC 12 = 600
oC
12
11
109
87
Ten
são
Equ
ival
ente
(M
Pa)
Deformação Equivalente
Figura 4.4 – Curvas de escoamento plástico para o aço IF obtidas em ensaios
realizados com taxa de deformação de 1,0 s-1 e temperaturas na faixa de
1150°C a 900°C (a) e na faixa de 850°C a 600°C (b).
59
0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,00
20
40
60
80
100
120
140
160
180
200
(a)
6
54321
Taxa de deformação 5,0 s-1
1 = 1150 oC 3 = 1050
oC 5 = 950
oC
2 = 1100 oC 4 = 1000
oC 6 = 900
oC
Te
nsã
o E
qu
iva
len
te (
MP
a)
Deformação Equivalente
0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,00
20
40
60
80
100
120
140
160
180
200
(b)
Taxa de deformação 5,0 s-1
7 = 850 oC 9 = 750
oC 11 = 650
oC
8 = 800 oC 10 = 700
oC 12 = 600
oC
12
11
109
87
Ten
são
Equ
ival
ente
(M
Pa)
Deformação Equivalente
Figura 4.5 – Curvas de escoamento plástico para o aço IF obtidas em ensaios
realizados com taxa de deformação de 5,0 s-1 e temperaturas na faixa de
1150°C a 900°C (a) e na faixa de 850°C a 600°C (b).
60
Tabela 4.2 – Dados obtidos nos ensaios isotérmicos contínuos.
T (°C) Ý (s-1) εp σp (MPa) σss (MPa)
0,3 0,77 - 138,76
600 1,0 0,79 - 150,25
5,0 1,40 - 170,38 0,3 0,67 - 117,04
650 1,0 0,59 - 127,42 5,0 0,96 - 148,19
0,3 0,53 - 94,95 700 1,0 0,46 - 105,33
5,0 0,85 - 122,46
0,3 0,42 - 76,57 750 1,0 0,38 - 86,16
5,0 0,73 - 105,33 0,3 0,42 - 60,28
800 1,0 0,34 - 67,61 5,0 0,72 - 83,13 0,3 0,33 - 45,71
850 1,0 0,28 - 52,99 5,0 0,70 - 73,50
0,3 0,89 115,37 - 900 1,0 0,81 125,84 -
5,0 1,32 154,00 -
0,3 0,66 99,28 - 950 1,0 0,62 108,56 -
5,0 0,94 137,58 - 0,3 0,47 86,27 -
1000 1,0 0,53 93,55 - 5,0 0,78 123,36 - 0,3 0,36 72,81 -
1050 1,0 0,47 83,14 - 5,0 0,72 107,63 -
0,3 0,31 59,34 - 1100 1,0 0,38 69,22 -
5,0 0,66 97,02 - 0,3 0,26 50,85 -
1150 1,0 0,32 60,77 - 5,0 0,63 82,79 -
61
Para melhor delinear a faixa de temperaturas na qual ocorre a
transformação γ→α, foram realizados ensaios mecânicos isotérmicos em
temperaturas próximas ao início de transformação de fase (Ar3) e ao fim de
transformação de fase (Ar1) do aço IF, utilizando-se taxa de deformação de
1 s -1, deformação de 3,0 e taxa de resfriamento de 2 °C/s. Para delinear o início
da transformação de fase, foram realizados ensaios nas temperaturas de
910°C e 900°C, como mostrado na Figura 4.6a. Na temperatura de 910°C o
tempo de espera antes da deformação foi de 60 minutos, e na temperatura de
900°C os tempos de espera antes da deformação foram de 1, 15, 30 e 60
minutos. Nas temperaturas próximas ao fim da transformação de fase, foram
realizados ensaios nas temperaturas de 870°C e 860°C com tempo de espera
antes da deformação de 1 minuto e na temperatura de 850°C utilizaram-se
tempos de 1 e 60 minutos, como indicado na Figura 4.6b.
Vê-se na Figura 4.6a que em 910°C com tempo de espera de 60
min e a 900°C com tempo de espera de 1 min as curvas têm a forma típica de
materiais que se recristalizam dinamicamente, indicando que os ensaios foram
realizados no campo austenítico. Aumentando-se o tempo de espera a 900°C,
a forma da curva de escoamento plástico se altera. Após 30 min, as curvas têm
a forma típica de materiais que apenas se recuperam dinamicamente.
Resultados similares são observados para os ensaios realizados em
temperaturas menores, ver Figura 4.6b. Com os dados experimentais destas
curvas, ver Tabela 4.3, e dos apresentados na Tabela 4.2, determinaram -se as
variações das tensões de pico e do estado estacionário e da deformação de
pico em função da temperatura, como mostrado nas Figuras 4.7 e 4.8.
62
0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,00
20
40
60
80
100
120
140
160
180
200
(a)
900 oC a 60 min
910 oC a 60 min
900
oC a 1 min
900 oC a 15 min
900 oC a 30 min
Ten
são
Equ
ival
ente
(M
Pa)
Deformação Equivalente
0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,00
20
40
60
80
100
120
140
160
180
200
(b)
870 oC a 1 min
860 oC a 1 min
850 oC a 1 min
850 oC a 60 min
Ten
são
Equ
ival
ente
(M
Pa)
Deformação Equivalente
Figura 4.6 – Curvas de escoamento plástico obitidas com taxa de deformação
de 1,0 s-1 em temperaturas próximas às de início de transformação (a) e de fim
de transformação de fase (b), variando o tempo de espera antes da
deformação e mantendo constante todos os outros parâmetros de ensaios.
63
Tabela 4.3 – Dados obtidos nos ensaios isotérmicos e contínuos realizados em
temperaturas próximas ao início e fim de transição de fase.
T (°C) Ý (s-1) εp σp (MPa) σss (MPa) t (min)
850 1,0 0,27 - 50 60
860 1,0 0,31 - 56,5 1
870 1,0 0,34 - 64,00 1
1,0 0,47 85,56 - 15
900 1,0 0,31 - 55,22 30
1,0 0,26 - 50,64 60
910 1,0 0,66 109,00 - 60
Vê-se na Figura 4.7 que em altas temperaturas, no campo austenítico,
há uma relação linear entre a tensão de pico e o inverso da temperatura, e que
a tensão de pico medida no ensaio realizado a 900°C com tempo de espera de
1 min pertence a esta reta. Em Temperaturas menores, também existe uma
relação linear entre a tensão de estado estacionário e o inverso da
temperatura, sendo que o ponto obtido no ensaio realizado a 850°C com tempo
de espera de 1 min pertence a esta reta. Estes resultados confirmam a
hipótese feita anteriormente que, acima de 900°C os ensaios foram realizados
no campo austenítico e abaixo no campo ferrítico. A Figura 4.8, também,
separa os dois campos ao apresentar valores das deformações de pico em
função da temperatura de ensaio.
64
7 8 9 10 11 1240
50
60
70
80
90
100
110
120
130
140
60 min
15 min
30 min60 min
60 min
T (oC)
σp da austenita
σss
da ferrita
σss
a 850oC
σss
a 860oC
σ a 870oC
σ a 900oC
σp a 910
oCT
ensã
o E
quiv
alen
te (
MP
a)
10000/T (K-1)
1200 1100 1000 900 800 700 600
Figura 4.7 - Variações das tensões de pico e de estado estacionário em função
da temperatura para ensaios realizados com taxa de deformação de 1 s-1,
descritos nas Figuras 4.4 e 4.6.
600 660 720 780 840 900 960 1020 1080 11400,0
0,1
0,2
0,3
0,4
0,5
0,6
0,7
0,8
0,9
1,0
60 min
15 min
30 min60 min
60 min
εp da austenita
εss
da ferrita
εss
a 850oC
εss
a 860oC
ε a 870oC
ε a 900oC
εp a 910
oCD
efor
maç
ão E
quiv
alen
te
Temperatura (oC)
Figura 4.8 - Variações das deformações de pico e de estado estacionário em
função da temperatura para ensaios realizados com taxa de deformação de 1
s-1, descritos nas Figuras 4.4 e 4.6.
65
4.3.2 Análise da Região Austenítica
Observando-se as Figuras 4.3a, 4.4a e 4.5a vê-se que a tensão
aumenta com a deformação até um máximo, e em seguida decresce até um
estado estacionário; comportamento típico de materiais que se recristalizam
dinamicamente. Ainda, analisando estas figuras observa-se que quando a
temperatura diminui ou a taxa de deformação aumenta, os picos se deslocam
para valores maiores de tensão.
5 10 15 20 25 30 35 40 45 505
10
15
20
25
30
35
40
(austenita) 0,3 s-1
1,0 s-1
5,0 s-1
Ln
(se
nh
(α σ
p))
Ln (Z)
Figura 4.9 – Relação entre Ln (senh (ασp)) e Ln (Z) indicando que os dados
experimentais se ajustam à equação constitutiva 2.4.
1) Cálculo da Energia de Ativação
A relação entre a tensão de pico, a temperatura e taxa de deformação
pode ser expressa através da equação constitutiva 2.4, permitindo o cálculo da
energia de ativação aparente para a deformação a quente na região
austenítica.
nP
.)) ((senh A (Q/RT) expå Z σα== , (2.4)
66
onde Z é o parâmetro de Zener Hollomon, Q é a energia de ativação aparente
para a deformação a quente, n , α e A são constantes a serem determinadas e
R é a constante universal dos gases. Utilizando-se a metodologia descrita no
ANEXO A, pôde-se calcular a energia de ativação aparente para a deformação
a quente do aço IF para a região austenítica determinando-se os seguintes
valores para as constantes e para a energia de ativação: n = 3,818, α = 0,019
MPa-1 e Q = 297.368 J/mol. A Figura 4.9 mostra que os dados experimentais se
ajustam à equação constitutiva 2.4.
2) Taxa de encruamento na austenita
A partir das curvas experimentais das Figuras 4.3a, 4.4a e 4.5a foram
construídos gráficos da taxa de encruamento, (θ = dσ/dε), em função da tensão
aplicada, para a região austenítica, como mostra a Figura 4.10 para a taxa de
deformação de 1,0 s -1 .
0 20 40 60 80 100 120 1400
100
200
300
400
500
σcσ
c
σc
1150oC
1000oC
950 oC
Tax
a de
enc
ruam
ento
(M
Pa)
Tensão Equivalente (MPa)
Figura 4.10 - Variação da taxa de encruamento, (θ), em função da tensão
aplicada na região austenítica.
67
Observa-se na Figura 4.10 que a taxa de encruamento decai
continuamente com a tensão aplicada. Inicialmente de uma forma
aproximadamente parabólica, e apresenta um ponto de inflexão em altos
valores da tensão aplicada. O ponto de inflexão correspondente ao início da
recristalização dinâmica. A partir deste ponto a taxa de encruamento cai
rapidamente até atingir um valor igual a zero. A deformação crítica foi
determinada traçando-se uma reta de extrapolação na região final. A tensão
crítica (σc) corresponde a este ponto de inflexão. Transportando-se o valor de
σc para o gráfico de tensão em função da deformação, encontra-se a
deformação crítica (εc). Calculou-se a deformação crítica para todos os
experimentos, como mostrado na Tabela 4.4 e determinou-se a média das
razões entre as deformações críticas e as de picos, a qual é expressa por:
Pc εε 78,0___
=
Tabela 4.4 - Valores das deformações criticas (εc) para os ensaios isotérmicos.
T (°C) Ý (s-1) εc T (°C) Ý (s-1) εc
0,3 0,69 0,3 0,28
900 1,0 0,63 1050 1,0 0,37
5,0 1,03 5,0 0,56
0,3 0,51 0,3 0,24
950 1,0 0,48 1100 1,0 0,30
5,0 0,73 5,0 0,51
0,3 0,37 0,3 0,20
1000 1,0 0,41 1150 1,0 0,25
5,0 0,61 5,0 0,49
3) Equação da Deformação de Pico
Na região austenítica a relação entre a deformação de pico, a
microestrutura e as condições de deformação é dada pela equação:
68
Pno ZdA =
Pε (2.3)
onde “do” é o tamanho de grão inicial, que foi tomado igual a 150 µm neste
trabalho. A; n; e p são constantes dependentes do material, tendo os seguintes
valores para o aço IF. A= 1,77 10-4; n = 0,5; e p= 0,2. Portanto, pode-se
escrever que:
( )0,2
.0,54-p T 8,314
297368 exp 150 10 1,77
= εε (4.1)
A Figura 4.11 mostra as curvas determinadas pelas equação 4.1
conjuntamente com os valores medidos experimentalmente nas três taxas de
deformações aplicadas.
7,0 7,2 7,4 7,6 7,8 8,0 8,2 8,4 8,60,2
0,3
0,4
0,5
0,6
0,7
0,8
0,9
1,0
1,1
1,2
1,3
1,4
Experimental 5 s-1
Curva dada pela equação gera l para 5 s-1
Experimental 1 s-1
Curva dada pela equação gera l para 1 s-1
Experimental 0,3 s-1
Curva dada pela equação gera l para 0,3 s-1
De
form
açã
o d
e p
ico
10000/T (K-1
)
1150 1100 1050 1000 950 900
oC
Figura 4.11 - Variações da deformação de pico em função do inverso da temperatura absoluta. Os pontos
experimentais estão plotados conjuntamente com as curvas determinadas pela equação 4.1.
69
4.3.3 Análise da Região Ferrítica
A partir das curvas experimentais mostradas nas Figuras 4.3b, 4.4b e
4.5b, observa-se que tensão aumenta com a deformação até um máximo,
seguindo-se um estado estacionário. Este comportamento é típico de materiais
que têm recuperação dinâmica como o processo de amaciamento. Ainda,
analisando as Figuras 4.3b, 4.4b e 4.5b observa-se que quando a temperatura
diminui ou a taxa de deformação aumenta, o início do estado estacionário se
deslocam para valores maiores.
1) Cálculo da Energia de Ativação
A relação entre a tensão do estado estacionário, a temperatura e taxa de
deformação podem ser expressa através da equação constitutiva 2.4, permitindo o
cálculo da energia de ativação aparente para a deformação a quente na região ferrítica.
Utilizando-se a metodologia descrita no ANEXO A, pôde-se calcular a energia de
ativação do aço IF para a deformação na região ferrítica, obtendo-se os seguintes
valores para constantes e para a energia de ativação: n = 4,2235, α = 0,018 MPa -1e Q =
287.545 J/mol. A Figura 4.12 mostra que os dados experimentais se ajustam à equação
constitutiva 2.4.
5 10 15 20 25 30 35 40 45 505
10
15
20
25
30
35
40(ferrita) 0,3 s
-1
1,0 s-1
5,0 s-1
Ln (
senh
(α σ
p))
Ln (Z)
Figura 4.12 – Relação entre Ln (senh (ασp)) e Ln (Z) indicando que os dados
experimentais se ajustam à equação constitutiva 2.4.
70
2) Taxa de encruamento na ferrita
Gráficos da taxa de encruamento, θ, em função da tensão aplicada para
a região ferrítica também foram construídos à partir das derivadas das curvas
experimentais das Figuras 4.3b, 4.4b e 4.5b, como mostra a Figura 4.13.
0 20 40 60 80 100 1200
100
200
300
400
500
8 0 0oC
7 5 0oC
7 0 0oC
Tax
a de
enc
ruam
ento
(M
Pa)
Tensão Equivalente (MPa)
Figura 4.13 - Variação da taxa de encruamento, (θ), em função da tensão
aplicada na região ferrítica, para ensaios realizados com a taxa de deformação
de 1,0 s -1.
Comparando-se as curvas da Figura 4.13 com as curvas da Figura 4.10,
observa-se uma grande diferença entre as mesmas, ou seja, apesar do
decaimento aproximadamente parabólico nas curvas da Figura 4.13, não há
pontos de inflexão, e assim, o processo de amaciamento que ocorre é a
recuperação dinâmica.
4.3.4 Análise da Evolução Microestrutural na Região Ferrítica
Para descrever os mecanismos de restauração na região ferrítica
durante deformação a quente é necessário investigar a evolução
71
microestrutural. Com este objetivo, foram realizados seis ensaios isotérmicos
na temperatura de 800°C, com taxa de deformação de 1 s-1 e deformações de
0,2; 0,4; 1,0; 2,0; 3,0; e 10,0, mantendo os demais parâmetros do ciclo térmico
dos ensaios isotérmicos. Imediatamente após as deformações os corpos de
prova foram temperados. Microscopia ótica (MO) fo i usada para analisar a
evolução microestrutural na região ferrítica. Na Figura 4.4b pode-se observar
que a deformação de 0,2 corresponde a um estágio anterior ao início do estado
estacionário, 0,4 de deformação marca o início do estado estacionário; 1,0; 2,0;
3,0; e 10,0 correspondem a uma grande quantidade de deformação
pertencente ao estado estacionário.
As Figuras 4.14 a 4.20 apresentam um conjunto de fotomicrografias
mostrando a evolução microestrutural na região ferrítica em função da
quantidade deformação aplicada.
Figura 4.14 – Microestrutura da amostra ensaiada a 800°C com deformação de
0,2. Observam-se grãos ferríticos e nos seus interiores linhas que
correspondem a microbandas.
72
Figura 4.15 - Microestrutura da amostra ensaiada a 800°C com deformação de
0,4. Observam -se uma microestrutura ferrítica e linhas que correspondem a
microbandas.
Figura 4.16 – Microestrutura da amostra ensaiada a 800°C com deformação de
1,0. Observam -se uma microestrutura ferrítica e paredes que representam a
evolução das microbandas.
73
Figura 4.17 – Microestrutura da amostra ensaiada a 800°C com deformação de
2,0. Observam -se uma microestrutura ferrítica e paredes que representam uma
evolução das microbandas, e também pequenos grãos/subgrãos ferríticos.
Figura 4.18 - Fotomicrografias ampliadas da microestrutura mostrada na Figura
4.17, indicando a presença de grãos/subgrãos ferríticos.
74
Figura 4.19 – Microestrutura da amostra ensaiada a 800°C com deformação de
3,0. Observa-se na microestrutura o aparecimento de pequenos
grãos/subgrãos ferríticos, em pouca quantidade.
Figura 4.20 – Microestrutura da amostra ensaiada a 800°C com deformação de
10,0. Observa-se na microestrutura o aparecimento de pequenos
grãos/subgrãos ferríticos, em grande quantidade.
75
As fotomicrografias mostradas nas Figuras 4.14 e 4.15 com
deformações de 0,2 e 0,4 mostram uma matriz ferrítica e no interior dos grãos
linhas paralelas, denominadas microbandas. Essas linhas são geralmente
alinhadas ao longo de uma única direção dentro do grão; sendo que nos grãos
adjacentes, muitas vezes essas direções são diferentes. A Figura 4.16 mostra
a microestrutura observada na amostra ensaiada com deformação igual a 1,0.
Observam -se uma microestrutura ferrítica e paredes que representam a
evolução das microbandas. Com deformações de 2,0 mostrada na
fotomicrografia da Figura 4.17, começam a aparecer novos grãos/subgrãos
ferríticos em pequena quantidade e de tamanho reduzido juntos as paredes. As
ampliações desta fotomicrografia, Figura 4.18, indicam claramente a formação
de novos graõs/subgrãos ferríticos. Nas Figuras 4.19 e 4.20, com deformações
de 3,0 e 10,0 as fotomicrografias mostram o surgimento de um grande número
de pequenos grãos ferríticos [76 - 78].
4.4 Ensaios Isotérmicos Interrompidos Com Duas Deformações na
Austenita e na Ferrita
Nestes experimentos, as amostras eram aquecidas por 10 minutos a
1200°C e resfriadas continuamente a 2 °C/s até as temperaturas de ensaio,
onde eram ensaiadas isotermicamente com duas deformações consecutivas.
Foi estabelecido para todos os ensaios duas deformações iguais de 0,2 com
taxa de deformação de 1 s-1 e tempos de espera entre passes variando de 0,5
a 2000 segundos. As deformações consecutivas foram realizadas nas
seguintes temperaturas: 1050°C, 1000°C, 950°C, 920°C, 900°C, 850°C, 800°C,
750°C.
Com este tipo de experimento é possível investigar os fenômenos de
amaciamento e de endurecimento que ocorrem nos intervalos entre passes em
seqüências de deformações, calculando-se o parâmetro de amaciamento dado
pela equação 3.3. As Figuras 4.21a, 4.22a 4.23a, 4.24a, 4.25a, 4.26a, 4.27a e
4.28a mostram os resultados experimentais obtidos nestes ensaios. As Figuras
76
4.21b, 4.22b 4.23b, 4.24b, 4.25b, 4.26b, 4.27b e 4.28b indicam a evolução do
parâmetro de amaciamento em função do tempo de espera entre passes, para
os experimentos realizados.
0,0 0,2 0,40
20
40
60
80
100
120
140
160
Tempo entre
passes 0,5 s
Ten
são
Equ
ival
ente
(M
Pa)
0,0 0,2 0,4
Tempo entre
passes 1 s
0,0 0,2 0,4
Tempo entre
passes 3 s
Deformação Equivalente 0,0 0,2 0,4
Tempo entre
passes 5 s
σr
σd
(a)
0,1 1 10 100 10000
20
40
60
80
100
Par
âmet
ro d
e am
acia
men
to (
%)
Tempo (s)
(b)
Figura 4.21 – Ensaios isotérmicos interrompidos realizados a 1050°C com duas
deformações. (a) curvas de escoamento plástico e (b) variação do parâmetro
de amaciamento com o tempo de espera.
77
0,0 0,2 0,40
20
40
60
80
100
120
140
160
Tempo entre
passes 0,5 s
Ten
são
Equ
ival
ente
(M
Pa)
0,0 0,2 0,4
Tempo entre
passes 1 s
0,0 0,2 0,4
Tempo entre
passes 3 s
0,0 0,2 0,4
Tempo entre
passes 5 s
0,0 0,2 0,40
20
40
60
80
100
120
140
160
Tempo entre
passes 10 s
0,0 0,2 0,4
Tempo entre
passes 100 s
0,0 0,2 0,4
Tempo entre
passes 1000 s
Deformação Equivalente0,0 0,2 0,4
Tempo entre
passes 2000 s
(a)
0,1 1 10 100 10000
20
40
60
80
100
Par
âmet
ro d
e am
acia
men
to (
%)
Tempo (s)
(b)
Figura 4.22 – Ensaios isotérmicos interrompidos realizados a 1000°C com duas
deformações. (a) curvas de escoamento plástico e (b) variação do parâmetro
de amaciamento com o tempo de espera.
78
0,0 0,2 0,40
20
40
60
80
100
120
140
160
Tempo entre
passes 1 s
Ten
são
Equ
ival
ente
(M
Pa)
0,0 0,2 0,4
σd
σr
Tempo entre
passes 2 s
0,0 0,2 0,4
Tempo entre
passes 5 s
0,0 0,2 0,4
Tempo entre
passes 10 s
0,0 0,2 0,40
20
40
60
80
100
120
140
160
Tempo entre
passes 20 s
0,0 0,2 0,4
Deformação Equivalente0,0 0,2 0,4 0,0 0,2 0,4
(a)
0,1 1 10 100 1000
-20
0
20
40
60
80
100
Par
âmet
ro d
e am
acia
men
to (%
)
Tempo (s)
(b)
Figura 4.23 – Ensaios isotérmicos interrompidos realizados a 950°C com duas
deformações. (a) curvas de escoamento plástico e (b) variação do parâmetro
de amaciamento com o tempo de espera.
79
0,0 0,2 0,40
20
40
60
80
100
120
140
160σ
r
σd
Tempo entre
passes 0,5 s
0,0 0,2 0,4
Tempo entre
passes 1 s
0,0 0,2 0,4
Tempo entre
passes 2 s
0,0 0,2 0,4
Tempo entre
passes 5 s
0,0 0,2 0,4
Tempo entre
passes 10 s
0,0 0,2 0,40
20
40
60
80
100
120
140
160
Tempo entre
passes 20 s
Ten
são
Equ
ival
ente
(M
Pa)
0,0 0,2 0,4
Tempo entre
passes 50 s
Deformação Equivalente0,0 0,2 0,4
Tempo entre
passes 100 s
0,0 0,2 0,4
Tempo entre
passes 1000 s
(a)
0,1 1 10 100 1000
-40
-20
0
20
40
60
80
100
Par
âmet
ro d
e am
acia
men
to (%
)
Tempo (s)
(b)
Figura 4.24 – Ensaios isotérmicos interrompidos realizados a 920°C com duas
deformações. (a) curvas de escoamento plástico e (b) variação do parâmetro
de amaciamento com o tempo de espera.
80
0,0 0,2 0,40
20
40
60
80
100
120
140
160
Tempo entre
passes 0,5 s
Ten
são
Equ
ival
ente
(M
Pa)
0,0 0,2 0,4
Tempo entre
passes 1 s
0,0 0,2 0,4
Tempo entre
passes 3 s
0,0 0,2 0,4
Tempo entre
passes 5 s
0,0 0,2 0,40
20
40
60
80
100
120
140
160
Tempo entre
passes 10 s
0,0 0,2 0,4
Tempo entre
passes 20 s
Deformação Equivalente (MPa)0,0 0,2 0,4
Tempo entre
passes 100 s
10
(a)
0,1 1 10 100 1000
-40
-20
0
20
40
60
80
100
Par
âmet
ro d
e am
acia
men
to (
%)
Tempo (s)
(b)
Figura 4.25 – Ensaios isotérmicos interrompidos realizados a 900°C com duas
deformações. (a) curvas de escoamento plástico e (b) variação do parâmetro
de amaciamento com o tempo de espera.
81
0,0 0,2 0,40
20
40
60
80
100
120
140
160
Tempo entre
passes 1 s
Ten
são
Equ
ival
ente
(M
Pa)
0,0 0,2 0,4
Tempo entre
passes 5 s
0,0 0,2 0,4
Tempo entre
passes 10 s
0,0 0,2 0,40
20
40
60
80
100
120
140
160
Tempo entre
passes 50 s
0,0 0,2 0,4
Tempo entre
passes 100 s
Deformação Equivalente0,0 0,2 0,4
Tempo entre
passes 1000 s
(a)
0,1 1 10 100 1000-100
-80
-60
-40
-20
0
20
40
60
80
100
Par
âmet
ro d
e am
acia
men
to (
%)
Tempo (s)
(b)
Figura 4.26 – Ensaios isotérmicos interrompidos realizados a 850°C com duas
deformações. (a) curvas de escoamento plástico e (b) variação do parâmetro
de amaciamento com o tempo de espera.
82
0,0 0,2 0,40
20
40
60
80
100
120
140
160
Tempo entre
passes 1 s
Ten
são
Equ
ival
ente
(M
Pa)
0,0 0,2 0,4
Tempo entre
passes 10 s
0,0 0,2 0,4
Tempo entre
passes 100 s
Deformação Equivalente0,0 0,2 0,4
Tempo entre
passes 1000 s
0,0 0,2 0,4
Tempo entre
passes 2000 s
(a)
0,1 1 10 100 1000-100
-80
-60
-40
-20
0
20
40
60
80
100
Par
âmet
ro d
e am
acia
men
to (
%)
Tempo (s)
(b)
Figura 4.27 – Ensaios isotérmicos interrompidos realizados a 800°C com duas
deformações. (a) curvas de escoamento plástico e (b) variação do parâmetro
de amaciamento com o tempo de espera.
83
0,0 0,2 0,40
20
40
60
80
100
120
140
160
Tempo entre
passes 1 s
Ten
são
Equ
ival
ente
(M
Pa)
0,0 0,2 0,4
Tempo entre
passes 100 s
0,0 0,2 0,4
Tempo entre
passes 1000 s
0,0 0,2 0,4
Tempo entre
passes 2000 s
Deformação Equivalente
(a)
0,1 1 10 100 1000-100-80
-60-40
-200
20
4060
80100
Par
âmet
ro d
e am
acia
men
to (%
)
Tempo (s)
(b)
Figura 4.28 – Ensaios isotérmicos interrompidos realizados a 750°C com duas
deformações. (a) curvas de escoamento plástico e (b) variação do parâmetro
de amaciamento com o tempo de espera.
84
Observando-se as curvas das Figuras 4.21a e 4.22a vê-se que, à
medida que o tempo entre passes aumenta, o nível da tensão de
recarregamento, σr, diminui. Isto ocorre porque tem-se tempo suficiente entre
os passes para que a recuperação e a recristalização estática restaurem o
material. As Figuras 4.21b e 4.22b mostram a evolução do parâmetro de
amaciamento em função do tempo. De uma forma geral, em 1050oC e 1000oC,
observa-se que as curvas têm uma forma sigmoidal. A literatura [79 e 80]
associa a forma sigmoidal à recristalização estática.
As Figuras 4.23a, 4.24a e 4.25a mostram resultados de ensaios
isotérmicos com duas deformações realizadas em baixas temperaturas na
região austenítica. Para tempos curtos entre passes, a tensão de
recarregamento, σr, é maior que a tensão de descarregamento, σd. Também,
observa-se que o valor da tensão de recarregamento, σr, diminui à medida que
o tem po entre passes é aumentado. Nas Figuras 4.23b, 4.24b e 4.25b têm-se
os valores do parâmetro de amaciamento em função do tempo de espera. Nos
intervalos entre passes, com curtos tempos de espera os valores são
negativos, indicando que em vez de amaciamento tem-se endurecimento do
material. Este comportamento sugere que pode haver interação entre a
estrutura deformada e precipitados induzidos por deformação.
Nas Figuras 4.26, 4.27 e 428 pode-se observar que o comportamento do
material no intervalo de espera entre deformações na região ferrítica é bastante
similar ao da austenita em baixas temperaturas. De uma forma geral, tem-se o
endurecimento do material em curtos tempos de espera e amaciamento após
longos tempos de espera. Também, observa-se que o tempo para que ocorra a
transição entre endurecimento e amaciamento aumenta com o decréscimo de
temperatura.
85
4.4.1 Observações Microestruturais
Com o objetivo de investigar a presença e a cinética de precipitação que
ocorre no aço IF, foi realizada uma série de observações microestruturais via
microscopia eletrônica de varredura (MEV) e de transmissão (MET). As
observações microestruturais foram realizadas em amostras reaquecidas a
1200°C, deformadas a 1100°C, 1000°C e 920°C e temperadas após diferentes
tempos de espera. A Figura 4.29 indica esquematicamente os tratamentos que
as amostras foram submetidas antes das observações microestruturais
realizadas. A microestrutura representando a etapa de encharque foi
observada em uma amostra reaquecida a 1200°C e temperada após 10
minutos de encharque. Amostras obtidas nas temperaturas 1100°C e 1000°C
foram temperadas após deformação de 3,0 e analisadas através de MEV e as
temperadas após deformações de 0,2 a 920°C foram analisadas através de
MET.
6 0 0
7 0 0
8 0 0
9 0 0
1000
1100
1200
1300
1400
20 s0 ,5 s
M E T
ε
εM E V
ε
9 2 0 oC
M E T
M E V
Te
mp
era
tura
( o C
)
Tempo
Figura 4.29 – Esquema indicando os tratamentos que as amostras foram
submetidas antes das observações microestruturais.
86
4.4.1.1 Observações Microestruturais Realizadas na Amostra Reaquecida
a 1200°°C e Temperada
As Figuras 4.30 e 4.31 apres entam fotomicrografias via MEV mostrando
a presença de precipitados a 1200°C. Nota-se na Figura 4.30 a presença de
um grande número de precipitados que não dissolveram durante o
reaquecimento até 1200°C. A Figura 4.31 é uma ampliação da anterior e
mostra uma partícula com tamanho em torno de 500 nm. As análises feitas por
EDS indicam que esta partícula é composta por TiS, Figuras 4.32a e 4.32c, e
por Ti4C2S2, Figura 4.32b.
Figura 4.30 – Microestrutura observada por MEV na amostra reaquecida e
temperada a 1200°C após 10 minutos de encharque.
87
Figura 4.31 – Precipitado observado na amostra reaquecida a 1200°C e
temperada após 10 minutos. As letras (a), (b) e (c) indicam as posições na
partícula onde foram realizadas as análises de EDS.
(a)
(b)
(c)
Figura 4.32 – Resultados dos EDS realizados na partícula da Figura 4.31.
88
4.4.1.2 Observações Microestruturais Realizadas na Amostra Reaquecida
a 1200°°C e Temperada Após Deformação a 1100°°C
A fotomicrografia apresentada na Figura 4.33 mostra um precipitado com
tamanho em torno de 1 µm que foi observado após têmpera da amostra
deformada a 1100°C. A Figura 4.34 mostra os resultados dos EDS realizados
nesta partícula e indicam que se trata de um precipitado complexo formado por
TiS (Figuras 4.34a e 4.34d), por Ti4C2S2 (Figuras 4.34e e 4.34f) e por TiN
(Figuras 4.34b e 4.34c)
A Figura 4.35 mostra um precipitado com o formado de um bastão
observado na amostra indicada acima e o EDS mostrando na Figura 4.36
indica que s e trata de uma partícula de TiS.
Figura 4.33 – Precipitado observado na amostra reaquecida a 1200°C,
deformada e temperada a 1100°C. As letra (a) a (e) indicam as posições na
partícula onde foram realizadas as análises de EDS.
89
(a)
(b) (c)
(d)
(e)
(f)
Figura 4.34 – Resultados dos EDS realizados na partícula da Figura 4.33.
Figura 4.35 – Precipitado observado na amostra reaquecida a 1200°C,
deformada e temperada a 1100°C.
90
Figura 4.36 – Resultados dos EDS realizados na partícula da Figura 4.35.
4.4.1.3 Observações Microestruturais Realizadas na Amostra Reaquecida
a 1200°°C, Deformada e Temperada a 1000°°C
A Figuras 4.37 indica a presença de um precipitado com tamanho entre
500 nm e 1 µm observado na amostra temperada a 1000°C. As análises feitas
por EDS indicam ser este um precipitado complexo formado por partículas de
TiN, ver Figuras 4.38, sobre a qual formam-se partículas de TiS.
Figuras 4.37 – Precipitados observado por MEV na amostra reaquecida a
1200°C, deformada e temperada a 1000°C. As letras (a), (b) e (c) indicam as
posições na partícula onde as análises foram realizadas.
91
(a)
(b)
(c)
Figura 4.38 – Resultados dos EDS realizados na partícula da Figura 4.37.
4.4.1.4 Observações Microestruturais em Amostras Reaquecidas a 1200°°C
e Temperadas a 920°°C Após Deformação de 0,2
Para investigar a interação entre a precipitação e os fenômenos
metalúrgicos de amaciamento na região austenítica foram realizadas análises
via microscopia eletrônica de transmissão (MET) em amostras temperadas a
920°C em duas condições diferentes. Realizaram-se observações em
aproximadamente 10 lâminas para cada condição e no caso de precipitados,
foram observadas aproximadamente 100 partículas.
Na primeira condição fez-se têmpera na temperatura de 920°C, após
deformação de 0,2 e o tempo de espera de 0,5 segundo. As Figuras 4.39a e
4.39b mostram fotomicrografias obtidas por MET em campo escuro utilizando-
se lâmina fina, e a Figura 4.39c mostra o EDS do precipitado que encontra-se
no centro da Figura 4.39a, ou seja a partícula maior. As Figuras 4.40a e 4.40b,
mostram fotomicrografias em campo claro da mesma região observada na
Figura 4.39a, porém com maior aumento. Nas Figuras 4.41a e 4.41b, são
mostradas fotomicrografias em campo claro obtidas por réplicas.
92
(a) 2 µm
(b) 200 nm
Figura 4.39 - Fotomicrografias obtidas por MET a partir de amostras retiradas
da região deformada do corpo de prova temperado na temperatura de 920°C
após deformação de 0,2 e tempo de espera de 0,5 s.
(c)
Figura 4.39c - Espectro de raios-x (EDS) do precipitado mostrado no centro da
Figura 4.39a.
A presença de um precipitado grande é observado, com baixo aumento,
na Figura 4.39a e a presença de pequenos precipitados, com grande aumento
93
na Figura 4.39b. Estas fotomicrografias foram realizadas através da técnica de
campo escuro. O EDS da Figura 4.39c indica a presença da fase TiS.
(a) 500 nm
(b) 500 nm
Figura 4.40 - Fotomicrografias obtidas a partir de amostras retiradas da região
deformada do corpo de prova temperado na temperatura de 920°C após
deformação de 0,2 e tempo de espera de 0,5 s.
Na Figura 4.40a, campo claro de lâmina fina, é mostrado um precipitado
grande circundado por pequenos precipitados. Na Figura 4.40b, que também é
um campo claro de lâmina fina, tem-se a presença de pequenos precipitados.
As Figuras 4.41a e 4.41b, obtidas com a técnica de campo claro em
amostra preparada por réplica de extração, indicam a presença de precipitados
com vários tipos de morfologia. As Figuras 4.42a e 4.42b apresentam
espectros de raios-x (EDS) de algumas das partículas da Figura 4.41,
indicando a presença da fase Ti4C2S2, Figura 4.42a, e TiS, Figura 4.42b.
94
(a) 1 µm
(b) 500 nm
Figura 4.41 - Fotomicrografias obtidas a partir de amostras retiradas da região
deformada do corpo de prova temperado na temperatura de 920°C após
deformação de 0,2 e tempo de espera de 0,5 s.
(a)
(b)
Figura 4.42 - Espectros de raios-x (EDS) típicos das partículas encontradas na
Figura 4.41.
Na segunda condição de análise, fez-se têmpera na temperatura de
920°C após deformação de 0,2 e tempo de 20 segundos. Foram realizadas
observações por MET utilizando-se as técnicas de lâmina fina e de réplica de
extração. Na Figura 4.43a, observa-se uma fotomicrografia obtida em campo
95
escuro com lâmina fina, e na Figura 4.43b por réplica de extração . Nas Figuras
4.43c e 4.43d os padrões de difrações dos precipitados observados. Os
padrões de difrações dados pelas Figuras 4.43c e 4.43d indicam a presença da
fase Ti4C2S2.
(a) 200 nm
(b) 200 nm
(c)
(d)
Figuras 4.43 - (a) e (b) Fotomicrografias obtidas a partir de amostras retiradas
da região deformada do corpo de prova temperado na temperatura de 920°C
após deformação de 0,2 e tempo de espera de 20 s. (c) e (d) padrões de
difrações dos precipitados observados.
96
4.5 Ensaios Com Múltiplas Deformações Em Resfriamento
Com o objetivo de investigar o comportamento mecânico do aço IF
durante o resfriamento, foram realizadas várias seqüências de deformações
programadas em resfriamento contínuo. Em todas as seqüências as amostras
eram aquecidas a 1200°C por 10 minutos e em seguida submetidas a uma
deformação de 0,2 chamada de passe ,D0, para gerar grãos com granulometria
fina e com tamanho médio igual em todos os experimentos. Após o passe zero,
as amostras eram resfriadas continuamente com taxa de 2 °C/s e ensaiadas
com deformações consecutivas de 0,3 com taxa de 1 s-1. Cada uma destas
seqüências de deformações foi realizada com tempos de espera entre passes
iguais, sendo que foram realizadas diferentes seqüências com tempos de
espera de 38, 15, 7, 3, 1 e 0,5 segundos.
As Figuras 4.44a a 4.61a mostram os resultados experimentais obtidos
nos ensaios realizados com múltiplas deformações. As variações da TME em
função da temperatura estão mostradas nas Figuras 4.44b a 4.61b e as
evoluções das taxas de encruamento em função das tensões aplicadas estão
mostradas nas Figuras 4.44c, 4.44d e 4.44e a 4.61c, 4.61d e 4.61e
97
0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0 3,50
20
40
60
80
100
120
140
160 passe
"5"
passe
"1" (a)
Tens
ão E
quiv
alen
te (M
Pa)
Deformação Equivalente
7,2 8,0 8,8 9,6 10,40
20
40
60
80
100
120
140
160
TM
E (
MP
a)
10000/T (K-1
)
1120 960 800
698 oC1158
oC
(b)
T (oC)
25 500
350
700 passe 1
30 60
passe 4passe 3
passe 2
35 700
350
700
Ta
xa d
e e
ncr
ua
me
nto
(M
Pa
)
Tensão Equivalente (MPa)50 100
(c)
Figura 4.44 – Continua na página seguinte.
98
40 80- 2 0 0
0
2 0 0
4 0 0
6 0 0
8 0 0
1000passe 5
40 60
passe 6
40 60
passe 7
60 80- 2 0 0
0
2 0 0
4 0 0
6 0 0
8 0 0
1000
passe 8
Ta
xa
de
en
cru
am
en
to (
MP
a)
64 96
passe 9
Tensão Equivalente (MPa)96 1 1 2
p a s s e 1 0
(d)
Figura 4.44 - Ensaio com deformações múltiplas em resfriamento contínuo com
tempo de espera entre passes de 38 segundos. (a) curvas de escoamento
plástico. (b) variação da TME com a temperatura. (c) e (d) variações das taxas
de encruamento em função da tensão aplicada.
99
0 1 2 3 4 5 60
20
40
60
80
100
120
140
160 passe
"15"
p a s s e
" 9 "
passe
"5"
passe
"1" (a)
Tens
ão E
quiv
alen
te (M
Pa)
Deformação Equivalente
7 8 9 10 110
20
40
60
80
100
120
140
160
TME
(MPa
)
10000/T (K-1)
1120 960 800 640
(b)
658 oC
1183 oC
T (oC)
20 400
350
700passe 1
20 40
passe 2
25 500
350
700 passe 4passe 3
Ta
xa d
e e
ncr
ua
me
nto
(M
Pa
)
Tensão Equivalente (MPa)30 60
(c)
30 600
350
700passe 5
Ta
xa d
e e
ncr
ua
me
nto
(M
Pa
)
40 80
passe 6
45 900
350
700 passe 7
Tensão Equivalente (MPa)50 100
passe 8
(d)
Figura 4.45 - Continua na página seguinte.
100
3 5 7 0- 2 0 0
0
2 0 0
4 0 0
6 0 0
8 0 0
1 0 0 0
p a s s e 9
Ta
xa
de
en
cru
am
en
to (
MP
a)
1 5 3 0
p a s s e 1 0
1 8 3 6
p a s s e 1 1
1 8 3 6- 2 0 0
0
2 0 0
4 0 0
6 0 0
8 0 0
1 0 0 0
p a s s e 1 2
2 6 5 2
p a s s e 1 3
Tensão Equivalente (MPa)3 8 5 7
p a s s e 1 4
(e)
45 60-200
0
200
400
600
800
1 0 0 0
passe 15
Ta
xa
de
en
cru
am
en
to (
MP
a)
60 75
passe 16
64 80
passe 17
72 90-200
0
200
400
600
800
1 0 0 0
passe 18
80 100
passe 19
Tensão Equivalente (MPa)90 105
passe 20
(f)
Figura 4.45 - Ensaio com deformações múltiplas em resfriamento contínuo com
tempo de espera entre passes de 15 segundos. (a) curvas de escoamento
plástico. (b) variação da TME com a temperatura. (c), (d), (e) e (f) variações
das taxas de encruamento em função da tensão aplicada.
101
0 1 2 3 4 5 60
20
40
60
80
100
120
140
160 passe
"13"
passe
"7"
passe
"1" (a)
Tens
ão E
quiv
alen
te (
MP
a)
Deformação Equivalente
7,0 7,5 8,0 8,50
20
40
60
80
100
120
140
160
TM
E (
MP
a)
10000/T (K-1
)
1080 990 900
895 oC1132
oC
(b)
T (oC)
3 0 6 00
350
700passe 1
3 0 6 0
passe 2
3 0 6 0
passe 3
3 0 6 00
350
700passe 4
Ta
xa
de
en
cru
am
en
to (
MP
a)
4 0 8 0
passe 5
Tensão Equivalente (MPa)6 0 9 0
passe 6
(c)
Figura 4.46 - Continua na página seguinte.
102
40 800
3 5 0
7 0 0passe 7
60 90
passe 8
50 1 0 0
passe 9
50 1 0 00
3 5 0
7 0 0 passe 10
Ta
xa
de
en
cru
am
en
to (
MP
a)
50 1 0 0
passe 11
Tensão Equiva lente (MPa)50 1 0 0
passe 12
(d)
5 0 1 0 00
3 5 0
7 0 0p a s s e 1 3
5 0 1 0 0
p a s s e 1 4
5 0 1 0 0
p a s s e 1 5
5 0 1 0 00
3 5 0
7 0 0p a s s e 1 6
Ta
xa
de
en
cru
am
en
to (
MP
a)
5 5 1 1 0
p a s s e 1 7
Tensão Equ iva len te (MPa)6 0 9 0
p a s s e 1 8
(e)
Figura 4.46 - Ensaio com deformações múltiplas em resfriamento contínuo com
tempo de espera entre passes de 7 segundos. (a) curvas de escoamento
plástico. (b) variação da TME com a temperatura. (c), (d) e (e) variações das
taxas de encruamento em função da tensão aplicada.
103
0 1 2 3 4 5 60
20
40
60
80
100
120
140
160 passe
"13"
passe
"7"
passe
"1" (a)
Tens
ão E
quiv
alen
te (
MP
a)
Deformação Equivalente
8,1 8,4 8,7 9,0 9,3 9,60
20
40
60
80
100
120
140
160
TM
E (
MP
a)
10000/T (K-1
)
910 840 770
786 oC942
oC
(b)
T (oC)
5 0 1000
350
700p a s s e 1
5 0 100
p a s s e 2
5 0 100
p a s s e 3
5 5 1100
350
700 p a s s e 4
Ta
xa
de
en
cru
am
en
to (
MP
a)
5 5 110
p a s s e 5
Tensão Equivalente (MPa)3 5 7 0
0
400
800
p a s s e 6
(c)
Figura 4.47 - Continua na página seguinte.
104
2 0 4 0- 2 0 0
0
2 0 0
4 0 0
6 0 0
8 0 0
1 0 0 0p a s s e 7
2 0 4 0
p a s s e 8
4 0 4 8
p a s s e 9
3 2 4 8- 2 0 0
0
2 0 0
4 0 0
6 0 0
8 0 0
1 0 0 0
p a s s e 1 0
Ta
xa
de
en
cru
am
en
to (
MP
a)
3 4 5 1
p a s s e 1 1
Tensão Equivalente (MPa)3 6 5 4
p a s s e 1 2
(d)
39 52-200
0
2 0 0
4 0 0
6 0 0
8 0 0
1000passe 13
42 56
passe 14
48 60
passe 15
42 56-200
0
2 0 0
4 0 0
6 0 0
8 0 0
1000
passe 16
Ta
xa
de
en
cru
am
en
to (
MP
a)
48 64
passe 17
Tensão Equiva lente (MPa)55 66
passe 18
(e)
Figura 4.47 - Ensaio com deformações múltiplas em resfriamento contínuo com
tempo de espera entre passes de 7 segundos. (a) curvas de escoamento
plástico. (b) variação da TME com a temperatura. (c), (d) e (e) variações das
taxas de encruamento em função da tensão aplicada.
105
0 1 2 3 4 5 60
20
40
60
80
100
120
140
160 passe
"13"
passe
"7"
passe
"1" (a)
Tens
ão E
quiv
alen
te (
MP
a)
Deformação Equivalente
7,2 7,4 7,6 7,8 8,00
20
40
60
80
100
120
140
160
TM
E (
MP
a)
10000/T (K-1
)
1100 1050 1000
976 oC1110
oC
(b)
T (oC)
4 0 8 00
3 5 0
7 0 0
p a s s e 1
3 5 7 0
p a s s e 2
4 0 8 0
p a s s e 3
4 0 8 00
3 5 0
7 0 0p a s s e 4
Ta
xa
de
en
cru
am
en
to (
MP
a)
4 0 8 0
p a s s e 5
Tensão Equ iva len te (MPa)4 0 8 0
p a s s e 6
(c)
Figura 4.48 - Continua na página seguinte.
106
4 0 8 00
3 5 0
7 0 0
p a s s e 7
5 0 7 5
p a s s e 8
5 2 7 8
p a s s e 9
4 0 8 00
3 5 0
7 0 0p a s s e 1 0
Ta
xa
de
en
cru
am
en
to (
MP
a)
4 0 8 0
p a s s e 1 1
T e n s ã o E q u i v a l e n t e ( M P a )4 0 8 0
p a s s e 1 2
(d)
50 1 0 00
3 5 0
7 0 0p a s s e 1 3
50 1 0 0
p a s s e 1 4
50 1 0 0
p a s s e 1 5
50 1 0 00
3 5 0
7 0 0 p a s s e 1 6
Ta
xa
de
en
cru
am
en
to (
MP
a)
50 1 0 0
p a s s e 1 7
Tensão Equ iva len te (MPa)50 1 0 0
p a s s e 1 8
(e)
Figura 4.48 - Ensaio com deformações múltiplas em resfriamento contínuo com
tempo de espera entre passes de 3 segundos. (a) curvas de escoamento
plástico. (b) variação da TME com a temperatura. (c), (d) e (e) variações das
taxas de encruamento em função da tensão aplicada.
107
0 1 2 3 4 5 60
20
40
60
80
100
120
140
160 passe
"13"
passe
"7"
passe
"1" (a)
Tens
ão E
quiv
alen
te (
MP
a)
Deformação Equivalente
7,8 8,0 8,2 8,4 8,60
20
40
60
80
100
120
140
160
TM
E (
MP
a)
10000/T (K-1
)
1000 960 920 880
892 oC1010
oC
(b)
T (oC)
50 1 0 00
3 5 0
7 0 0passe 1
50 1 0 0
passe 2
50 1 0 0
passe 3
50 1 0 00
3 5 0
7 0 0passe 4
Ta
xa
de
en
cru
am
en
to (
MP
a)
50 1 0 0
passe 5
50 1 0 0
passe 6
Tensão Equivalente (MPa)
(c)
Figura 4.49 - Continua na página seguinte.
108
5 0 1 0 00
3 5 0
7 0 0p a s s e 7
5 0 1 0 0
p a s s e 8
5 0 1 0 0
p a s s e 9
5 5 1 1 00
3 5 0
7 0 0 p a s s e 1 0
Ta
xa
de
en
cru
am
en
to (
MP
a)
5 5 1 1 0
p a s s e 1 1
Tensão Equivalente (MPa)5 5 1 1 0
p a s s e 1 2
(d)
55 1 1 00
3 5 0
7 0 0passe 13
60 1 2 0
passe 14
55 1 1 0
passe 15
60 1 2 00
3 5 0
7 0 0 passe 16
Ta
xa
de
en
cru
am
en
to (
MP
a)
55 1 1 0
passe 17
Tensão Equ iva len te (MPa)60 90
0
4 0 0
8 0 0passe 18
(e)
Figura 4.49 - Ensaio com deformações múltiplas em resfriamento contínuo com
tempo de espera entre passes de 3 segundos. (a) curvas de escoamento
plástico. (b) variação da TME com a temperatura. (c), (d) e (e) variações das
taxas de encruamento em função da tensão aplicada.
109
0 1 2 3 4 5 60
20
40
60
80
100
120
140
160 passe
"13"
passe
"7"
passe
"1" (a)
Tens
ão E
quiv
alen
te (
MP
a)
Deformação Equivalente
8,4 8,6 8,8 9,00
20
40
60
80
100
120
140
160
TM
E (
MP
a)
10000/T (K-1
)
900 870 840
832 oC910
oC
(b)
T (oC)
5 0 1000
350
700p a s s e 1
8 4 112
p a s s e 2
7 0 105
p a s s e 3
6 0 9 0- 2 0 0
0
200
400
600
800
1 0 0 0
p a s s e 4
Ta
xa
de
en
cru
am
en
to (
MP
a)
5 6 7 0
p a s s e 5
Tensão Equ iva len te (MPa)4 0 6 0
p a s s e 6
(c)
Figura 4.50 - Continua na página seguinte.
110
3 2 4 8- 2 0 0
0
2 0 0
4 0 0
6 0 0
8 0 0
1 0 0 0
p a s s e 7
2 6 3 9
p a s s e 8
2 7 3 6
p a s s e 9
2 4 3 6- 2 0 0
0
2 0 0
4 0 0
6 0 0
8 0 0
1 0 0 0
p a s s e 1 0
Ta
xa
de
en
cru
am
en
to (
MP
a)
2 7 3 6
p a s s e 1 1
Tensão Equiva lente (MPa)2 7 3 6
p a s s e 1 2
(d)
24 36-200
0
2 0 0
4 0 0
6 0 0
8 0 0
1 0 0 0passe 13
24 36
passe 14
32 40
passe 15
26 39-200
0
2 0 0
4 0 0
6 0 0
8 0 0
1 0 0 0
passe 16
Ta
xa
de
en
cru
am
en
to (
MP
a)
32 40
passe 17
Tensão Equivalente (MPa)32 40
passe 18
(e)
Figura 4.50 - Ensaio com deformações múltiplas em resfriamento contínuo com
tempo de espera entre passes de 3 segundos. (a) curvas de escoam ento
plástico. (b) variação da TME com a temperatura. (c), (d) e (e) variações das
taxas de encruamento em função da tensão aplicada.
111
0 1 2 3 4 5 60
20
40
60
80
100
120
140
160p a s s e
"13"
passe
"7"
passe
"1" (a)
Tens
ão E
quiv
alen
te (
MP
a)
Deformação Equivalente
7,1 7,2 7,3 7,40
20
40
60
80
100
120
140
160
TM
E (
MP
a)
10000/T (K-1
)
1120 1100 1080
1074 oC1127
oC
(b)
T (oC)
3 0 6 00
350
700p a s s e 1
3 0 6 0
p a s s e 2
3 0 6 0
p a s s e 3
3 0 6 00
350
700 p a s s e 4
Ta
xa
de
en
cru
am
en
to (
MP
a)
3 0 6 0
p a s s e 5
Tensão Equ iva len te (MPa)3 0 6 0
0
400
800p a s s e 6
(c)
Figura 4.51 - Continua na página seguinte.
112
3 0 6 00
3 5 0
7 0 0p a s s e 7
3 0 6 0
p a s s e 8
3 0 6 0
p a s s e 9
3 0 6 00
3 5 0
7 0 0 p a s s e 1 0
Ta
xa
de
en
cru
am
en
to (
MP
a)
3 0 6 0
p a s s e 1 1
Tensão Equ iva len te (MPa)3 0 6 0
p a s s e 1 2
(d)
3 0 6 00
3 5 0
7 0 0p a s s e 1 3
Ta
xa
de
en
cru
am
en
to (
MP
a)
3 0 6 0
p a s s e 1 4
3 0 6 0
p a s s e 1 5
3 0 6 00
3 5 0
7 0 0 p a s s e 1 6
3 0 6 0
p a s s e 1 7
Tensão Equivalente (MPa)3 0 6 0
p a s s e 1 8
(e)
Figura 4.51 - Ensaio com deformações múltiplas em resfriamento contínuo com
tempo de espera entre passes de 1 segundo. (a) curvas de escoamento
plástico. (b) variação da TME com a temperatura. (c), (d) e (e) variações das
taxas de encruamento em função da tensão aplicada.
113
0 1 2 3 4 5 60
20
40
60
80
100
120
140
160 passe
"13"
passe
"7"
passe
"1" (a)
Tens
ão E
quiv
alen
te (
MP
a)
Deformação Equivalente
7,7 7,8 7,9 8,00
20
40
60
80
100
120
140
160
TM
E (
MP
a)
10000/T (K-1
)
1020 1000 980
973 oC1023
oC
(b)
T (oC)
45 900
3 5 0
7 0 0passe 1
45 90
passe 2
50 1 0 0
passe 3
45 900
3 5 0
7 0 0 passe 4
Ta
xa
de
en
cru
am
en
to (
MP
a)
45 90
passe 5
Tensão Equivalente (MPa)45 90
passe 6
(c)
Figura 4.52 - Continua na página seguinte.
114
5 0 1 0 00
3 5 0
7 0 0p a s s e 7
Ta
xa
de
en
cru
am
en
to (
MP
a)
5 0 1 0 0
p a s s e 8
5 0 1 0 0
p a s s e 9
5 0 1 0 00
3 5 0
7 0 0 p a s s e 1 0
5 0 1 0 0
p a s s e 1 1
Tensão Equiva lente (MPa)
5 0 1 0 0
p a s s e 1 2
(d)
5 0 1 0 00
3 5 0
7 0 0p a s s e 1 3
5 0 1 0 0
p a s s e 1 4
5 0 1 0 0
p a s s e 1 5
5 0 1 0 00
3 5 0
7 0 0 p a s s e 1 6
Ta
xa
de
en
cru
am
en
to (
MP
a)
5 0 1 0 0
p a s s e 1 7
Tensão Equ iva lente (MPa)5 0 1 0 0
p a s s e 1 8
(e)
Figura 4.52 - Ensaio com deformações múltiplas em resfriamento contínuo com
tempo de espera entre passes de 1 segundo. (a) curvas de escoamento
plástico. (b) variação da TME com a temperatura. (c), (d) e (e) variações das
taxas de encruamento em função da tensão aplicada.
115
0 1 2 3 4 5 60
20
40
60
80
100
120
140
160 passe
"13"
passe
"7"
passe
"1" (a)
Tens
ão E
quiv
alen
te (
MP
a)
Deformação Equivalente
8,0 8,1 8,2 8,30
20
40
60
80
100
120
140
160
TM
E (
MP
a)
10000/T (K-1
)
980 960 940
931 oC978
oC
(b)
T (oC)
5 0 1 0 00
3 5 0
7 0 0p a s s e 1
5 5 1 1 0
p a s s e 2
6 4 8 0
p a s s e 3
6 0 9 00
3 5 0
7 0 0 p a s s e 4
Ta
xa
de
en
cru
am
en
to (
MP
a)
4 5 9 0
p a s s e 5
Tensão Equ iva len te (MPa)5 0 1 0 0
p a s s e 6
(c)
Figura 4.53 - Continua na página seguinte.
116
5 0 1 0 00
3 5 0
7 0 0p a s s e 7
Ta
xa
de
en
cru
am
en
to (
MP
a)
5 0 1 0 0
p a s s e 8
5 0 1 0 0
p a s s e 9
5 0 1 0 00
3 5 0
7 0 0 p a s s e 1 0
5 0 1 0 0
p a s s e 1 1
Tensão Equ iva len te (MPa)
5 0 1 0 0
p a s s e 1 2
(d)
5 0 1 0 00
3 5 0
7 0 0p a s s e 1 3
5 0 1 0 0
p a s s e 1 4
5 0 1 0 0
p a s s e 1 5
5 0 1 0 00
3 5 0
7 0 0 p a s s e 1 6
Ta
xa
de
en
cru
am
en
to (
MP
a)
5 0 1 0 0
p a s s e 1 7
Tensão Equiva lente (MPa)5 0 1 0 0
p a s s e 1 8
(e)
Figura 4.53 - Ensaio com deformações múltiplas em resfriamento contínuo com
tempo de espera entre passes de 1 segundo. (a) curvas de escoamento
plástico. (b) variação da TME com a temperatura. (c), (d) e (e) variações das
taxas de encruamento em função da tensão aplicada.
117
0 1 2 3 4 5 60
20
40
60
80
100
120
140
160 passe
"13"
passe
"7"
passe
"1" (a)
Tens
ão E
quiv
alen
te (
MP
a)
Deformação Equivalente
8,16 8,24 8,32 8,40 8,480
20
40
60
80
100
120
140
160
TM
E (
MP
a)
10000/T (K-1
)
945 930 915
909 oC950
oC
(b)
T (oC)
70 1 0 50
3 5 0
7 0 0passe 1
70 1 0 5
passe 2
86 1 2 9
passe 3
70 1 0 50
3 5 0
7 0 0 passe 4
Ta
xa
de
en
cru
am
en
to (
MP
a)
80 1 0 0
passe 5
Tensão Equ iva lente (MPa)70 1 0 5
passe 6
(c)
Figura 4.54 - Continua na página seguinte.
118
7 0 1050
350
700p a s s e 7
7 0 105
p a s s e 8
7 0 105
p a s s e 9
7 0 1050
350
700 passe 10
Ta
xa
de
en
cru
am
en
to (
MP
a)
7 0 105
passe 11
Tensão Equivalente (MPa)7 0 105
passe 12
(d)
6 0 1 2 00
3 5 0
7 0 0p a s s e 1 3
Ta
xa
de
en
cru
am
en
to (
MP
a)
6 0 1 2 0
p a s s e 1 4
8 0 1 2 0
p a s s e 1 5
7 0 1 0 50
3 5 0
7 0 0 p a s s e 1 6
7 0 1 0 5
p a s s e 1 7
Tensão Equivalente (MPa)7 0 1 0 5
p a s s e 1 8
(e)
Figura 4.54 - Ensaio com deformações múltiplas em resfriamento contínuo com
tempo de espera entre passes de 1 segundo. (a) curvas de escoamento
plástico. (b) variação da TME com a temperatura. (c), (d) e (e) variações das
taxas de encruamento em função da tensão aplicada.
119
0 1 2 3 4 5 60
20
40
60
80
100
120
140
160 passe
"13"
passe
"7"
passe
"1" (a)
Ten
são
Equ
ival
ente
(MP
a)
Deformação Equivalente
8,3 8,4 8,50
20
40
60
80
100
120
140
160
TM
E (
MP
a)
10000/T (K-1
)
920 900
898 oC929
oC
(b)
T (oC)
6 0 1 2 00
3 5 0
7 0 0p a s s e 1
Ta
xa
de
en
cru
am
en
to (
MP
a)
1 0 5 1 4 0
p a s s e 2
9 0 1 2 0
p a s s e 3
9 0 1 2 00
3 5 0
7 0 0 p a s s e 4
8 0 1 2 0
p a s s e 5
Tensão Equiva lente (MPa)8 0 1 2 0
p a s s e 6
(c)
Figura 4.55 - Continua na página seguinte.
120
8 0 1 2 00
3 5 0
7 0 0p a s s e 7
Ta
xa
de
en
cru
am
en
to (
MP
a)
8 0 1 2 0
p a s s e 8
8 0 1 2 0
p a s s e 9
8 0 1 2 00
3 5 0
7 0 0 p a s s e 1 0
8 0 1 2 0
p a s s e 1 1
Tensão Equ iva len te (MPa)8 0 1 2 0
p a s s e 1 2
(d)
9 0 1 2 00
3 5 0
7 0 0p a s s e 1 3
8 0 1 2 0
p a s s e 1 4
8 0 1 2 0
p a s s e 1 5
8 0 1 2 00
3 5 0
7 0 0 p a s s e 1 6
Ta
xa
de
en
cru
am
en
to (
MP
a)
Tensão Equ iva len te (MPa)8 0 1 2 0
p a s s e 1 7
(e)
Figura 4.55 - Ensaio com deformações múltiplas em resfriamento contínuo com
tempo de espera entre passes de 1 segundo. (a) curvas de escoamento
plástico. (b) variação da TME com a temperatura. (c), (d) e (e) variações das
taxas de encruamento em função da tensão aplicada.
121
0 1 2 30
20
40
60
80
100
120
140
160passe
"5"
passe
"1" (a)
Tens
ão E
quiv
alen
te (M
Pa)
Deformação Equivalente
8,45 8,500
20
40
60
80
100
120
140
160
TM
E (
MP
a)
10000/T (K-1
)
910 900
901 oC912
oC
(b)
T (oC)
55 1 1 0- 2 0 0
0
2 0 0
4 0 0
6 0 0
8 0 0
1 0 0 0p a s s e 1
1 1 0 1 3 2
p a s s e 2
1 0 8 1 2 6
p a s s e 3
1 0 0 1 2 5
p a s s e 4
1 0 0 1 2 5- 2 0 0
0
2 0 0
4 0 0
6 0 0
8 0 0
1 0 0 0
p a s s e 5
Ta
xa
de
en
cru
am
en
to (
MP
a)
90 1 0 5
p a s s e 6
Tensão Equivalente (MPa)90 1 2 0
p a s s e 7
(c)
Figura 4.56 - Ensaio com deformações múltiplas em resfriamento contínuo com
tempo de espera entre passes de 1 segundo. (a) curvas de escoamento
plástico. (b) variação da TME com a temperatura. (c) variações das taxas de
encruamento em função da tensão aplicada.
122
0 1 2 3 4 5 60
20
40
60
80
100
120
140
160 passe
"13"
passe
"7"
passe
"1" (a)
Tens
ão E
quiv
alen
te (
MP
a)
Deformação Equivalente
8,8 8,9 9,0 9,10
20
40
60
80
100
120
140
160
TM
E (
MP
a)
10000/T (K-1
)
860 840
831 oC870
oC
(b)
T (oC)
36 54-200
0
2 0 0
4 0 0
6 0 0
8 0 0
1 0 0 0p a s s e 1
Ta
xa
de
en
cru
am
en
to (
MP
a)
50 55
-200
0
2 0 0p a s s e 2
45 50
p a s s e 3
45 50
-200
0
2 0 0 p a s s e 4
44 48
p a s s e 5
Tensão Equivalente (MPa)45 48
p a s s e 6
(c)
Figura 4.57 - Continua na página seguinte.
123
4 2 4 8
-200
0
200 p a s s e 7
Ta
xa
de
En
cru
am
en
to (
MP
a)
4 0 4 5
p a s s e 8
4 0 4 5
p a s s e 9
4 0 4 5
-200
0
200 passe 10
4 0 4 5
passe 11
Tensão Equ iva len te (MPa)4 2 4 8
passe 12
(d)
4 0 4 5
-200
0
200 p a s s e 1 3
4 2 4 8
p a s s e 1 4
4 5 5 0
p a s s e 1 5
4 2 4 8
-200
0
200 p a s s e 1 6
Ta
xa
de
en
cru
am
en
to (
MP
a)
4 5 5 0
p a s s e 1 7
Tensão Equivalente (MPa)4 5 5 0
p a s s e 1 8
(e)
Figura 4.57 - Ensaio com deformações múltiplas em resfriamento contínuo com
tempo de espera entre passes de 1 segundo. (a) curvas de escoamento
plástico. (b) variação da TME com a temperatura. (c), (d) e (e) variações das
taxas de encruamento em função da tensão aplicada.
124
0 1 2 3 4 5 60
20
40
60
80
100
120
140
160 passe
"13"
passe
"7"
passe
"1" (a)
Ten
são
Equ
ival
ente
(MP
a)
Deformação Equivalente
8,00 8,05 8,10 8,150
20
40
60
80
100
120
140
160
TM
E (
MP
a)
10000/T (K-1
)
980 970 960
954 oC979
oC
(b)
T (oC)
3 6 7 20
4 0 0
8 0 0p a s s e 1
Ta
xa
de
en
cru
am
en
to (
MP
a)
9 1 1 0 4
0
1 5 0
3 0 0 p a s s e 2
8 8 9 9
0
7 0
1 4 0 p a s s e 3
8 8 9 6
0
6 0
1 2 0 p a s s e 4
8 1 9 0
0
7 0
1 4 0 p a s s e 5
Tensão Equivalente (MPa)
81 90
0
6 0
1 2 0 p a s s e 6
(c)
Figura 4.58 - Continua na página seguinte.
125
81 90
0
70
140 passe 7
81 90
0
80
160passe 8
84 91
0
60
120 passe 9
80 88
0
75
150passe 10
Ta
xa
de
en
cru
am
en
to (
MP
a)
80 88
0
90
180 passe 11
Tensão Equivalente (MPa)
77 8 8
0
110
220 passe 12
(d)
7 7 8 8
0
8 0
160passe 13
7 7 8 8
0
8 0
160passe 14
7 7 8 8
0
8 0
160passe 15
8 0 9 0
0
7 0
140 passe 16
Ta
xa
de
en
cru
am
en
to (
MP
a)
8 0 9 0
0
6 0
120 passe 17
Tensão Equivalente (MPa)
7 7 8 8
0
8 0
160 passe 18
(e)
Figura 4.58 - Ensaio com deformações múltiplas em resfriamento contínuo com
tempo de espera entre passes de 0,5 segundo. (a) curvas de escoamento
plástico. (b) variação da TME com a temperatura. (c), (d) e (e) variações das
taxas de encruamento em função da tensão aplicada.
126
0 1 2 3 4 5 60
20
40
60
80
100
120
140
160 passe
"13"
passe
"7"
passe
"1" (a)
Tens
ão E
quiv
alen
te (
MP
a)
Deformação Equivalente
8,2 8,30
20
40
60
80
100
120
140
160
TM
E (
MP
a)
10000/T (K-1
)
950 940 930
930 oC950
oC
(b)
T (oC)
40 800
350
700
passe 1
96 1120
150
300
450 passe 2
91 1040
150
300passe 3
96 102
0
60
120 passe 4
Ta
xa
de
en
cru
am
en
to (
MP
a)
92 96 100
0
70
140passe 5
Tensão Equivalente (MPa)
92 94
0
70
140passe 6
(c)
Figura 4.59 - Continua na página seguinte.
127
81 900
100
200
300 passe 7
80 880
100
200
300 passe 8
81 90
0
150
300 passe 9
88 90
0
50 passe 10
Ta
xa
de
en
cru
am
en
to (
MP
a)
84 900
40
80passe 11
Tensão Equivalente (MPa)80 88
0
60
120passe 12
(d)
8 0 8 80
7 0
1 4 0 p a s s e 1 3
8 4 9 00
5 0
1 0 0p a s s e 1 4
7 8 9 10
7 0
1 4 0p a s s e 1 5
7 7 8 80
6 0
1 2 0
1 8 0 p a s s e 1 6
Ta
xa
de
en
cru
am
en
to (
MP
a)
6 4 8 0
0
2 5 0
5 0 0 p a s s e 1 7
Tensão Equivalente (MPa)
7 2 9 00
1 5 0
3 0 0
4 5 0p a s s e 1 8
(e)
Figura 4.59 - Ensaio com deformações múltiplas em resfriamento contínuo com
tempo de espera entre passes de 0,5 segundo. (a) curvas de escoamento
plástico. (b) variação da TME com a temperatura. (c), (d) e (e) variações das
taxas de encruamento em função da tensão aplicada.
128
0 1 2 3 4 5 60
20
40
60
80
100
120
140
160 passe
"13"
passe
"7"
passe
"1" (a)
Ten
são
Equ
ival
ente
(MP
a)
Deformação Equivalente
8,30 8,35 8,40 8,450
20
40
60
80
100
120
140
160
TM
E (
MP
a)
10000/T (K-1
)
930 920 910
909 oC932
oC
(b)
T (oC)
4 0 8 00
350
700passe 1
Ta
xa
de
en
cru
am
en
to (
MP
a)
108 1170
5 0
100
150 passe 2
9 6 1080
150
300
450passe 3
9 6 1040
6 0
120
180passe 4
8 8 9 90
7 0
140
210passe 5
Tensão Equivalente (MPa)
8 8 9 90
8 0
160
240
passe 6
(c)
Figura 4.60 - Continua na página seguinte.
129
8 8 9 90
100
200 passe 7
8 8 9 60
6 0
120
Ta
xa
de
en
cru
am
en
to (
MP
a)
passe 8
8 4 9 60
8 0
160 passe 9
7 5 9 00
220
440 p a s s e 1 0
7 2 9 0
0
200
400
600p a s s e 1 1
Tensão Equivalente (MPa)
8 4 9 80
8 0
1 6 0
2 4 0
p a s s e 1 2
(d)
7 8 9 10
9 0
1 8 0
2 7 0 p a s s e 1 3
7 8 9 10
9 0
1 8 0
2 7 0 p a s s e 1 4
8 4 9 60
6 0
1 2 0
1 8 0 p a s s e 1 5
8 4 9 60
5 0
1 0 0
1 5 0 p a s s e 1 6
Ta
xa
de
en
cru
am
en
to (
MP
a)
8 4 9 60
7 0
1 4 0
2 1 0p a s s e 1 7
Tensão Equivalente (MPa)
8 4 9 60
5 0
1 0 0
1 5 0p a s s e 1 8
(e)
Figura 4.60 - Ensaio com deformações múltiplas em resfriamento contínuo com
tempo de espera entre passes de 0,5 segundo. (a) curvas de escoamento
plástico. (b) variação da TME com a temperatura. (c), (d) e (e) variações das
taxas de encruamento em função da tensão aplicada.
130
0 1 2 3 4 5 60
20
40
60
80
100
120
140
160 passe
"13"
passe
"7"
passe
"1" (a)
Tens
ão E
quiv
alen
te (
MP
a)
Deformação Equivalente
9,00 9,05 9,10 9,150
20
40
60
80
100
120
140
160
TM
E (
MP
a)
10000/T (K-1
)
837 828 819
818 oC836
oC
(b)
T (oC)
20 400
350
700 passe 1
Ta
xa d
e e
ncr
ua
me
nto
(M
Pa
)
52 54
-25
0
25 passe 2
49,6 50,4
-60
-30
0
30 passe 3
48 50
-25
0
25
50 passe 4
Tensão Equivalente (MPa)45 50
0
20
40 passe 5
48 51
-22
0
22
44 passe 6
(c)
Figura 4.61 - Continua na página seguinte.
131
4 8 5 1- 7 0
- 3 5
0
3 5
7 0passe 7
4 8 5 1
- 3 6
0
3 6
7 2 passe 8
4 6 4 8
- 4 0
0
4 0passe 9
4 6 4 8
- 1 5
0
1 5
3 0
4 5 passe 10
Ta
xa
de
en
cru
am
en
to (
MP
a)
4 4 4 6
- 5 2
- 2 6
0
2 6
5 2 passe 11
Tensão Equivalente (MPa)4 4 4 6
- 2 0
0
2 0
4 0
passe 12
(d)
4 4 4 6
- 2 0
0
2 0
4 0 p a s s e 1 3
Ta
xa
de
en
cru
am
en
to (
MP
a)
4 2 4 5
- 5 0
- 2 5
0
2 5
5 0 p a s s e 1 4
4 4 4 6
- 2 5
0
2 5
5 0p a s s e 1 5
4 4 4 6
- 2 5
0
2 5
5 0 p a s s e 1 6
4 4 4 6
- 2 0
0
2 0
4 0 p a s s e 1 7
Tensão Equiva lente (MPa)
4 4 4 8- 3 5
0
3 5
7 0
1 0 5
1 4 0p a s s e 1 8
(e)
Figura 4.61 - Ensaio com deformações múltiplas em resfriamento contínuo com
tempo de espera entre passes de 0,5 segundo. (a) curvas de escoamento
plástico. (b) variação da TME com a temperatura. (c), (d) e (e) variações das
taxas de encruamento em função da tensão aplicada.
132
As Figuras 4.44a e 4.45a mostram que as seqüências de deformações
programadas em resfriamento foram realizadas nas regiões austenítica e
ferrítica. Através da análise das Figura 4.44b e 4.45b pode-se observar que na
fase austenítica a TME cresce com a diminuição da temperatura até que inicie
a transformação de fase (γ→α), indicado pela queda brusca da TME. Na ferrita,
também, a TME cresce com a diminuição da temperatura. Observa-se,
também, que como o tempo entre passes é longo, 38 e 15 segundos, tem-se o
amaciamento completo no intervalo entre passes.
Para analisar o comportamento do amaciamento durante a realização
das deformações, foram construídas curvas da taxa de encruamento (θ=dσ/dε)
em função da tensão aplicada. Quando o início da recristalização dinâmica é
atingido durante as deformações, tem-se os pontos de inflexão, como podem
ser observados nas Figuras 4.44c, no passe 1, e 4.45c, nos passes 1, 2, 3 e 4.
Nos passes restante, todavia, as deformações aplicadas não conduzem à
recristalização dinâmica, devido ao fato de serem menores que a deformação
crítica (εc).
Assim, analisando as Figuras 4.44 e 4.45, de uma forma geral, observa-
se um conjunto de fenômenos metalúrgico atuando no material. Durante a
deformação tem -se o encruamento e a recuperação dinâmica na região
ferrítica, e na região austenítica observa-se ainda, em alguns passes, a
recristalização dinâmica. Devido aos longos tempos entre passes tem-se a
recuperação e recristalização estática, como fenômeno de amaciamento, no
intervalo entre passes na austenita.
As Figuras 4.46 a 4.50, representam ensaios realizados com tempos entre
passes de 7 e 3 segundos e indicam que há uma competição entre os fenômenos de
encruamento e de recristalização dinâmica na austenita. Estas diferenças são
observadas pela existência ou não de pontos de inflexão nas curvas da taxa de
encruamento em função da tensão aplicada. Nas seqüências de deformações
realizadas na ferrita, tem-se apenas a recuperação dinâmica atuando como
fenômeno de amaciamento durante a deformação.
133
Na Figura 4.51 observa-se seqüência de deformações realizada em altas
temperaturas com tempo entre passes de 1 segundo. Vê-se que em todos os passes
ocorrem os pontos de inflexão, ou seja, tem-se a recristalização dinâmica do material.
Nas Figuras 4.52 até 4.56 e Figuras 4.58, 4.59 e 4.60 observa-se um
comportamento comum nas seqüências de deformações programadas em
resfriamento na região austenítica. Vê-se nestas figuras que o valor da TME
aumenta do primeiro passe para o segundo e depois há uma queda suave da
tensão até um estágio estacionário. Através da análise das curvas da variação
da taxa de encruamento em função da tensão aplicada pode-se afirmar que
deformação do primeiro passe é menor que a deformação crítica (εc), e que no
intervalo entre passes ocorre a recuperação dinâmica. Assim, o material fica
encruado e a deformação é acumulada para o passe seguinte, atingindo, na
deformação posterior, o valor crítico para o início da recristalização dinâmica.
Como conseqüência do curto intervalo entre passes e do acúmulo de
deformações tem -se a recuperação e a recristalização dinâmicas do material e
a atuação da recristalização metadinâmica como fenômenos metalúrgicos de
amaciamento do material, como pode ser observado na Figura 4.59c.
As Figuras 4.57 e 4.61 mostram os resultados das seqüências de
deformações programadas em resfriamento realizadas na região ferrítica, com
tempos entre passes de 1 e 0,5 segundos . Observa-se que TME do primeiro
passe e dos passes seguintes permanece em um estágio constante. Através
da análise das curvas da variações das taxas de encruamento em função da
tensão pode-se dizer que durante as deformações tem-se o encruamento do
material em conjunto com a recuperação dinâmica, sendo que a recuperação
estática ocorre no intervalo entre passes.
4.6 Simulação Física da Laminação de Tiras a Quente
Visando investigar os fenômenos metalúrgicos que ocorrem durante o
processamento a quente do aço IF, foram realizadas seqüências de passes
reproduzindo condições de deformações próximas às do processamento
134
industrial. Cada uma dessas simulações era composta de duas etapas. A
primeira, que simulava a etapa de desbaste, era igual para todas as
seqüências de passes realizadas. Esta etapa consistia de 5 passes
consecutivos com deformações de 0,3 e taxa de deformação de 1 s-1. Estas
seqüências de deformações foram realizadas na faixa de temperaturas de
1200°C a 1155°C, com intervalo entre deformações de 10 segundos. A
segunda etapa que simulava o acabamento foi realizada após o desbaste, e
iniciava após os tempos de espera necessários para atingir as temperaturas de
início de acabamento, indicadas por F1 nas Figuras 4.62 a 4.68.
Os valores dos parâmetros de deformação aplicados na etapa de
acabamento em cada seqüência foram pré estabelecidos e divididos em dois
grupos. No primeiro grupo de ensaios, as condições de processamento
impostas foram estabelecidas para que ocorressem no material os fenômenos
metalúrgicos de recristalização estática, Figura 4.62, recristalização dinâmica,
Figura 4.63, e a recristalização metadinâmica, Figura 4.64. Também fez-se
uma seqüência de deformações na região ferrítica, Figura 4.65. No segundo
grupo de ensaios, na etapa de acabamento, foram impostos valores aos
parâmetros de deformação próximos aos utilizados no processamento
industrial, como indicado nas Tabelas 2.2, 2.3 e 2.4. As Figuras 4.66, 4.67, e
4.68 mostram os resultados destes experimentos.
135
T
(ºC)
ε
T
(s)
Ý
(s-1)
F1 1077 0,3 5 1
F2 1057 0,3 5 1
F3 1020 0,3 5 1
F4 987 0,3 5 1
F5 957 0,3 - 1 0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0
0
20
40
60
80
100
120
140
160
F5F4F3F2F1
Etapa de Desbaste
Etapa de AcabamentoT
ensã
o E
quiv
alen
te (
MP
a)
Deformação Equivalente(a)
(b)
4 0 6 0
0
250
500F 1
5 0 7 5
F 2
5 8 8 7
F 3
6 0 9 0
0
250
500
F 4
Ta
xa
de
en
cru
am
en
to (
MP
a)
7 5 100
F 5
Tensão Equivalente (MPa)
(c)
Figura 4.62 – Continua na página seguinte.
136
(d) (e)
60 80 100 120 1400
1
2
3
4
Fre
qüên
cia
(%)
Tamanho de grão (µm)
(f)
24 27 30 33 360
1
2
3
4
5
6
Fre
qüên
cia
(%)
Tamanho de grão (µm)
(g)
Figura 4.62 – Simulação física de uma seqüência de passes com o controle do
amaciamento na etapa de acabamento imposto pela recristalização estática.
(a) curvas de escoamento plástico. (b) valores impostos aos parâmetros de
processamento. (c) variações da taxa de encruamento com a tensão aplicada.
(d) e (f) microestrutura e distribuição dos tamanhos de grão em amostras
resfriadas ao ar após F5. (e) e (g) microestrutura e distribuição dos tamanhos
de grão em amostras temperadas imediatamente após F5.
137
T
(ºC)
ε
t
(s)
Ý
(s-1)
F1 1008 0,3 0,5 1
F2 1006 0,3 0,5 1
F3 1004 0,3 0,5 1
F4 1000 0,3 0,5 1
F5 998 0,3 - 1 0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,00
20
40
60
80
1 0 0
1 2 0
1 4 0
1 6 0
F5F4F3F2F1
Etapa de Desbaste
Etapa de AcabamentoT
en
são
Eq
uiv
ale
nte
(M
Pa
)
Deformação Equivalente
(a)
(b)
5 0 7 5
0
250
500 F 1
8 0 8 5
- 5 0
- 2 5
0F 2
7 6 8 0- 3 5
0
3 5
7 0 F 3
7 2 7 8- 2 5
0
2 5
5 0F 4
Ta
xa
de
en
cru
am
en
to (
MP
a)
7 5 8 0
0
2 5
5 0 F 5
Tensão Equivalente (MPa)
(c)
Figura 4.63 – Continua na página seguinte.
138
(d) (e)
80 100 120 140 160 1800
1
2
3
Fre
qüên
cia
(%)
Tamanho de grão (µm)
(f)
40 50 60 70 80 90 1000
1
2
3
4F
req
üê
nci
a (
%)
Tamanho de grão (µm)
(g)
Figura 4.63 – Simulação física de uma seqüência de passes com o controle do
amaciamento na etapa de acabamento imposto pela recristalização dinâmica.
(a) curvas de escoamento plástico. (b) valores impostos aos parâmetros de
processamento. (c) variações da taxa de encruamento com a tensão aplicada.
(d) e (f) microestrutura e distribuição dos tamanhos de grão em amostras
resfriadas ao ar após F5. (e) e (g) microestrutura e distribuição dos tamanhos
de grão em amostras temperadas imediatamente após F5.
139
T
(ºC)
ε
t
(s)
Ý
(s-1)
F1 1010 0,3 5 1
F2 990 0,3 5 1
F3 966 0,3 1 1
F4 962 0,3 1 1
F5 957 0,3 - 1 0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0
0
20
40
60
80
100
120
140
160
F5F4F3F2F1
Etapa de Desbaste
Etapa de AcabamentoT
ensã
o E
quiv
alen
te (
MP
a)
Deformação Equivalente(a)
(b)
50 75
0
2 5 0
5 0 0F1
56 84
F2
60 80
F3
76 95
0
2 5 0
5 0 0
F4
Ta
xa
de
en
cru
am
en
to (
MP
a)
84 90
0
1 0 0
2 0 0
F5
Tensão Equivalente (MPa)
(c)
Figura 4.64 – Continua na página seguinte.
140
(d) (e)
50 60 70 80 90 100 110 1200
1
2
3
4
5
Fre
qüên
cia
(%)
Tamanho de grão (µm)
(f)
40 50 60 700
1
2
3
4
5
Fre
qü
ên
cia
(%
)
Tamanho de grão (µm)
(g)
Figura 4.64 – Simulação física de uma seqüência de passes com o controle do
amaciamento na etapa de acabamento imposto pela recristalização
metadinâmica. (a) curvas de escoamento plástico. (b) valores impostos aos
parâmetros de processamento. (c) variações da taxa de encruamento com a
tensão aplicada. (d) e (f) microestrutura e distribuição dos tamanhos de grão
em amostras resfriadas ao ar após F5. (e) e (g) microestrutura e distribuição
dos tamanhos de grão em amostras temperadas imediatamente após F5.
141
T
(ºC)
ε
t
(s)
Ý
(s-1)
F1 823 0,3 0,5 1
F2 821 0,3 0,5 1
F3 820 0,3 0,5 1
F4 817 0,3 0,5 1
F5 815 0,3 - 1 0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0
0
20
40
60
80
100
120
140
160
F5F4F3F2F1
Etapa de Desbaste
Etapa de AcabamentoT
ensã
o E
quiv
alen
te (
MP
a)
Deformação Equivalente(a)
(b)
4 4 5 5
0
1 0 0
2 0 0
3 0 0
4 0 0 F 1
5 2 5 4- 4 0
- 2 0
0
2 0
4 0
F 2
5 1 5 4
- 2 5
0
2 5
5 0 F 3
5 1 5 4
- 3 5
0
3 5F 4
Ta
xa
de
en
cru
am
en
to (
MP
a)
5 1 5 4
- 3 5
0
3 5F 5
Tensão Equ iva len te (MPa)
(c)
Figura 4.65 – Continua na página seguinte.
142
(d)
(e)
Figura 4.65 – Simulação física de uma seqüência de passes com a etapa de
acabamento na fase ferrítica. (a) curvas de escoamento plástico. (b) valores
impostos aos parâmetros de processamento. (c) variações da taxa de
encruamento com a tensão aplicada. (d) e (e) microestruturas observadas na
amostra resfriada ao ar após F5.
143
T
(ºC)
ε
(%)
t
(s)
Ý
(s-1)
F1 1041 0,95 8,6 1
F2 990 0,83 4,45 1
F3 957 0,66 2,51 1
F4 939 0,54 1,56 1
F5 928 0,41 1,01 1
F6 920 0,35 - 1
0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0 3,5 4,0 4,5 5,00
20
40
60
80
1 0 0
1 2 0
1 4 0
1 6 0
F6F5F4F3F2F1
Etapa de Desbaste
Etapa de acabamentoT
en
são
Eq
uiv
ale
nte
(M
Pa
)
Deformação Equivalente
(a) (b)
3 5 7 0
0
2 5 0
5 0 0F 1
6 0 9 0
F 2
7 0 1 0 5
F 3
7 0 1 0 5
0
2 5 0
5 0 0
F 4
Ta
xa
de
en
cru
am
en
to (
MP
a)
7 0 1 0 5
F 5
Tensão Equivalente (MPa)9 1 1 0 4
F 6
(c)
Figura 4.66 – Continua na página seguinte.
144
(d)
100 120 140 160 1800
1
2
3
Fre
qüên
cia
(%)
Tamanho de grão (µm)
(e)
Figura 4.66 – Simulação física de uma seqüência de passes típica do processo
de tiras a quente na etapa de acabamento, sendo o amaciamento imposto pela
recristalização estática. (a) curvas de escoamento plástico. (b) valores
impostos aos parâmetros de processamento. (c) variações da taxa de
encruamento com a tensão aplicada. (d) e (e) microestrutura e distribuição dos
tamanhos de grão em amostras resfriadas ao ar após F6.
145
T
(ºC)
ε
t
(s)
Ý
(s-1)
F1 1018 0,65 4,7 1
F2 999 0,66 2,64 1
F3 983 0,59 1,55 1
F4 972 0,47 1,02 1
F5 965 0,35 0,74 1
F6 960 0,31 0,56 1
F7 956 0,26 - 1
0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0 3,5 4,0 4,50
20
40
60
80
1 0 0
1 2 0
1 4 0
1 6 0
F7F6F5F4F3F2F1
Etapa de Desbaste
Etapa de AcabamentoT
en
são
Eq
uiv
ale
nte
(M
Pa
)
Deformação Equivalente
(a) (b)
56 84
0
2 5 0
5 0 0F1
Ta
xa
de
en
cru
am
en
to (
MP
a)
50 75
F2
60 90
F3
68 1 0 2
F4
75 1 0 0
0
2 5 0
5 0 0F5
84 98
F6
Tensão Equivalente (MPa)96 1 0 2
- 3 5
0
35 F7
84 98
U n i ã o e n t r e o s
p a s s e s F 6 e F 7
(c)
Figura 4.67 – Continua na página seguinte.
146
(d)
80 90 100 110 120 130 140 1500
1
2
3
Fre
qüên
cia
(%)
Tamanho de grão (µm)
(e)
Figura 4.67 – Simulação física de uma seqüência de passes típica do processo
de tiras a quente na etapa de acabamento, sendo o amaciamento imposto pela
recristalização dinâmica. (a) curvas de escoamento plástico. (b) valores
impostos aos parâmetros de processamento. (c) variações da taxa de
encruamento com a tensão aplicada. (d) e (e) microestrutura e distribuição dos
tamanhos de grão em amostras resfriadas ao ar após F7.
147
T
(ºC)
ε
(%)
t
(s)
Ý
(s-1)
F1 982 0,60 3,27 1
F2 965 0,47 2,25 1
F3 944 0,43 1,62 1
F4 932 0,34 1,24 1
F5 921 0,33 0,93 1
F6 913 0,28 0,73 1
F7 910 0,19 - 1
0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0 3,5 4,0 4,50
20
40
60
80
100
120
140
160
F7F6F5F4F3F2F1
Etapa de Desbaste
Etapa de AcabamentoT
ensã
o E
quiv
alen
te (
MP
a)
Deformação Equivalente (MPa) (a) (b)
60 90
0
2 5 0
5 0 0F1
68 1 0 2
F2
75 1 0 0
F3
78 1 0 4
F4
84 1 0 5
0
2 5 0
5 0 0
F5
Ta
xa
de
en
cru
am
en
to (
MP
a)
90 1 0 8
F6
Tensão Equivalente (MPa)96 1 0 4 1 1 2
F7
(c)
Figura 4.68– Continua na página seguinte.
148
40 50 60 70 80 900
1
2
3
4
Fre
qü
ên
cia
(%
)
Tamanho de grão (µm)
Figura 4.68 – Simulação física de uma seqüência de passes típica do processo
de tiras a quente na etapa de acabamento, sendo o amaciamento imposto pela
recristalização metadinâmica. (a) curvas de escoamento plástico. (b) valores
impostos aos parâmetros de processamento. (c) variações da taxa de
encruamento com a tensão aplicada. (d) e (e) microestrutura e distribuição dos
tamanhos de grão em amostras resfriadas ao ar após F7.
149
Na Figura 4.62a vê-se que, na etapa de acabamento, a tensão aumenta
com o decréscimo da temperatura durante a seqüência de passes, sugerindo
que não há acúmulo de deformação de um passe para o seguinte. Vê -se na
Figura 4.62c que a taxa de encruamento decresce continuamente com a
tensão aplicada sem alcançar o ponto de inflexão em nenhuma das cinco
deformações indicando que o material se recristaliza estaticamente nos
intervalos entre deformações. A Figura 4.63a mostra que na etapa de
acabamento a curva de escoamento plástico tem a forma típica apresentada
por materiais que recristalizam dinamicamente. E na Figura 4.64 vê -se que no
4o e 5 o passes o controle do processo de amaciamento é determinado pela
recristalização metadinâmica. Assim, nos três experimentos obteve-se o
controle do processo de amaciamento pelo fenômenos metalúrgico como
planejado.
Comparando-se as curvas da taxa de encruamento em função da tensão
aplicada obtidas nesta série de experimentos com as obtidas anteriormente,
por exemplo as do item 4.5, vê-se que as últimas apresentam um nível maior
de ruídos. Este alto nível de ruídos é devido à algumas mudanças realizadas
no equipamento/software e que ainda não haviam sido corrigidas na ocasião da
realização deste experimentos.
Nos experimentos realizados próximos as condições industriais,
observa-se na Figura 4.66 que o material se recristaliza dinamicamente nos
dois primeiros passes e tem -se o controle do amaciamento pela recristalização
estática nos passes finais. Na Figura 4.67 o controle do processo é
determinado pela recristalização metadinâmica e na Figura 4.68 pela
recristalização estática.
De uma forma geral, a distribuição do tamanho dos grãos tende a tomar
formas particulares em cada um dos experimentos. Quando o controle é
determinado pela recristalização estática há uma tendência a uma distribuição
mais normal como mostram as Figuras 4.62g e 4.66e, enquanto que as
recristalizações dinâmica e metadinâmica tende a distribuições mais
espalhadas.
150
5 DISCUSSÃO
Neste trabalho foram aplicadas várias técnicas experimentais,
submetendo amostras a ciclos térmicos e termomecânicos em condições
próximas às do processamento a quente, medindo e observando o
comportamento de um aço livre de intersticiais. Amostras foram reaquecidas
até temperaturas típicas da etapa de encharque do processamento industrial,
deformadas isotermicamente e em resfriamento contínuo e resfriadas até a
temperatura ambiente. Este conjunto de experimentos visou investigar alguns
fenômenos característicos do processamento a quente desses aços, ou seja:
os processos de endurecimento e de amaciamento que atuam na austenita e
na ferrita durante seqüências de passes, a redução do teor de elementos em
solução sólida intersticial através da formação de precipitados, e a evolução
das temperaturas de início e fim de transição de fase com aplicação de
seqüências de deformações. A seguir discutir-se cada um destes tópicos
separadamente.
5.1 Temperaturas de Início e Fim de Transição de Fase
Para analisar a evolução das temperaturas de transição de fase com
condições de processamento pode-se comparar os resultados obtidos nos
ensaios de dilatometria com os de torção. No primeiro caso, as amostras são
reaquecidas e resfriadas continuamente até a temperatura ambiente, enquanto
que nos ensaios de torção são submetidas à deformações durante o
resfriamento. Tendo em mente que, para as condições impostas neste
trabalho, a transformação de γ→α ocorre por nucleação e crescimento, ou seja:
controlada por difusão [81], as temperaturas de transformação dependem a
taxa de resfriamento imposta e da energia armazenada pela deformação
plástica [82].
151
Como uma referência para a análise dos dados experimentais, tomam-
se como temperaturas de transição de fase do aço IF em condição de equilíbrio
as indicadas no diagrama ferro-carbono da Figura 2.1, considerando que o aço
tem 30 ppm de carbono. Para estas condições, a transformação da austenita
em ferrita inicia-se em 910°C e se completa em 885°C. Estes valores,
juntamente como os valores medidos em experimentos em diferentes
condições, mas sempre com taxa de resfriamento de 2 °C/s, estão
apresentados na Tabela 5.1.
Tabela 5.1 - Valores das temperaturas de início e fim de transformação
medidos experimentalmente e em condições de equilíbrio.
T (°C)
Experimentos Ar3 Ar1
Dilatometria (Tabela 4.1) 896 872
Ensaios isotérmicos (Figuras: 4.6, 4.7 e 4.8) > 900 > 860
Múltiplos passes com tempo de espera de 15 s (Figura 4.45) 907 870
Múltiplos passes com tempo de espera de 7 s (Figura 4.46) 906 -
Múltiplos passes com tempo de espera de 7 s (Figura 4.47) 903 886
Múltiplos passes com tempo de espera de 3 s (Figura 4.49) 900 -
Múltiplos passes com tempo de espera de 3 s (Figura 4.50) 903 887
Múltiplos passes com tempo de espera de 1 s (Figura 4.55) 899 -
Equilíbrio (Figura 2.1) 910 885
A Tabela 5.1 indica que os maiores níveis das temperaturas de início e
fim de transformação são encontrados nas condições de equilíbrio, e os
menores níveis são os medidos nos ensaios dilatomêtricos . Todavia, antes de
fazer uma análise destes resultados é conveniente avaliar os erros
experimentais característicos dos ensaios. Como ponto de partida, pode-se
tomar os ensaios realizados com deformações múltiplas em resfriamento
contínuo mostrados na Figura 4.50. A 903°C, passe 2, a curva de escoamento
plástico tem a forma típica apresentada pela austenita. No passe seguinte há
uma queda acentuada da TME indicando que já iniciou-se a formação de
152
ferrita. Como a taxa de resfriamento utilizada foi de 2 °C/s e o tempo entre
passes de 3 segundos, pode-se inferir que a transformação iniciou-se entre
903°C e 897°C. Da mesma forma, a transformação de fase se completa na
faixa de temperaturas entre 887°C e 881°C.
As Figuras 4.6 a 4.8 indicam que, quando o aço é deformado
isotermicamente a 900°C após um tempo de espera de 1 minuto, a curva de
escoamento plástico tem a forma e apresenta níveis de tensão característicos
da fase austenítica. Aumentando-se o tempo de espera observa-se uma queda
acentuada do nível de tensões, indicando que ocorre o início da transformação
de fase. Aumentando-se a temperatura, 910°C, tem-se uma queda no nível de
tensão, porém a curva mantém a forma típica da fase austenítica. Assim, pode-
se inferir que a temperatura de início de transformação está no intervalo entre
900-910°C. De forma similar, vê-se que a 850°C e 860°C a transformação de
fase já se completou, podendo ainda estar em curso em 870°C. Tendo em
mente que nos ensaios isotérmicos o erro experimental é de ± 3°C, pode-se
inferir que o valor da temperatura de transformação para longos tempos de
espera se aproxima dos obtidos em condições de equilíbrio.
Levando em conta os desvios inerentes aos métodos experimentais,
pode-se afirmar que os resultados obtidos indicam que os níveis mais baixos
das temperaturas de início e fim de transformação são os encontrados em
resfriamento contínuo. Os valores intermediários são os encontrados quando
da aplicação de seqüência de deformações em resfriamento contínuo, e os
valores máximos quando os ensaios são realizados em condições próximas às
de equilíbrio.
Considerando que a transformação γ→α , para as condições impostas
neste trabalho, ocorre por nucleação e crescimento, tem -se que os resultados
obtidos são como esperado. Quando uma nova fase formou-se dentro de uma
fase-mãe, interfaces são formadas entre as duas fases. A criação de interfaces
aumenta a energia livre do sistema. Além disso, a nova fase pode ter um
volume molar diferente da fase-mãe, gerando distorções elásticas e aumentado
a energia interna por unidade de volume. Tanto o aumento da energia
interfacial quanto da energia de deformação competem com o decréscimo de
153
energia livre do volume devido à transformação de uma fase menos estável, na
medida em que a temperatura é decrescida abaixo da temperatura de
transformação. Assim, quando em resfriamento contínuo, a temperatura de
transformação decai antes que formem os primeiros núcleos. Com a aplicação
de deformações, a energia por unidade de volume aumenta, acelerando o
processo de transformação de fase.
5.2 Precipitação
O baixo nível de elementos intersticiais e a formação de textura de
recozimento {111} conferem aos aços IF excelentes características de
estampabilidade [4 e 83]. Durante a laminação a quente, o nível de elementos
intersticiais tais como carbono, enxofre e nitrogênio, que não foram removidos
na aciaria, podem ser reduzidos combinados com elementos estabilizadores.
Em aços estabilizados pelo Ti, este elemento combina com o nitrogênio antes
de formar compostos com o carbono e enxofre. Evidências da formação de
precipitados destes tipos foram observados nos ensaios isotérmicos com duas
deformações, ver Figuras 4.23 a 4.25. Nos ensaios realizados a 1050°C e a
1000°C, o parâmetro de amaciamento aumenta com o tempo de espera de
forma sigmoidal, indicando que o amaciamento após a primeira deformação se
completa com a recuperação e a recristalização da estrutura deformada no
primeiro passe [79 e 80]. Em 950°C, 920°C e 900°C as curvas assumem uma
forma algo diferente; apresentam um patamar, indicando que o processo de
amaciamento é interrompido em um determinado intervalo de tempo. A
literatura [70, 80 e 84] tem identificados patamares com os formados a 920°C e
900°C como sendo conseqüências da precipitação induzida por deformação.
Observado as curvas de escoamento plástico das Figuras citadas, notam-se
algumas diferenças entre estas curvas e as descritas na literatura [40 e 84].
Neste caso, tem-se um aumento da tensão no recarregamento após a primeira
deformação, para tempos de espera curtos. O aumento da resistência no
154
intervalo entre passes sugere a predominância de mecanismos de
endurecimento sobre os de amaciamento.
As observações microestruturais realizadas utilizando técnicas de
microscopia eletrônica confirmam a presença de precipitados neste aço.
Observações realizadas com MEV em amostras reaquecidas até a temperatura
de encharque e deformadas a 1200°C, 1100°C e 1000°C detectaram partículas
com diferentes formas e composições químicas. A Figura 4.31 mostra uma
partícula com tamanho próximo a 500 nm composta com TiS e Ti4C2S. A Figura
4.35 mostra uma partícula de TiS com forma de bastão com diâmetro médio
em torno de 200 nm e a Figura 4.37 indica a formação de TiS sobre uma
partícula de TiN. Os precipitados observados representam partículas que se
formaram em etapas anteriores e não foram dissolvidos no reaquecimento.
Observações realizadas em amostras submetidas a deformações de 0,2
a 920°C com MET, utilizando a técnica de réplica de extração, mostra um
conjunto de partículas similares às observadas anteriormente por MEV. Estas
partículas têm tamanho da ordem de 200 - 500 nm, ver Figura 4.41, e não
devem inibir os processos de restauração no intervalo entre passes. Para
investigar a presença de precipitados menores, foram realizadas observações
com MET através da técnica de lâminas finas em amostras temperadas após
0,5 e 20 segundos, após deformações de 0,2 a 920°C. As fotomicrografias
apresentadas nas Figuras 4.39, 4.40b e 4.43a indicam a presença de
precipitados finos, com tamanho da ordem de 10 nm, uniformemente
distribuídos na matriz. A literatura [36 e 40] tem mostrado de forma incisiva que
precipitados com tamanhos próximos aos observados ancoram discordâncias,
retardando a processo de recuperação e consequentemente a recristalização
estática após a deformação a quente.
Como observado acima, as curvas que representam a evolução do
parâmetro de amaciamento com o tempo, para o aço em estudo, têm algumas
características próprias, como a existência de valores negativos para o
parâmetro de amaciamento. Numa tentativa para analisar este comportamento,
construiu-se um gráfico colocando junto curvas que representam ensaios
realizados no campo austenítico, como mostrado na Figura 5.1.
155
0,1 1 10 100 1 0 0 0-60
-40
-20
0
20
40
60
80
100
1050 oC
1000 oC
9 5 0 oC
9 2 0 oC
Pa
râm
etr
o d
e a
ma
cia
me
nto
(%
)
Tempo (s)
Figura 5.1 – Variação do parâmetro de amaciamento em função do tempo para
o aço IF em várias temperaturas no campo austenítico.
As curvas obtidas dos ensaios realizados a 1050°C e 1000°C descrevem
o comportamento típico de materiais que amaciam -se por recuperação e
recristalização estática no intervalo entre passes. A 950°C a curva tem, ainda,
a forma sigmoidal para o parâmetro de amaciamento, mas apresenta valores
negativos. Estes valores negativos indicam o endurecimento do material.
Associando este fato à presença de precipitados finos, pode-se inferir que a
cinética de precipitação é suficientemente rápida, ocorrendo antes que a
recuperação estática tenha avançado significativamente, mantendo assim a
subestrutura de discordâncias. A 920 °C, o endurecimento por precipitação é
significativo após 0,5 segundo, porém, logo a seguir, é contrabalançado pelo
amaciamento, que prevalece até 5 segundos, quando deve iniciar a
recristalização estática. O patamar é uma indicação clara que a recristalização
é retardada pelos precipitados presentes.
Com o objetivos de obter mais informações sobre a interação
precipitação-restauração, foram realizados alguns experimentos
complementares. A Figura 5.2 mostra curvas de escoamento plástico de uma
amostra que foi ensaiada a 920°C com taxa de deformação de 1 s-1. Este
experimento pode ser separado em três etapas. Na primeira etapa a amostra
156
foi ensaiada com 4 passes consecutivos (P1, P2, P3 e P4) com deformação de
0,2 e tempo de espera iguais a 0,5 segundo. A segunda etapa foi realizada na
mesma amostra após 10 minutos de espera, com deformações (P5, P6, P7 e
P8) iguais às da primeira etapa. A terceira etapa foi realizada com uma única
deformação após 10 minutos de espera após o quarto passe da segunda
etapa.
0 ,0 0 ,2 0 ,4 0 ,6 0 ,80
20
40
60
80
100
120
140
160
180
P 4P 3Te
ns
ão
Eq
uiv
ale
nte
(M
Pa
)
0 ,8 1 ,0 1 ,2 1 ,4 1 ,6
P 8P 7P 6P 5
Deformação Equivalente
1 ,6 2 ,0 2 ,4 2 ,8 3 ,2
σr
σd
P 9P 2P 1
Figura 5.2 - Curvas de escoamento plástico obtidas a 920°C com taxa de
deformação de 1 s-1. Os tempos entre passes: P1 e P2, P2 e P3, P3 e P4, P5 e
P6, P6 e P7, P7 e P8 foram de 0,5 segundo.
Observa-se claramente na Figura 5.2 o endurecimento por precipitação
entre os passes P1 e P2, e entre P5 e P6. Nos demais intervalos entre passes,
prevalecem os mecanismos de amaciamento, tornando-se mais marcantes
entre os passes P6 e P7 e P7 e P8. Este decréscimo no efeito endurecimento
dos precipitados pode estar associado ao esgotamento de carbono e enxofre
com o prosseguimento da seqüência de deformações.
157
5.3 Processos de Amaciamento que Atuam Durante a Deformação a
Quente
5.3.1 Durante a Deformação Isotérmica
A referência básica para a análise dos mecanismos operantes em cada
etapa do processamento utilizada neste trabalho é a forma das curvas de
escoamento plástico. Assim, inicialmente deve-se olhar com mais cuidado a
forma das curvas de escoamento plástico apresentados pela austenita e pela
ferrita durante a deformação em condições isotérmicas e com taxa de
deformação constante.
A curva de escoamento plástico da austenita tem a forma típica
apresentada por materiais que se recristalizam dinamicamente. A tensão
aumenta continuamente com a deformação até um máximo e, em seguida,
decresce até um estado estacionário. Enquanto que na ferrita, a tensão
aumenta continuamente até o estado estacionário; comportamento típico de
materiais que apenas se recuperam dinamicamente. A Figura 5.3 mostra,
conjuntamente, algumas curvas obtidas no campo ferrítico e algumas obtidas
no campo austenítico. Além da diferença causada pelo pico de tensão na
austenita, vale observar que a etapa inicial das curvas também tem algumas
peculiaridades; a taxa de encruamento na ferrita decai mais rapidamente com a
tensão aplicada do que na fase austenítica, ver também as Figuras 4.10 e 4.13.
A evolução microestrutural na fase austenítica é bem conhecida: geração de
discordâncias na etapa inicial, com rearranjo e formação de núcleos ao atingir a
deformação crítica, seguida pela recristalização dinâmica [11]. Na ferrita
todavia, a evolução microestrutural é algo diferente. A seqüência de
fotomicrografias apresentada nas Figuras 4.14 a 4.20 mostra formação de
microbandas, inicialmente em uma única direção em cada grão, embora possa
ter direção diferente em grãos vizinhos. Aumentando-se a deformação, estas
linhas se interceptam, formando pequenas regiões isoladas. Alguns
pesquisadores [76 e 77] têm identificados através de observações com MET
que as microbandas são regiões de alta densidade de discordâncias, que com
158
o prosseguimento da deformação, transformam -se numa subestrutura de
subgrãos.
Também vale observar na seqüência de fotos citadas acima que, em
grandes deformações, tem -se uma microestrutura formada por pequenos
grãos/subgrãos. Para afirmar com certeza, se são grãos ou subgrãos, torna-se
necessário medir a desorientação entre eles; tarefa esta que está fora do
escopo deste trabalho. Todavia, alguns pesquisadores [85 e 86] sugerem que
durante a deformação da fase ferrítica tem-se a formação de subgrãos, que
com o prosseguimento da deformação se desorientam, transformando-se em
grãos através de um processo conhecido como recristalização dinâmica
contínua.
Associando a evolução microestrutural às diferentes observadas nas
taxas de encruamento na etapa inicial das curvas de escoamento plástico,
pode-se inferir que, embora ambas as fase encruem, isto se dá de forma
diferente. Poliak e Jonas [87] sugerem que atingir a deformação crítica é uma
condição necessária para iniciar a recristalização dinâmica, porém não
suficiente. Para iniciar a recristalização dinâmica é necessário, também, que os
processos dissipativos de energia armazenada tenham um valor crítico. Na
ferrita, o processo de recuperação dinâmica é suficientemente efetivo,
dissipando parte da energia armazenada, não deixando alcançar o valor crítico
para o início da recristalização dinâmica.
159
0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0 3,5 4,00
20
40
60
80
100
120
140
160
180
200
850 oC
800 oC
750 oC
1000 oC
950 oC
900 oC
Ten
são
Equ
ival
ente
(MP
a)
Deformação Equivalente
Figura 5.3 – Algumas curvas de escoamento plástico obtidas em ensaios
realizados no campo austenítico e no campo ferrítico, mostradas nas Figuras
4.3a e 4.3b.
A Figura 5.3 sugere também, que tanto para a austenita como para a
ferrita, variações similares nos níveis de tensão são obtidos conforme a
temperatura de ensaio é alterada. Os resultados dos cálculos das energias de
ativação aparente para a deformação a quente das fases austenítica (Q = 297
kJ/mol) e ferrítica (Q = 288 kJ/mol) confirmam que as variações de tensão
aplicada com a taxa de deformação e com a temperatura são próximas nas
duas fases, embora estas apresentem níveis de tensão distintos; a austenita e
significantemente mais resistente que a ferrita.
5.3.2 Durante Seqüências de Deformações
Em uma seqüência de passes, como ocorre na laminação a quente, os
aços são submetidos a uma série de deformações consecutivas, com um
determinado tempo de espera entre cada uma dessas deformações.
Inicialmente, grãos equiaxiais são deformados, encruados e amaciados
160
dinamicamente até certa extensão, podendo restaurar estaticamente e crescer
no intervalo entre passes, gerando a microestrutura inicial para o passe
seguinte. Assim, em uma seqüência de deformações, a evolução
microestrutural acontece de forma cíclica, repetindo-se a cada unidade de
processamento termomecânico, que consiste em uma deformação individual
mais o tempo de espera até o passe seguinte.
Tomando como referência o conceito de unidade de processamento
termomecânico, faz-se a seguir a avaliação dos mecanismos de endurecimento
e de amaciamento que atuam durante uma seqüência de deformações
realizada. O experimento selecionado é o representado na Figura 4.45. Neste
experimento foram aplicadas 21 deformações consecutivas, com tempo de
espera entre passes de 15 segundos e taxa de resfriamento de 2 °C/s, sendo 9
deformações no campo austenítico, 10 na região ferrítica e duas na região
intercrítica. O passe zero foi realizado a 1200°C, visando refinar e
homogeneizar a microestrutura inicial, não sendo objeto desta análise. A região
de transição de fase é representada por uma queda brusca no nível de tensão;
a austenita é mais resistente que a ferrita.
As curvas de escoamento plástico que representam os oito passes
realizados na fase austenítica indicam dois comportamentos distintos. Nos
quatro primeiros passes, observam -se pontos de inflexão nas curvas que
descrevem a variação da taxa de encruamento em função da tensão aplicada,
enquanto que nos quatro seguintes não há evidências do início da
recristalização dinâmica, indicando que durante a deformação tem -se o
encruamento e a recuperação dinâmica. Estas observações são consistentes
com os resultados obtidos nos ensaios isotérmicos. A Tabela 4.4 indica que a
deformação crítica para o início da recristalização dinâmica no ensaio realizado
a 1100°C com taxa de 1 s -1 é igual a 0,3, confirmando a observação feita aqui,
uma vez que o quarto passe foi realizado em temperaturas próximas a 1100°C,
com deformação de 0,3. Assim, nos quatro primeiros passes a recristalização
inicia durante a deformação, no intervalo entre deformações tem -se a
recristalização metadinâmica e a recuperação estática seguida da
recristalização estática.
161
Mais evidências das observações feitas acima podem ser obtidas
observando-se a curva TME x 1/T da Figura citada. A região austenítica é
representada por duas retas com transição no quarto passe, indicando que há
alterações nos mecanismos que atuam nas duas regiões. A literatura tem
observado resultados similares [88] associando esta variação da inclinação das
retas a ocorrência ou não da recristalização dinâmica.
Na região ferrítica, as curvas de escoamento plástico indicam um
comportamento similar em todas as deformações realizadas. A taxa de
encruamento decai continuamente com a tensão aplicada sem indicar a
presença de pontos de inflexão. Como esperado, durante as deformações tem-
se o encruamento seguido da recuperação dinâmica. No intervalo entre
passes, o material é amaciado pela recuperação estática seguida da
recristalização estática. A curva TME x 1/T é representada por uma única reta,
sugerindo que o amaciamento se completa nos intervalos entre passes.
Análise similar a descrita acima pode ser feita para todos os
experimentos realizados. Aumentando-se o tempo de espera entre passes, 38
segundos, tem -se um comportamento similar ao descrito acima para tempos de
espera entre deformações de 15 segundos, como mostra a Figura 4.44. Na
região austenítica tem-se o início da recristalização dinâmica no primeiro passe
e na região ferrítica o material apenas se recupera dinamicamente.
Diminuindo-se o tempo de espera entre passes, o início da
recristalização dinâmica prevalece nas deformações realizadas na austenita
em temperaturas maiores que 1100°C. Em temperaturas menores, em alguns
passes observa-se o início da recristalização dinâmica, enquanto que outros
não exibem o ponto de inflexão na curva da taxa de encruamento em função da
tensão aplicada. Comportamento deste tipo pode ser observado para tempos
de espera iguais a 3 segundos, como mostra a Figura 4.49. Nos primeiros seis
passes, não há evidências do início da recristalização dinâmica. Porém, no
sétimo passe isto é bastante claro. Esta deformação foi realizada em uma
temperatura próxima a 980°C. A Tabela 4.4 indica que a deformação crítica
para o início da recristalização dinâmica a 1000°C com taxa de 1 s-1 é igual a
0,41. Assim, como o tempo de espera entre passes é curto, o amaciamento
162
entre passes não se completa, acumulando para a deformação seguinte, de
forma que no sétimo passe tem-se uma deformação maior que a crítica para o
início da recristalização dinâmica.
O acúmulo de deformação de um passe para o seguinte torna-se mais
evidente em intervalos entre passes mais curtos. Com tempos iguais a 1
segundo, obtém-se o início da recristalização dinâmica em todos as
deformações realizadas até temperaturas próximas a 1000°C, e combinações
de passes com e sem o início da recristalização dinâmica em toda a extensão
austenítica, até o início da transição de fase, ver Figuras 4.51 a 4.57.
Com tempos de espera iguais 0,5 segundo, o acúmulo de deformação
de um passe para o seguinte passa a ser a etapa controladora do processo de
amaciamento. As Figuras 4.58 a 4.60 mostram que os conjuntos de curvas de
escoamento plástico assumem a forma característica da curva de escoamento
plástico de materiais que se recristalizam dinâmica, ocorrendo a recristalização
dinâmica em quase todos as deformações realizadas. Vale apenas observar
que nos passes 9 e 10 da Figura 4.58 e 5 e 6 da Figura 4.59, as curvas da taxa
de encruamento indicam que a recristalização dinâmica se completa durante as
deformações.
Na ferrita, também observa-se o acúmulo de deformação de um passe
para o seguinte em seqüências realizadas com tempos de espera curtos. Com
tempos iguais a 1 segundo, a TME decresce conforme a seqüência de
deformações evolui do segundo para o nono passe, embora a temperatura
esteja diminuindo continuamente, ver Figuras 4.57. Com tempos de espera
menores, 0,5 segundo, o acúmulo de deformação de um passe para o seguinte
torna-se dramático, sugerindo a recristalização dinâmica da ferrita, como pode
ser visto no sétimo e oitavo passes da Figura 4.61.
Resumindo as observações feitas acima, pode-se afirmar que, na
austenita, tem -se o início da recristalização dinâmica quando o aço IF é
deformado em seqüências de passes com longos tempos de espera entre
deformações em altas temperaturas. E em temperaturas menores que 1100°C,
o amaciamento dinâmico ocorre apenas por recuperação dinâmica para
amostras deformadas com ε = 0,3 e taxa igual a 1 s-1. Diminuindo-se o tempo
163
de espera entre passes, o acúmulo de deformação de um passe para o
seguinte faz com que ocorra a recristalização dinâmica em temperaturas
menores, até que com tempos de espera entre passes iguais a 0,5 segundo, o
processo de amaciamento passe a ser controlado pela recristalização
dinâmica.
Baseado nas informações descritas acima, projetou-se seqüências de
deformações visando o controle do amaciamento pela recristalização estática
entre passes, pela recristalização dinâmica e pela recristalização
metadinâmica. A Figura 4.62 indica que quando o acabamento é realizado na
faixa de temperaturas entre 1077°C e 957°C com tempos de espera de 5
segundos, o amaciamento é controlado pela recristalização estática. Na Figura
4.63, vê-se que com tempos curtos entre passes, o amaciamento é
determinado pela recristalização dinâmica, e na Figura 4.64 pela recristalização
metadinâmica nos dois últimos passes.
Toda a análise realizada baseia-se no fato que ao impor uma
deformação tem -se, inicialmente, o encruamento do material. Estando o
material em altas temperaturas, tem -se a eliminação de discordâncias pelos
processos dinâmicos de amaciamento durante a deformação e pelos estáticos
nos intervalos entre passes. Todavia, além do encruamento, pode-se aumentar
a resistência do material nas seqüências de deformações pela atuação de
outros mecanismos de endurecimento. Vale observar na Figura 4.63 que entre
os passes F1 e F2 há um aumento da tensão. Como discutido anteriormente, a
formação de precipitados finos retarda o processo de recuperação estática.
164
6 CONCLUSÕES
A aplicação de várias técnicas experimentais à amostras de um aço IF
permitiu investigar os mecanismos de endurecimento e de amaciamento que
atuam em condições próximas às do processamento industrial.
Como esperado, os resultados experimentais obtidos indicam que os
níveis mais baixos das temperaturas de início e fim de transformação são os
encontrados em resfriamentos contínuo. Os valores intermediários são os
encontrados quando da aplicação de seqüências de deformações em
resfriamento contínuo, e os valores máximos quando os ensaios são realizados
em condições próximas às de equilíbrio.
As curvas que descrevem a evolução do parâmetro de amaciamento em
função do tempo de espera após a deformação, realizadas em temperaturas
menores que 950°C, assumem valores negativos para curtos tempos de
espera. Associando este fato à presença de precipitados finos, pode-se inferir
que a cinética de precipitação é suficientemente rápida, ocorrendo antes que a
recuperação estática tenha avançado significativamente, mantendo assim a
subestrutura de discordância.
Em baixas temperaturas no campo austenítico, a precipitação de
partículas finas de TiS/Ti4C2S2 no intervalo entre deformações retarda o
processo de recristalização estática, como indicado pela presença de um
patamar na curva de amaciamento.
O comportamento plástico da austenita e da ferrita, com composições
químicas similares, apresenta algumas particularidades. O pico de tensões nas
curvas de escoamento plástico é uma conseqüência da recristalização
dinâmica da austenita. Maiores dec aimentos da taxa de encruamento com a
tensão aplicada podem ser associados à maiores taxas de recuperação da
ferrita.
Não é observado o processo de nucleação de novos grãos na ferrita
durante a deformação a quente, indicando que o amaciamento se dá por
recuperação dinâmica, podendo ocorrer a formação de novos grãos após
165
grandes deformações através do processo de recristalização dinâmica
contínua.
Na austenita, tem-se o início da recristalização dinâmica quando ao aço
IF é deformado em seqüências de passes com longos tempos de espera entre
deformações em altas temperaturas. Em temperaturas menores que 1100°C, o
amaciamento dinâmico ocorre apenas por recuperação, para amostras
deformadas com ε = 0,3 e taxa de deformação de 1 s-1. Diminuindo-se o tempo
de espera entre passes, o acúmulo de deformação de um passe para o
seguinte faz com que ocorra a recristalização dinâmica em temperaturas
menores, até que com tempos de espera entre passes iguais a 0,5 segundo, o
processo de amaciamento passe a ser controlado pela recristalização
dinâmica.
Em seqüências de passes realizadas na região ferrítica, como esperado,
durante a deformação tem-se o encruamento seguido de recuperação
dinâmica. No intervalo entre passes o material é amaciado pela recuperação
estática seguida da recristalização estática. Todavia, também observa-se o
acúmulo de deformação de um passe para o seguinte em seqüências
realizadas com tempos de espera curtos.
166
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172
ANEXO A
Cálculo da Energia de Ativação
O cálculo da energia de ativação aparente para a deformação a quente é
feito através do ajuste de equações constitutivas que relacionam valores
experimentais da tensão de pico, da temperatura e da taxa de deformação.
Esses parâmetros podem ser ajustados às equações (1, 2 e 3) mostradas
abaixo:
(i) seno hiperbólico
nP
.) (senh A (Q/RT) expå Z σα== (1)
(ii) equação potencial:
/RT)(-Q exp A' = n'.
Pσε (2)
(iii) equação exponencial:
(-Q/RT) exp )( exp A" = .
Pβσε (3)
A metodologia utilizada neste trabalho para ajustar os dados
experimentais à equação 1 é uma variante do método de Uvira e Jonas [1]. Ao
invés de tomar alguns valores arbitrários da constante α, foi utilizado um
método computacional para determinar o valor de α que melhor se ajuste à
equação 1 Este valor é determinado a partir da substituição nessa equação dos
valores de Ý e σp , obtidos experimentalmente para cada temperatura. Com
regressão linear determinam-se valores de n variando o valor de α na faixa de
0,002 até 0,052, com variação de 0,0001 de forma a varrer uma ampla faixa de
valores de α .
Plotando-se os valores dos desvios padrões de n em função de α, para
todas as temperaturas e taxas de deformação impostas, vai existir uma
pequena faixa de valores de α em que a constante n independe da
173
temperatura. O valor de α adequado é o que tem menor desvio padrão de n em
toda a faixa de temperaturas. Com α e n determinados e considerada a
equação 1 com taxa de deformação constante, plota-se o gráfico
Ln(senh(ασP)) em função de 1/T, e através da inclinação média das retas,
obtém-se a energia de ativação aparente Q. A constante A da equação 1 é
determinada reescrevendo esta equação na forma:
(Q/RT) exp = Z.ε , (4)
onde Z é o parâmetro de Zener Hollomon. Plotando-se Ln Z em função de
ln(senh(ασP)), tem-se o valor de A quando senh(ασP) = 1, que corresponde ao
valor da constante A. Existindo em toda faixa de tensão o mesmo
comportamento, isto mostra que a variação da tensão com a taxa de
deformação e temperatura se ajustam à equação seno-hiperbólico e com isto
tem-se o valor da energia de ativação aparente da deformação a quente. Estes
procedimentos foram colocados sob a forma de um programa de
microcomputador [2], mostrado pelo algoritmo esquemático do Quadro 1, em
que entrando com os dados experimentais ( T, Ý e σP) e após processamento
tem-se diretamente os valores de α , n e Q.
1 α = 0,002
2 T = T1
3 Calcular a regressão linear da reta Ln(Ý) x Ln (senh(α σp)
4 Calcular a inclinação da reta do passo (3) e obter (n (T, α)
5 Variar a temperatura
6 Todas as temperaturas foram utilizadas?
7 Se a resposta do passo (6) foi não, então volte para o passo 3
8 Se a resposta do passo (6) foi sim, continue adiante
9 Calcular o valor médio de (n (T, α)
10 Calcular o desvio padrão da média do passe (9), S (n (T, α),α)
11 Variar α
12 α = 0,052
174
13 Se a resposta do passo (12) foi não, então volte para o passo (2)
14 Se a resposta do passo (12) foi sim, então continue adiante
15 Calcular o valor mínimo dos dados de S (n (T, α),α)
16 Obter o valor de n (T, α) correspondente ao valor mínimo do passo (15)
17 Calcular a regressão linear da reta Ln (senh(α σp) x (1/T)
18 Calcular a inclinação (a) da reta do passo (17), a = Qdef / n R
19 Calcular Qdef = a n R
20 Fim
Quadro 1 - Algoritmo utilizado para o projeto do programa para cálculo da
energia de ativação e seus parâmetros.
REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS
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[2] JORGE Jr, A. M. ; Tese de doutorado. Universidade Federal de São Carlos;
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