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UNIVERSIDADE FEDERAL DE SÃO CARLOS CENTRO DE CIÊNCIAS EXATAS E DE TECNOLOGIA PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E

ENGENHARIA DE MATERIAIS

INFLUÊNCIA DAS CONDIÇÕES DE DEFORMAÇÃO NA RECRISTALIZAÇÃO

DINÂMICA DO AÇO MÉDIO CARBONO 38MnSiVS5 MICROLIGADO AO

VANÁDIO

Rialberth Matos Cutrim

São Carlos

2009

ii

UNIVERSIDADE FEDERAL DE SÃO CARLOS CENTRO DE CIÊNCIAS EXATAS E DE TECNOLOGIA PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E

ENGENHARIA DE MATERIAIS

INFLUENCIA DAS CONDIÇÕES DE DEFORMAÇÃO NA RECRISTALIZAÇÃO

DINÂMICA DO AÇO MÉDIO CARBONO 38MnSiVS5 MICROLIGADO AO

VANÁDIO

Rialberth Matos Cutrim

Dissertação apresentada ao

Programa de Pós-Graduação em Ciência

e Engenharia de Materiais como requisito

parcial à obtenção do título de MESTRE

EM ENGENHARIA DE MATERIAIS

Orientador: Prof. Dr. Oscar Balancin

Agência Financiadora: CNPq

São Carlos

2009

DEDICATÓRIA

À minha família, responsáveis por todas as conquistas e alegrias de minha

vida.

VITAE

Engenheiro Mecânico Industrial pelo CEFET – MA (2006)

i

MEMBROS DA BANCA EXAMINADORA DA DISSERTAÇÃO DE MESTRADO DE

RIALBERTH MATOS CUTRIM

APRESENTADA AO PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E

ENGENHARIA DE MATERIAIS, DA UNIVERSIDADE FEDERAL DE SÃO

CARLOS, EM 20 DE AGOSTO DE 2009

BANCA EXAMINADORA:

PROF. DR. OSCAR BALANCIN

ORIENTADOR

PPG-CEM - UFSCAR

PROF. DR. ALBERTO MOREIRA JORGE JR

PPG-CEM - UFSCAR

PROF. DR. FLÁVIO SALGADO POLITI

CEFET - MA

iii

AGRADECIMENTOS

Ao Prof. Oscar Balancin, meu orientador, sem o qual essa pesquisa não seria

possível e cujo apoio foi fundamental em todo o período da pesquisa.

Ao Prof. Alberto Moreira Jorge Jr pelas contribuições durante a pesquisa.

A todos os amigos do Departamento de Engenharia de Materiais (DEMa) da

UFSCar, em especial Henrique, Hudson, Renato, Eden, Içamira pela amizade

sincera e pelos incontáveis momentos de alegria e descontração.

Aos meus pais, Carlos Alberto e Florência, e meu irmão Carlos Wagner,

grandes incentivadores e meu porto seguro em todos os momentos da minha

vida.

A todos meus amigos que torceram por mim e que, direta ou indiretamente,

contribuíram para o êxito deste trabalho.

Aos amigos e ex-professores do CEFET-MA Flávio Politi, Henandes e Kleber

Mendes pelo incentivo dado antes e durante a realização desta pesquisa.

A todos os professores e funcionários do DEMa que também tiveram sua

parcela de contribuição para este trabalho.

Ao CNPq pelo incentivo financeiro.

v

RESUMO

Em alguns processos de conformação, como no forjamento a quente

de peças para a indústria automobilística, certas regiões das peças trabalhadas

sofrem grandes deformações e, em consequência, o material recristaliza

dinamicamente em algumas partes das peças. Por meio de testes de torção a

quente foi investigada a influência dos parâmetros de deformação sobre a

recristalização dinâmica de um aço médio carbono microligado ao vanádio

(38MnSiVS5) utilizado na manufatura de componentes automotivos como

bielas e virabrequins. Foram realizados ensaios isotérmicos variando a

temperatura de ensaio de 900 a 1200ºC e com a taxa de formação de 0,01;

0,1; 1 e 10s-1. Após a deformação, as amostras foram submetidas a dois tipos

de resfriamento: ao ar, onde foi medida a proporção das fases existentes na

microestrutura; e sofreu um resfriamento rápido em água (têmpera), de onde foi

determinado o tamanho médio dos grãos austeníticos (recristalizados

dinamicamente). As curvas de escoamento plástico indicam que o material

recristaliza dinamicamente, e que o tamanho médio dos grãos austeníticos

depende das condições de deformação. A energia de ativação aparente na

deformação a quente encontrada para o material em estudo foi de 358 KJ/mol.

Com resfriamento ao ar observou-se que à medida que se aumentou a

temperatura de ensaio, considerando uma mesma taxa de deformação, houve

uma diminuição na proporção de ferrita pró eutetóide no aço. A aplicação das

equações constitutivas aos dados obtidos das curvas de escoamento plástico

mostrou coerência quando comparadas aos dados encontrados na literatura.

vii

INFLUENCE OF DEFORMATION CONDITIONS ON THE DYNAMIC RECRYSTALLIZATION OF THE MEDIUM CARBON VANADIUM

MICROALLOYED STEEEL 38MnSiVS5

ABSTRACT

In forming processes such as hot forging of components for automotive

industry, certain regions of the worked pieces are subjected to large straining

and, as a consequence, dynamic recrystallization takes place in these points. In

this work, the role of deformation conditions on the dynamic recrystallization of

a medium carbon vanadium microalloyed steel (38MnSiVS5) subjected to large

straining was investigated by means of hot torsion tests. Isothermal tests were

carried out over the strain rate and temperature ranges 0.1s-1 to 10s-1 and

900ºC to 1200ºC. After deformation, the samples were submitted to two cooling

processes: air-cooling, where the existing phases proportions were measured in

the microstructure; and the samples were quenched immediately after

deformation and the average austenitic grains size were measured in order to

analyze the dynamic recrystallized microstructure. The flow stress curves

determined indicated that this steel recrystallized during straining and the

average austenitic grains size observed depends on the straining conditions.

The apparent activation energy on the hot deformation find for the analyzed

material was 358 KJ/mol. With air cooling, it was observed that as the test

temperature were increased, considering the same strain rate, there were a

decrease for the steel proeutectoid ferrite proportion. The application of

constitutive equations to data obtained from the flow stress curves showed

consistency when compared to data find on literature.

ix

SUMÁRIO

Pag.

BANCA EXAMINADORA ................................................................................... I

AGRADECIMENTOS ........................................................................................ III

RESUMO .......................................................................................................... V

ABSTRACT ..................................................................................................... VII

SUMÁRIO ......................................................................................................... IX

ÍNDICE DE TABELAS .................................................................................... Xiii

ÍNDICE DE FIGURAS ..................................................................................... XV

SÍMBOLOS E ABREVIAÇÕES ..................................................................... XXI

1 INTRODUÇÃO ................................................................................................. 1

2 REVISÃO DA LITERATURA ........................................................................... 3

2.1 Simulação Física ........................................................................................... 3

2.2 Ensaio de Torção a Quente .......................................................................... 5

2.3 Fundamentos Metalúrgicos da Deformação a Quente .................................. 7

2.4 Mecanismos de Aumento de Resistência ..................................................... 8

2.4.1 Encruamento .............................................................................................. 9

2.5 Mecanismos de Amaciamento .................................................................... 12

2.5.1 Recuperação Dinâmica ............................................................................ 14

2.5.2 Recristalização Dinâmica ......................................................................... 16

2.5.2.1 Início da Recristalização Dinâmica ....................................................... 22

2.5.2.2 Modelos Matemáticos para a Predição do Comportamento da

Recristalização Dinâmica .................................................................................. 23

2.6 Transformação em Resfriamento Contínuo de um Aço Carbono

Hipoeutetóide .................................................................................................... 26

x

3 MATERIAIS E MÉTODOS ............................................................................ 29

3.1 Composição do Aço ................................................................................... 29

3.2 Máquina de Ensaio de Torção .................................................................... 30

3.3 Ensaios Isotérmicos Contínuos .................................................................. 32

3.4 Análises Microestruturais ............................................................................ 33

3.5 Determinação das Tensões Crítica, de Pico e de Estado Estacionário ...... 34

3.6 Calculo da Energia de Ativação .................................................................. 37

4 RESULTADOS E DISCUSSÕES .................................................................. 39

4.1 Comportamento Mecânico .......................................................................... 39

4.1.1 Determinação das Tensões e Deformações Crítica, de Pico e de Estado

Estacionário ...................................................................................................... 41

4.1.2 Cálculo da Energia de Ativação ............................................................... 52

4.1.3 Relação entre Tensões e Deformações Crítica, de Pico e de Estado

Estacionário ...................................................................................................... 56

4.1.4 Influência das Condições de Deformação (Temperatura de Ensaio e Taxa

de Deformação) nos Parâmetros das Curvas de Escoamento Plástico ........... 58

4.1.4.1 Tensão de Pico ..................................................................................... 68

4.1.4.2 Deformação de Pico ............................................................................. 61

4.1.4.3 Tensão Crítica ...................................................................................... 63

4.1.4.4 Deformação Crítica ............................................................................... 65

4.1.4.5 Tensão e Deformação de Estado Estacionário .................................... 68

4.2 Evolução Microestrutural ............................................................................ 71

4.2.1 Influência das Condições de Deformação no Tamanho de Grão Médio

dos Grãos Recristalizados Dinamicamente ...................................................... 72

4.2.2 Dependência da Proporção de Ferrita com as Condições de Deformação78

4.3 Relação entre o Tamanho do Grão Recristalizado Dinamicamente, a

Tensão de Estado Estacionário e as Condições de Deformação ..................... 81

5 CONCLUSÕES ............................................................................................. 85

xi

6 SUGESTÕES PARA FUTUROS TRABALHOS ............................................ 87

7 REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS .............................................................. 89

ANEXO A ........................................................................................................ 101

xiii

ÍNDICE DE TABELAS

Pag.

Tabela 3.1: Composição do material em estudo. ............................................. 29

Tabela 4.1: Coeficientes para as equações da taxa de encruamento vs. tensão

verdadeira para todas as condições de temperatura e taxa de deformação

estudada. ......................................................................................................... 50

Tabela 4.2: Dados obtidos através dos ensaios isotérmicos contínuos. .......... 52

Tabela 4.3: Tamanho médio dos grãos recristalizados dinamicamente e

proporção de ferrita após resfriamento ao ar. ................................................... 72

Tabela 4.4: Valores reais e calculados das constantes Bγ e kγ além do tamanho

de grão recristalizado Dγ. ................................................................................. 84

xv

ÍNDICE DE FIGURAS

Pag.

Figura 2.1: Ilustração esquemática do ciclo térmico empregado nos ensaios

isotérmicos contínuos. ........................................................................................ 4

Figura 2.2: Dependência da tensão de escoamento plástico com a temperatura

e taxa de deformação. ........................................................................................ 5

Figura 2.3: Representação do estado de tensões atuante na superfície de uma

amostra cilíndrica submetida a um esforço de torção.. ....................................... 6

Figura 2.4: Aço inoxidável austenítico 304 deformado de 900 a 1200°C à taxa

de 5s-1. (a) Curvas de escoamento plástico; (b) Curvas da taxa de encruamento

vs. tensão verdadeira.. ...................................................................................... 11

Figura 2.5: Representação do comportamento da curva θ vs. σ, de uma curva

obtida a 882°C e 1 s-1, para o aço inoxidável austenítico tipo 304. ................. 12

Figura 2.6: Curva tensão-deformação típica de recuperação dinâmica. Primeiro

há um aumento da taxa de deformação, de zero até a taxa imposta ao material.

Depois inicia o escoamento plástico e o encruamento do material. Em seguida

a curva apresenta o estado estacionário onde a geração e a aniquilação de

defeitos possui a mesma taxa.. ......................................................................... 15

Figura 2.7: Representação esquemática da curva de escoamento plástico de

materiais que se recristalizam dinamicamente.................................................. 18

Figura 2.8: Representação esquemática da nucleação de grãos recristalizados

dinamicamente [62]. (a) Distorção caracterizada pela formação de ondulações

acompanhada pela evolução de subcontornos; (b) Contorno de grão

parcialmente cisalhado, conduzindo ao desenvolvimento de deformação local

heterogênea; (c) Protuberância do contorno de grão serrilhado e evolução da

deformação induzindo subcontornos devido ao cisalhamento do contorno de

xvi

grão e/ou rotação do grão, conduzindo a formação de um novo grão

recristalizado dinamicamente. .......................................................................... 19

Figura 2.9: Evolução microestrutural por formação de colares (necklace)

consecutivos, esquematicamente, de acordo com Sellars. (a) Para deformação

abaixo da cε a microestrutura consiste somente de grãos vizinhos sem a

presença de grãos recristalizados dinamicamente; (b) O primeiro colar se forma

nos contornos dos grãos. (c) O segundo colar se forma expandido a

recristalização dinâmica para o interior do grão; (d) e (e) Expansão do volume

de recristalização dinâmica consumindo o interior do grão. (f) Curva de

escoamento correspondente. .......................................................................... 20

Figura 2.10: Esquema da evolução microestrutural caracterizando

recristalização dinâmica. .................................................................................. 21

Figura 2.11: Representação esquemática da transformação de um aço carbono

hipoeutetóide (0,4% C) em resfriamento lento. ................................................ 27

Figura 3.1: Dimensões do corpo de prova. ...................................................... 29

Figura 3.2: Máquina de ensaio de torção a quente. ........................................ 30

Figura 3.3: Forno de radiação infravermelho utilizado para aquecimento das

amostras .......................................................................................................... 31

Figura 3.4: Curva da taxa de encruamento vs. tensão verdadeira para a

compressão a 900°C e 0,01s-1. ........................................................................ 35

Figura 3.5: Derivada da curva θ vs. σ com respeito à tensão verdadeira,

centralizada no ponto de inflexão. O mínimo em –dθ/dσ representa o ponto

crítico. ............................................................................................................... 36

Figura 3.6: Variação do desvio padrão de n com α para o aço carbono

38MnSiVS5. ..................................................................................................... 38

Figura 4.1: Curvas de escoamento plástico do aço carbono 38MnSiVS5

variando a temperatura de ensaio com as seguintes taxas de deformação: (a)

0,01s-1; (b) 0,1 s-1; (c) 1 s-1 e (d) 10 s-1. ........................................................... 40

Figura 4.2: (a) Taxa de encruamento vs. tensão verdadeira para ensaios

realizados a 900 °C e 1s-1; (b) Derivada da curva θ vs. σ mostrando o ponto

mínimo para as mesmas condições de ensaio da Figura 4.2(a). .................... 42

xvii



mínimo para as mesmas condições de ensaio da Figura 4.3(a). ..................... 43



















Figura 4.10: Gráfico do Log da taxa de deformação vs. Ln [senh(α.σP)] para o

aço 38MnSiVS5 apresentando linhas paralelas relacionadas a cada

temperatura ...................................................................................................... 53

Figura 4.11: Gráfico de Ln [senh(α.σP)] vs. (1/T x 104 , K) para o aço

38MnSiVS5 apresentando linhas paralelas relacionadas a cada taxa de

deformação ...................................................................................................... 54

Figura 4.12: Ajuste dos dados à equação do seno hiperbólico ........................ 55

Figura 4.13: Relações entre os valores da tensão de pico, da tensão crítica e

da tensão de estado estacionário. ................................................................... 56

Figura 4.14: Relações entre os valores da deformação de pico, da deformação

crítica e da deformação de estado estacionário. ............................................. 57

xviii

Figura 4.15: Dependência da tensão de pico com a temperatura de deformação

para o aço 38MnSiVS5 .................................................................................... 59

Figura 4.16: Dependência da tensão de pico com a taxa de deformação para o

aço 38MnSiVS5 ............................................................................................... 59

Figura 4.17: Relação entre o pico de tensão e o parâmetro de Zener-Hollomon 60

Figura 4.18: Dependência da deformação de pico com a taxa de deformação

para o aço 38MnSiVS5 .................................................................................... 61

Figura 4.19: Relação entre a deformação de pico e o parâmetro Z de Zener-

Hollomon para o aço 38MnSiVS5 .................................................................... 62

Figura 4.20: Dependência da tensão crítica com a temperatura de deformação

para o aço 38MnSiVS5 .................................................................................... 63

Figura 4.21: Dependência da tensão crítica com a taxa de deformação para o

aço 38MnSiVS5 ............................................................................................... 64

Figura 4.22: Relação entre a tensão crítica e o parâmetro Z para o aço

38MnSiVS5 ...................................................................................................... 65

Figura 4.23: Dependência da deformação crítica com a temperatura e a taxa de

deformação para o aço 38MnSiVS5 ................................................................ 66

Figura 4.24: Relação entre a deformação crítica e o parâmetro Z para o aço

38MnSiVS5 ...................................................................................................... 67

Figura 4.25: Influencia da temperatura e da taxa de deformação na tensão de

estado estacionário ......................................................................................... 68

Figura 4.26: Influencia da temperatura e da taxa de deformação na deformação

de estado estacionário .................................................................................... 69

Figura 4.27: Relação entre σS e Z para o aço 38MnSiVS5 ............................. 70

Figura 4.28: Relação entre εS e Z para o aço 38MnSiVS5 .............................. 71

Figura 4.29: Influência da taxa de deformação no tamanho de grão

recristalizado dinamicamente .......................................................................... 73

Figura 4.30: Microestruturas mostrando os grãos austeniticos obtidos através

de ensaios isotérmicos com as seguintes condições de processamento: (a)

900°C e 0,01s-1; (b) 900°C e 0,1 s-1; (c) 900°C e 1 s-1; (d) 900°C e 10 s-1 .. 74



xix

1100°C e 0,01s-1; (b) 1100°C e 0,1 s-1; (c) 1100°C e 1 s-1; (d) 1100°C e 10 s-1

.......................................................................................................................... 75

Figura 4.32: Influência da temperatura de deformação no tamanho de grão

recristalizado dinamicamente ........................................................................... 76



0,01s-1 e 900°C; (b) 0,01s-1 e 1000°C; (c) 0,01s-1 e 1100°C; (d) 0,01s-1 e

1200°C ............................................................................................................. 77



10s-1 e 900°C; (b) 10s-1 e 1000°C; (c) 10s-1 e 1100°C; (d) 10s-1 e 1200°C .. 78

Figura 4.35: Influência da temperatura de ensaio na quantidade de ferrita ..... 79

Figura 4.36: Microestruturas observadas após resfriamento lento até a

temperatura ambiente mostrando a fase ferrita (clara) e a perlita (escura) sob a

seguinte condição de ensaio: temperatura variando de 900°C a 1200°C e taxa

de deformação constante de 0,01 s-1 ............................................................... 80




de deformação constante de 10 s-1 .................................................................. 81

Figura 4.38: Relação entre o tamanho de grão médio no estado estacionário e

as condições de deformação ........................................................................... 82

Figura 4.39: Relação entre σS e Dγ para o aço 38MnSiVS5 ............................. 83

xxi

SÍMBOLOS E ABREVIAÇÕES A,α,n, – Constantes dependentes do material

A’,B,p,k,m – Constantes do material

A”,B’,C,D – Constantes para um dado conjunto de condições de deformação

CG – Contorno de grão

CP – Corpo de prova

Do – Tamanho de grão inicial

DRX – Recristalização dinâmica

Dγ – Tamanho de grão recristalizado dinamicamente

M – Torque

m’ – Sensibilidade do material à deformação

MO – Microscopia ótica

n’ – Sensibilidade do material ao encruamento

Qdef – Enegia de ativação aparente

R – Contante dos gases

R’ – Raio útil do corpo de prova

R2 – Coeficiente de correlação

T – Temperatura de ensaio

Z – Parametro de Zener - Hollomon

ε – Deformação verdadeira

εC – Deformação crítica

εP – Deformação de pico

εS – Deformação de estado estacionário

θ – Taxa de encruamento

σ – Tensão verdadeira

σ1 – Tensão de tração

σ3 – Tensão de compressão

σC – Tensão crítica

σP – Tensão de pico

σS – Tensão de estado estacionário

τmáx – Tensão cisalhante máxima

1 INTRODUÇÃO

O comportamento da trabalhabilidade a quente de aços é geralmente

refletido nas curvas de escoamento que é uma consequência direta das

mudanças microestruturais envolvendo a geração e o rearranjo de

discordâncias e sua absorção por contornos de grão, ou seja, encruamento,

recuperação dinâmica, e a nucleação e crescimento de novos grãos, chamado

de recristalização dinâmica. Este último é um dos mais importantes

mecanismos de amaciamento a temperaturas elevadas podendo produzir

significativa mudança microestrutural e é reconhecido como uma importante

ferramenta para o controle das propriedades dos materiais durante a

conformação industrial.

A recristalização dinâmica é uma das principais características de

metais com moderada e baixa energia de falha de empilhamento, a qual

começa a operar em uma deformação crítica, εc. Após esta deformação, as

curvas de escoamento apresentam um ponto de pico (tensão de pico, σ P, e

deformação de pico, ε P), o qual é associado à evolução da recristalização

dinâmica, e um amaciamento na curva de escoamento seguido por uma região

de estado estacionário. Nesta região a tensão não mais varia com a

deformação podendo ser considerado como um comportamento de equilíbrio

entre os mecanismos de amaciamento e endurecimento.

As temperaturas e as taxas de deformação impostas durante o trabalho

a quente influem diretamente nos mecanismos de encruamento e de

amaciamento. Quando deformados em altas temperaturas, os materiais

metálicos tendem a restaurar as suas propriedades mecânicas com a

recuperação e a recristalização simultaneamente ao encruamento. Altas taxas

de deformação tendem a retardar os processos dinâmicos de amaciamento,

promovendo uma região com grande encruamento. Com isso, o tamanho de

grão recristalizado dinamicamente e a proporção de ferrita após a deformação,

também sofrem influência dos parâmetros de deformação a quente

(temperatura e taxa de deformação).

2

A deformação ao qual a recristalização dinâmica inicia é de importância

considerável na modelagem da conformação a quente, porém, há uma certa

dificuldade em determiná-la, uma vez que a tensão crítica não se revela de

forma nítida nas curvas de escoamento plástico. Desta forma o único indicativo

da ocorrência de recristalização dinâmica é o pico de tensão.

Neste trabalho, pretende-se investigar a influência das condições de

deformação na recristalização dinâmica do aço médio carbono 38MnSiVS5

microligado ao Vanádio utilizado na fabricação de componentes automotivos

como bielas e virabrequins. Este estudo foi realizado utilizando condições

similares às do processamento industrial através de ensaio de torção a quente

visando:

• Caracterizar o comportamento mecânico do aço 38MnSiVS5 através

de curvas de tensão vs. deformação equivalentes em diferentes condições de

temperatura e taxa de deformação utilizando ensaio de torção a quente;

• Determinar a tensão e a deformação crítica referente ao ponto onde a

recristalização dinâmica começa a operar;

• Correlacionar os parâmetros do trabalho a quente com as variações

microestruturais;

• Determinar e avaliar as várias relações constitutivas que prevêem o

comportamento na deformação a quente.

Para facilitar a compreensão do presente trabalho apresenta-se a

seguir a forma como este foi estruturado. No capítulo 2 serão revistos os

conceitos metalúrgicos e termomecânicos associados ao trabalho a quente e

os principais modelos existentes na literatura. No capítulo 3 serão

apresentados os procedimentos experimentais assim como os métodos

desenvolvidos para todos os cálculos. No capítulo 4 serão mostrados os

resultados obtidos a partir de curvas tensão vs. deformação do aço em estudo,

além da discussão destes resultados e, finalmente, no capítulo 5 as conclusões

deste trabalho.

3

2 REVISÃO DA LITERATURA

2.1 Simulação Física

O estudo dos eventos que ocorrem durante o processamento

metalúrgico pode ser realizado utilizando-se equipamentos industriais, plantas

pilotos ou ensaios de laboratório. A utilização de equipamentos padrões de

produção é adequada para o estudo, porém não é economicamente viável

[1,2]. A impossibilidade, e muitas vezes a inconveniência, de se replicar

fielmente ou em menor escala um processo de fabricação levou ao

estabelecimento da prática da simulação física. Nesta prática, utiliza-se um

corpo de prova de dimensões reduzidas, sobre o qual se impõem ciclos

térmicos, mecânicos ou termomecânicos, que reproduzem fielmente os

parâmetros reais de processamento. O equipamento onde se realiza a

simulação deve ser capaz de variar esses parâmetros de modo a abranger

uma larga faixa de valores. Um aspecto importante da simulação é o registro

simultâneo da resposta do material e a associação desse comportamento aos

parâmetros impostos. Também, a microestrutura do material deve ser

examinada após a simulação.

Embora os ensaios de laboratório como o de tração, compressão e

torção não apresentem geometrias de zona de deformação e interação

ferramenta/material similares aos processos industriais, estes ensaios podem

ser utilizados para o estudo do comportamento dos materiais em condições

similares às das operações industriais [3,4].

Há uma ampla variedade de experimentos que podem ser realizados

com um simulador físico. Com maior frequência, realizam-se ensaios

isotérmicos contínuos, ensaios isotérmicos interrompidos com duas

deformações e ensaios com múltiplas deformações em resfriamento contínuo.

Como neste trabalho foi utilizado apenas os ensaios isotérmicos contínuos,

apenas este será explorado à frente.

4

Com esses ensaios determinam-se as curvas de escoamento plástico

dos materiais em diferentes temperaturas e taxas de deformação [5,6]. Os

corpos de prova são aquecidos até temperaturas de solubilização, resfriados

até a temperatura de ensaio e deformados continuamente até a fratura ou até

níveis pré-determinados. O ciclo térmico empregado pode ser visto na Figura

2.1. A Figura 2.2 mostra os efeitos da temperatura e da taxa de deformação

(condições de deformação) na tensão de escoamento plástico.

Figura 2.1: Ilustração esquemática do ciclo térmico empregado nos ensaios

isotérmicos contínuos.

As curvas de escoamento plástico mostradas na Figura 2.2 indicam que

a tensão aumenta com a deformação até alcançar um pico de tensões e

decresce em seguida até um estado estacionário. Este comportamento é típico

de materiais que recristalizam dinamicamente.

5

Figura 2.2: Dependência da tensão de escoamento plástico com a temperatura

e taxa de deformação. [5]

2.2 Ensaio de Torção a Quente

De uma maneira geral, a trabalhabilidade de um metal é definida como

a capacidade de transformá-lo em um produto final, com uma forma especifica,

sem que o material sofra fratura ou resulte em uma microestrutura indesejável.

Diversos fatores, tais como quantidade de deformação, taxa de deformação,

temperatura de ensaio, etc, afetam a trabalhabilidade do material. Assim

sendo, é interessante que se possa investigar a maneira como os aspectos

metalúrgicos e de processamento afetam o comportamento do material durante

a deformação plástica.

De forma geral, um ensaio para o estudo da trabalhabilidade a quente

deve permitir a determinação da resistência e da ductilidade sob condições de

temperatura, deformação e taxas de deformação similares às utilizadas em

operações industriais.

6

Dentre os vários métodos de laboratório que vêm sendo utilizado para

a simulação física do processamento industrial, o teste de torção a quente tem

sido a técnica preferida para ensaiar e otimizar o comportamento de trabalho a

quente, por causa da não ocorrência de instabilidades geométricas durante a

deformação [1,5-15]. Este tipo de ensaio consiste em aplicar um esforço de

torção em uma das extremidades de um corpo de prova enquanto outra

extremidade permanece fixa sendo que no momento da deformação o material

encontra-se aquecido à temperatura desejada para a realização do ensaio.

Como a geometria do corpo de prova varia muito pouco com a torção,

geralmente grandes quantidades de deformação podem ser impostas ao

material, antes que este sofra fratura.

O estado de tensão atuante na superfície de uma amostra cilíndrica

submetida a um esforço de torção está ilustrado na Figura 2.3. As tensões de

tração (σ1) e de compressão (σ3) são iguais, em magnitude, às tensões

cisalhantes máximas (τmáx), e formam um ângulo de 45° com a direção de

atuação destas tensões, ou seja, com o eixo longitudinal da barra cilíndrica. A

tensão atuante no plano normal ao destas tensões (tensão intermediaria - σ2) é

igual a zero. Embora as tensões não variem ao longo da superfície do cilindro,

tanto as tensões quanto as deformações cisalhantes variam com o raio da

barra, assumindo valores máximos na superfície [16]

Figura 2.3: Representação do estado de tensões atuante na superfície de uma

amostra cilíndrica submetida a um esforço de torção.

7

O ensaio de torção a quente possui grandes vantagens [1,8,9,14,15] e

algumas delas estão listadas abaixo:

• Permite a imposição de elevadas deformações sem que haja formação de

instabilidades mecânicas como a estricção;

• Permite a aplicação de taxas de deformação similares às aplicadas em

escala industrial;

• Permite a observação da evolução microestrutural do material ao longo das

etapas de conformação mecânica, pois é possível realizar o resfriamento

rápido da amostra em qualquer etapa do ensaio.

2.3 Fundamentos Metalúrgicos da Deformação a Quente

De uma forma geral, diz-se que uma liga é submetida a trabalho a

quente quando é deformada em uma temperatura e com uma taxa de

deformação tais que tornam-se operantes mecanismos de amaciamento da sua

micro e subestrutura durante a solicitação mecânica. Isto permite que sejam

atingidos altos níveis de deformação.

Entretanto, para metais e ligas metálicas nas condições de trabalho

mecânico em temperaturas elevadas se manifestam mecanismos de aumento

de resistência e/ou de amaciamento, fazendo com que o comportamento final

destes materiais seja o resultado da competição entre estes dois eventos, com

a ativação térmica desempenhando um papel fundamental nos dois casos.

É de importante relevância a ocorrência de mecanismos de difusão,

que frequentemente se manifestam durante o trabalho a morno e a quente.

Estes mecanismos podem alterar sensivelmente o comportamento esperado do

material, atuando na modificação de suas propriedades mecânicas, isto é,

ductilidade e resistência. O aumento de resistência no trabalho a morno e a

quente deve-se à ocorrência do encruamento e a outras formas de bloqueio de

discordâncias como a precipitação, solução sólida e o ancoramento por

contornos de grão. Os mecanismos de amaciamento dependem, geralmente,

8

da possibilidade da ocorrência de recuperação, na qual ocorrem rearranjos,

aniquilamento e modificações morfológicas em pequena escala nos defeitos

cristalinos (pontuais e lineares) e também da ocorrência de recristalização, na

qual ocorre substancial alteração da subestrutura, sendo capaz de influenciar

na microestrutura.

Um fator que influi fortemente na trabalhabilidade a quente de um

material é a estrutura cristalina presente no processamento. O sucesso do

processamento termomecânico depende do controle dos processos de

amaciamento e encruamento que ocorrem durante a deformação do material

[17,18], bem como da temperatura e da taxa de deformação, pois estes

parâmetros variam durante a deformação, o que por sua vez reflete no

comportamento do material sob processamento.

2.4 Mecanismos de Aumento de Resistência

Uma gama extensiva de propriedades é requerida para aços de

Engenharia, para obterem sucesso tanto tecnologicamente quanto

economicamente. O aumento de resistência no trabalho a morno e a quente

deve-se à ocorrência do encruamento e a outras formas de bloqueio de

discordâncias como a precipitação, solução sólida e o refino de grão.

Os contornos de grão fornecem uma fonte de heterogeneidade para a

estrutura de discordâncias uma vez que eles funcionam como barreiras para o

movimento destas. O efeito de barreira do contorno de grão significa que o

excesso de discordâncias de um dado sinal tende a se acumular de um lado do

contorno, com o excesso de sinal oposto do outro lado. Em condições de

trabalho a quente podem acontecer deslizamentos limitados de contornos de

grão e assim relaxando as constrições impostas pelos grãos adjacentes [36].

Uma vez que a proposta do presente trabalho é deformar o material em

elevadas temperaturas e antes disto deixá-lo em um determinado tempo a uma

dada temperatura (encharque) os precipitados não terão influência durante a

9

deformação já que estes estarão completamente dissolvidos, podendo haver

exceções, por exemplo, nos casos de ensaios a 900°C. [19]

2.4.1 Encruamento

Quando um material é deformado a quente ocorre 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. [20]

Sob o ponto de vista microestrutural, o encruamento é caracterizado

pelo aumento da densidade de discordâncias e pelo tipo de arranjo que estes

defeitos apresentam. O encruamento é tanto maior quanto maior for a

dificuldade das discordâncias móveis caminharem e vencerem os campos de

tensão gerados na rede cristalina pelos outros defeitos anteriormente

armazenados. Quando os materiais são deformados plasticamente,

discordâncias são geradas. Com a continuidade da deformação, as

discordâncias movem-se em seus sistemas de deslizamento. As interações

entre estes sistemas e os contornos de grão ou qualquer obstáculo substancial

bloqueiam o deslizamento e criam empilhamentos. Este bloqueio e a geração

de discordâncias continuam até o estágio onde algumas discordâncias

bloqueadas são capazes de evitar e transpor os obstáculos através de

deslizamento cruzado nos planos de deslizamento cruzado [21-23].

A análise do comportamento mecânico na região de encruamento da

curva tensão vs. deformação (Figura 2.4 a) mostra que a inclinação da curva

define a taxa de encruamento, isto é, estabelece o aumento da tensão para

uma dada variação de deformação. A taxa de encruamento, também

denominada coeficiente de encruamento, é representada por [29,30]:

( )∂

∂σθ = •ε T,ε (2.1)

10

Pelo gráfico da taxa de encruamento em função da tensão aplicada

mostrado na Figura 2.4 b, a taxa de encruamento tende a aumentar com a

diminuição da temperatura [5,31-34]. Neste gráfico, segundo o método

sugerido por Ryan e McQueen [28,29], tem-se que as curvas da taxa de

encruamento para todas as condições de temperatura tendem para um valor

comum (θ0) quando σ=0 e consistem em dois distintos segmentos lineares

[24,26,27,37]. Inicialmente a taxa de encruamento diminui linearmente com a

tensão até onde começa a formação de subgrãos (ε≈0,1) [25]. Com a formação

de subgrãos há um desvio na linearidade, onde a curva θ vs. σ muda para uma

baixa inclinação. Finalmente a curva declina para θ=0, correspondendo à

tensão de pico, σP. O ponto de inflexão da curva, localizado logo após o

segundo seguimento linear, corresponde à tensão crítica (σC) que indica o local

onde a recristalização dinâmica começa a operar. Os detalhes deste método foi

explicado [25,29,30,35] e utilizado [5] em outros trabalhos.

A Figura 2.5 é uma representação gráfica de todos os pontos citados

acima, onde 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), segundo o método citado no parágrafo anterior [28].

11

(a)

(b)

Figura 2.4: Aço inoxidável austenítico 304 deformado de 900 a 1200°C à taxa

de 5s-1. (a) Curvas de escoamento plástico; (b) Curvas da taxa de encruamento

vs. tensão verdadeira. [5]

12

Figura 2.5: Representação do comportamento da curva θ vs. σ, de uma curva

obtida a 882°C e 1 s-1, para o aço inoxidável austenítico tipo 304. [28]

2.5 Mecanismos de Amaciamento

Os mecanismos de amaciamento dependem, geralmente, da

possibilidade da ocorrência de recuperação, na qual ocorrem rearranjos,

aniquilamento e modificações morfológicas em pequena escala nos defeitos

cristalinos (pontuais e lineares) e também da ocorrência de recristalização, no

qual ocorre substancial alteração da subestrutura, sendo capaz de influenciar

na microestrutura.

Quando um material é deformado a quente, ele está sujeito a diversos

processos de restauração (amaciamento), que podem ocorrer durante ou após

a deformação e, além disso, existe a possibilidade da ocorrência de

13

transformação de fase. Durante a deformação estão ocorrendo

concomitantemente endurecimento e amaciamento dinâmico [17,38-44]. O

amaciamento dinâmico pode ser de dois tipos: recuperação dinâmica e

recristalização dinâmica. Após a deformação, ocorrem processos de

restauração e o consequente amaciamento do material. Existem três diferentes

processos que podem ser responsáveis por este amaciamento: recuperação

estática, recristalização estática e recristalização metadinâmica.

O processo de recuperação estática se inicia imediatamente após a

interrupção da deformação. Quando a quantidade de deformação imposta ao

material for menor que a deformação crítica para o inicio da recristalização

estática, o processo de recuperação estática é o único responsável pela

restauração do material [45]. Caso a deformação imposta exceda este valor

critico, o processo de recuperação ocorre somente durante o período de

incubação (que é o tempo necessário para que se formem os núcleos de

recristalização). Após este período de incubação ocorre a recristalização

estática, que pode restaurar completamente o material [46,49,50].

A temperatura, a quantidade e taxa de deformação e as adições de

elementos microligantes alteram a taxa de recuperação estática. Quanto maior

a temperatura de recozimento, maior será essa taxa; quanto maior for a

quantidade e/ou taxa de deformação, mais rapidamente o processo de

recuperação ocorrerá, devido ao aumento da densidade de discordâncias. A

presença de solutos diminui a energia de falha de empilhamento, dificultando a

recuperação [52].

Quando a deformação em altas temperaturas é interrompida durante a

recristalização dinâmica, muitos núcleos ainda estão presentes dentro do

material, alguns contornos de grão estão migrando e existem regiões livres de

discordâncias. Os contornos continuam a migrar e os núcleos a crescer sem a

necessidade de um período de incubação. O processo de amaciamento que

resulta do crescimento destes núcleos é chamado de recristalização

metadinâmica ou pós-dinâmica. A recristalização metadinâmica não necessita

de tempo de incubação devido ao fato de que ela faz uso dos núcleos

formados pela recristalização dinâmica. Consequentemente, a microestrutura

14

de grãos recristalizados dinamicamente está sujeita a uma rápida mudança

depois do descarregamento e isto resulta em um aumento no tamanho de grão

[47-51].

2.5.1 Recuperação Dinâmica

A recuperação dinâmica ocorre durante o processo de deformação. No

inicio da deformação a quente a densidade de discordâncias aumenta. Ao

mesmo tempo, a aniquilação e o rearranjo dessas discordâncias começam a

acontecer. A continuidade da deformação pode levar a dois caminhos: [53,54]

(i) Em materiais com alta energia de falha de empilhamento as

discordâncias parciais podem facilmente se juntar para escalar ou escorregar

transversalmente. Esse processo é responsável pelo aumento na taxa de

aniquilação de discordâncias, o que resulta na diminuição da taxa de

encruamento. Quando a taxa de aniquilação se iguala a taxa de geração de

discordâncias atinge-se um regime estacionário, no qual a tensão torna-se

constante, ou seja, não mais varia com a deformação. Nesse estagio os grãos

estão deformados, mas os subgrãos se tornam constantes em forma e

tamanho. [17,44]

(ii) Em materiais com baixa energia de falha de empilhamento as

discordâncias parciais caminham longe uma das outras e não podem se juntar

facilmente para se aniquilarem. Por isso, os subgrãos possuem contornos mal

delineados e são de pequeno tamanho. A taxa de aniquilação é menor que a

taxa de geração de discordâncias, de forma que um acúmulo de deformação

vai sendo incorporado ao material durante a conformação. A densidade de

discordâncias aumenta rapidamente com a deformação. Quando um valor

crítico é atingido, a recristalização dinâmica começa a operar.

As curvas da Figura 2.6 mostram o formato típico observado em

materiais que recuperam dinamicamente.

15

Figura 2.6: Curva tensão-deformação típica de recuperação dinâmica. Primeiro

há um aumento da taxa de deformação, de zero até a taxa imposta ao material.

Depois inicia o escoamento plástico e o encruamento do material. Em seguida

a curva apresenta o estado estacionário onde a geração e a aniquilação de

defeitos possui a mesma taxa. [55]

Durante os estágios iniciais da deformação há um aumento da tensão

de escoamento devido à multiplicação e interação das discordâncias.

Entretanto, como a densidade de discordâncias se eleva, a força motriz e a

taxa de recuperação aumentam, facilitando o desenvolvimento de uma

microestrutura com contornos de subgrão de baixo ângulo. Quando há o

equilíbrio dinâmico em que as taxas de geração e de aniquilação de

discordâncias são alcançadas, 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

16

subcontornos antigos e formação de novos contornos (repoligonização),

mantendo a densidade de discordâncias constante. Isto é facilitado com

maiores níveis de ativação térmica e maior facilidade de produzir deslizamento

transversal e escalagem fazendo com que o tamanho médio dos subgrãos não

varie com a deformação, sendo dependente da temperatura e da taxa de

deformação. Quanto maior a temperatura e menor a taxa de deformação,

maiores serão os subgrãos que serão formados, com menos discordâncias

arranjadas ordenadamente nos contornos, sendo menor a tensão necessária

para deformar o material. [17,28,56,57]. A escalagem e o deslizamento

transversal são acelerados por um aumento da temperatura.

Consequentemente, a taxa de encruamento é mais baixa em temperaturas

elevadas, isto é, para uma deformação constante a tensão de escoamento

diminui. [55-57].

2.5.2 Recristalização Dinâmica

A recristalização é um processo de amaciamento que ocorre com a

nucleação e crescimento de novos grãos, onde grãos deformados são

substituídos por novos grãos livres de deformação. A diferença de densidade

de discordâncias entre a região deformada e a região não deformada é a força-

motriz de todo o processo. Enquanto a recuperação é responsável por,

aproximadamente, 25% do amaciamento do material, a recristalização pode ser

responsável pelos outros 75%. Isso faz com que ela seja o processo de

amaciamento mais importante na laminação controlada de metais.

Analogamente à cinética de recristalização estática, a recristalização

dinâmica só se inicia após o material ter acumulado uma quantidade mínima de

energia interna, associada à presença de defeitos cristalinos (principalmente

discordâncias). A recristalização ocorre através da eliminação de discordâncias

acumuladas na etapa inicial da deformação, originando grãos cristalinos novos,

17

com baixa densidade de discordâncias e, portanto, passíveis de se encruarem

novamente.

Em metais com média e baixa energia de falha de empilhamento, a

recuperação dinâmica é lenta e permite que a densidade de discordâncias

aumente até um nível apreciável. Quando certa densidade crítica for excedida,

novos grãos serão formados durante a deformação. Isto é definido como

recristalização dinâmica.

A recristalização dinâmica é uma forte ferramenta para o controle da

evolução microestrutural e de propriedades mecânicas durante processamento

industrial [10,58-60,84]. Ela atua quando a recuperação dinâmica não é

suficiente para manter a energia armazenada abaixo de um valor crítico. Esse

valor de energia é aquele necessário para o início da nucleação e é atingido

quando se submete o material a uma deformação crítica, εC [61]. Uma curva com comportamento típico de matérias que recristalizam

dinamicamente é mostrada na Figura 2.7, de onde é possível observar que a

tensão aumenta com a deformação até alcançar um pico de tensões e

decresce em seguida até um estado estacionário. Durante a etapa de

encruamento a densidade de discordâncias aumenta com a deformação até

que a energia crítica necessária para o início da recristalização dinâmica seja

alcançada (σC e εC), iniciando-se o processo de nucleação de novos grãos. A

eliminação rápida de discordâncias com a formação e crescimento de novos

grãos ao redor dos contornos dos grãos originais leva a um pico na curva de

escoamento plástico (σP e εP), seguido de um amaciamento rápido até o estado

estacionário (σ S e εS), quando a tensão não mais varia com a deformação.

Neste estágio, a subestrutura de discordâncias é mantida constante com a

atuação conjunta de mecanismos de encruamento e de restauração.

18

Figura 2.7: Representação esquemática da curva de escoamento plástico de

materiais que se recristalizam dinamicamente. [4]

A recristalização dinâmica de uma estrutura inicial com grãos finos

deformados a alta temperatura e/ou a baixa taxa de deformação é precedida

por flutuações na forma do contorno de grão. Nestas condições, mesmo sob

baixa energia armazenada entre os grãos vizinhos, os grãos recristalizados

dinamicamente podem ser nucleados em protuberâncias de alguns contornos

serrilhados acompanhado com a formação de contornos geometricamente

necessários. Serrilhados e protuberâncias são desenvolvidos, e eventualmente

novos grãos são gerados ao longo dos contornos por deformação induzindo o

mecanismo de formação de subgrãos. Esta explanação foi usada por Miura e

Sakai [62] para descrever a nucleação de novos grãos recristalizados

dinamicamente e pode ser representada graficamente de acordo com a Figura

2.8. Estes autores indicaram que o contorno de grão cisalhado ocorre

frequentemente durante o inicio da deformação a quente, conduzindo à

19

evolução dos contornos de grãos serrilhados com deformação local

heterogênea ao longo dos contornos.

Figura 2.8: Representação esquemática da nucleação de grãos recristalizados

dinamicamente [62]. (a) Distorção caracterizada pela formação de ondulações

acompanhada pela evolução de subcontornos; (b) Contorno de grão

parcialmente cisalhado, conduzindo ao desenvolvimento de deformação local

heterogênea; (c) Protuberância do contorno de grão serrilhado e evolução da

deformação induzindo subcontornos devido ao cisalhamento do contorno de

grão e/ou rotação do grão, conduzindo a formação de um novo grão

recristalizado dinamicamente.

Os sítios preferenciais de nucleação de novos grãos são os contornos

dos grãos com alta densidade de discordâncias e o mecanismo de nucleação

atuante é conhecido como “necklace” (colar). Este mecanismo está

representado na Figura 2.9. Partindo deste principio e considerando o fato de o

20

efeito da recristalização dinâmica na evolução microestrutural no material ser

caracterizado pela substituição dos grãos antigos deformados por novos grãos

livres de deformação, uma forma bem clara de observação deste fenômeno

pode ser vista na Figura 2.10.

Figura 2.9: Evolução microestrutural por formação de colares (necklace)

consecutivos, esquematicamente, de acordo com Sellars [63]. (a) Para

deformação abaixo da cε a microestrutura consiste somente de grãos vizinhos

sem a presença de grãos recristalizados dinamicamente; (b) O primeiro colar

se forma nos contornos dos grãos. (c) O segundo colar se forma expandido a

recristalização dinâmica para o interior do grão; (d) e (e) Expansão do volume

de recristalização dinâmica consumindo o interior do grão. (f) Curva de

escoamento correspondente.

21

Figura 2.10: Esquema da evolução microestrutural caracterizando a

recristalização dinâmica. [64]

Após a nucleação, os grãos formados vão caminhando para o interior

do grão em cujos contornos se originaram. A diminuição de energia livre

causada pela eliminação de defeitos compensa o aumento de energia livre

gerado pela criação de área de contornos de grãos. As bandas de deformação

no interior de grãos e subgrãos também atuam como sítios preferenciais de

nucleação dos novos grãos. Conforme a deformação continua, esses grãos

recém formados são alongados à medida que crescem até atingir um valor

crítico de deformação suficiente para que sejam substituídos por novos grãos

através de nova nucleação e crescimento.

Outro aspecto que caracteriza a ocorrência da recristalização dinâmica

nos contornos de grão é o alto valor do ângulo de desorientação (energia do

contorno). Esta dependência está atribuída à diferença na ocorrência do

deslizamento das discordâncias dos contornos serrilhados e empilhados

seguido pelo desenvolvimento de contornos próximo da subestrutura

22

heterogênea das discordâncias. Assim, os novos grãos recristalizados

dinamicamente são nucleados em protuberâncias dos contornos de grãos

serrilhados podendo ser acelerado por qualquer desenvolvimento de

subcontornos com ângulo moderado abaixo da deformação a morno ou durante

a migração do contorno sob deformação a quente (Figura 2.9) [63].

2.5.2.1 Início da Recristalização Dinâmica

A maior dificuldade experimental em detectar o início da

recristalização dinâmica deve-se ao fato da tensão crítica ( ),c cσ ε não se

revelar nitidamente na curva de escoamento plástica permanecendo lisa antes

e após o ponto crítico. Por esta razão, a presença da tensão de pico ( Pσ ) nas

curvas de escoamento com taxa de deformação constante é considerado

frequentemente como único indicativo confiável da existência de recristalização

dinâmica [61,67]. Quando as curvas não apresentam picos de deformação,

geralmente acredita-se que o único mecanismo de amaciamento operante é o

da recuperação dinâmica. Embora o pico na curva de escoamento seja um

bom indicativo da ocorrência da recristalização dinâmica, ela não fornece

informações sobre o inicio da mesma.

O cálculo das condições críticas para o início da recristalização

dinâmica é de interesse considerável para o modelagem dos processos

industriais [4,35,85]. É dependente da composição química do material, do

tamanho de grão antes da deformação e das condições de deformação

(temperatura e taxa de deformação) [4,26,85]. Diversos pesquisadores têm

proposto relações matemáticas para prever o início da recristalização dinâmica.

Como exemplos, Barnett, Hodgson e colaboradores [86] têm identificado a

deformação crítica para início da recristalização dinâmica usando a cinética da

recristalização estática. Do principio básico do modelo de encruamento por

densidade de discordâncias, Gottstein, Formmert e outros [87] também têm

previsto a deformação crítica para início da recristalização dinâmica.

23

Ryan e McQueen [29,30] sugeriram que o inicio da recristalização

dinâmica pode ser identificado através da inclinação das curvas da taxa de

encruamento (θ) vs. tensão de escoamento (σ), que corresponde a um ponto

de inflexão nesta curva, como descrito o item 2.4.1. A taxa de encruamento

convencional é obtida através da derivada da tensão de escoamento e é dada

como ( )•= ∂ ∂ εθ σ ε . Considerações termodinâmicas mostram que as inflexões

nos gráficos θ vs. σ em aço inoxidável austenítico podem designar o início da

recristalização dinâmica [35]. Isto foi subsequentemente confirmado por

observações em outros materiais [68,69].

Alternativamente, Poliak e Jonas [4,35,85] sugeriram o uso do

mínimo no valor absoluto da inclinação do encruamento −δθ δσ , o qual pode

ser calculado dos dados de θ vs. σ e traçados como uma função da tensão.

Neste trabalho, o mínimo nas curvas −δθ δσ σ.vs (onde ( ) 0δ δθ δσ δσ = ) é

termodinamicamente relacionado ao inicio da recristalização dinâmica.

Seguindo esse caminho, a tensão crítica necessária para o início da

recristalização dinâmica pode ser identificada e sua deformação crítica

correspondente pode ser obtida dos dados da curva σ vs. ε.

2.5.2.2 Modelos Matemáticos para a Predição do Comportamento da Recristalização Dinâmica

Em geral, a deformação plástica pode ser vista como a evolução do

material para seu estado estacionário, estado independente da deformação,

indicando um balanço dinâmico entre o encruamento e os mecanismos de

amaciamento. Este estado corresponde a uma taxa de encruamento nula,

descrito pela tensão e deformação de pico. À taxa de deformação constante,

σs e σP são somente função do parâmetro de Zener-Hollomon ( Z ), onde a

dependência é geralmente referida como uma lei do seno hiperbólico, usada

para determinar a energia de ativação associada à tensão de pico que é

esperada ser igual à energia de ativação para a deformação (Qdef). Várias

24

equações empíricas têm sido propostas para descrever o processo de ativação

térmica da deformação a quente. Uma geralmente aceita é a função do seno

hiperbólico, que relaciona as condições de processamento (taxa de

deformação e temperatura de ensaio) e o esforço aplicado, que é descrita pela

relação generalizada do trabalho a quente proposta por Sellars e Tegart [70]:

( )

nQ• defZ =ε .exp = A sinh α.σ PR.T (2.2)

Nesta equação •ε é a taxa de deformação (s-1), Qdef a energia de

ativação aparente para a deformação a quente, R a constante universal dos

gases (8,31 J/mol K), T a temperatura absoluta (K), A e α são dependentes do

material, e σP é a tensão correspondente.

Partindo desta equação, a derivada parcial possibilita determinar a

energia de ativação aparente que é dada pela seguinte ralação:

( )( )

Pdef

lnsinhα.σQ = n.R

1 •T ε

∂∂

(2.3)

De posse do valor da energia de ativação pode-se determinar o

parâmetro Z. Este parâmetro é constante desde que a taxa de deformação e a

temperatura de ensaio sejam constantes. A tensão de escoamento pode ser

conhecida para muitas temperaturas e taxas de deformação uma vez que Z é

calculado. A interdependência entre os parâmetros de escoamento dão

considerável percepção do mecanismo de deformação, pois a relação

exponencial da temperatura é um indicativo do mecanismo termicamente

ativado e o Qdef indica o tipo de mecanismo. Com os valores de Z pode se

estabelecer relações entre as condições de deformação e pontos importantes

da curva de escoamento plástico como, as tensão e deformação de pico, a

tensão e deformação críticas e de estado estacionário.

25

A tensão de pico (σP) é um valor característico das curvas de

escoamento a quente e é comumente associada como um indicativo da

ocorrência da recristalização dinâmica com uma deformação correspondente,

Pε . As relações entre as deformações de pico e crítica, além da tensão de

pico, com o parâmetro Z, através de resultados obtidos para amostras de cobre

e aços inoxidáveis austeníticos [7,19,34,71-75], são mostradas a seguir:

P P

P P 0p kε = B .D .Z (2.4)

C

C Ckε = B .Z (2.5)

P

P Pmσ = A' .Z (2.6)

onde D0 é o tamanho de grão inicial e os valores de A’, B, p, k e m são

constantes do material sendo que p geralmente assume valore igual a 0,5.

A recristalização dinâmica inicia quando a deformação atinge um valor

crítico ( Cε ), que é menor que o valor da deformação de pico ( Pε ). 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 [58,80,81]:

≅ PCε k.ε (2.7)

Foram estabelecidas, também, equações para relacionar a tensão e a

deformação de estado estacionário e o tamanho de grão recristalizado

dinamicamente (medido no estado estacionário) com as condições de

deformação, como mostradas abaixo [15,27,30,73,75-79] :

26

S

S S.mσ = A' Z (2.8)

S S

0S Skpε = B .D .Z (2.9)

γ

γ γ-kD = B .Z (2.10)

Nestas relações A’, B, m, p e k são constantes e D0 é o tamanho de

grão inicial. Finamente, o tamanho de grão austenítico recristalizado

dinamicamente está relacionado com a tensão de estado estacionário segundo

a equação [15]:

γ

γ γSmσ .D = k (2.11)

onde m e k são constantes do material.

2.6 Transformação em Resfriamento Contínuo de um Aço Carbono Hipoeutetóide

Para entender a transformação em resfriamento contínuo do material

em estudo, considera-se o comportamento de um aço carbono que foi

austenitizado e a seguir resfriado lentamente.

Se uma amostra de um aço carbono com 0,4% C (hipoeutetóide) for

aquecida até aproximadamente 900°C (ponto a na Figura 2.11) durante tempo

suficiente, a sua estrutura transforma-se em austenita homogênea. Em

seguida, se o aço for resfriado lentamente até uma temperatura de

aproximadamente 775°C (ponto b), ocorrem nucleação e crescimento de ferrita

pró-eutetóide, principalmente nos contornos de grão da austenita.

27

Figura 2.11: Representação esquemática da transformação de um aço carbono

hipoeutetóide (0,4% C) em resfriamento lento. [82]

Se esta liga for resfriada lentamente da temperatura b até a

temperatura c, a quantidade de ferrita pró-eutetóide formada continua a

aumentar, até que aproximadamente 50% de austenita tenha se transformado.

Neste caso o teor de carbono da austenita restante aumenta de 0,4 para 0,8%;

este aumento dá-se devido ao fato de a ferrita a que está nucleando e

crescendo nos contornos de grãos austeníticos difundir carbono para os

mesmos [83]. Se as condições de resfriamento lento se mantiverem, a

austenita restante transforma-se isotermicamente à temperatura de 723°C em

perlita, através da reação eutetóide: austenita → ferrita + cementita. A ferrita-α

da perlita chama-se ferrita eutetóide para distinguir da ferrita pró-eutetóide que

se forma inicialmente, acima de 723°C [82].

29

3 MATERIAIS E MÉTODOS

3.1 Composição do Aço

A fim de estudar a influência das condições de deformação na

recristalização dinâmica fez-se uso de um aço médio carbono microligado ao

Vanádio fornecido pela Krupp, denominado 38MnSiVS5, cuja composição

química encontra-se na Tabela 1.

Tabela 3.1: Composição do material em estudo.

C Si Mn S V Al N Cu Ti

0,38 0,62 1,35 0,055 0,11 0,025 0,013 Max 0,01

O aço foi fornecido na forma de pequenas barras com dimensões de

3x3x15cm. As barras de aço foram usinadas para a confecção dos corpos de

prova. A geometria dos corpos de prova utilizados nos ensaios de torção a

quente está mostrada na Figura 3.1. Na realização dos ensaios, uma das

extremidades dos corpos de prova é presa à máquina por uma rosca, enquanto

a outra é encaixada na garra.

Figura 3.1: Dimensões do corpo de prova.

30

3.2 Máquina de Ensaio de Torção

Os ensaios mecânicos foram realizados utilizando-se uma máquina

horizontal de torção a quente computadorizada. Esse equipamento foi

desenvolvido no Departamento de Engenharia de Materiais da Universidade

Federal de São Carlos e pode ser vista na Figura 3.2. Nesta máquina, os

esforços mecânicos são aplicados por meio de um servomotor com velocidade

variável entre 0 e 1000 rpm. Esses esforços são medidos por uma célula de

carga com capacidade máxima de 100 N/m.

Figura 3.2: Máquina de ensaio de torção a quente.

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

extremidade esquerda está o eixo torçor, o qual contém o motor, uma

embreagem, um freio eletromagnético e um dispositivo ótico. Com esse

dispositivo é possível medir o ângulo de rotação e, consequentemente, a

velocidade imposta pela máquina ao corpo de prova. A extremidade direita

possui um movimento de translação que permite a colocação e a retirada do

corpo de prova. A essa extremidade está acoplada a célula de carga.

31

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

deformação, a temperatura e o tempo de espera entre passes. Estes

parâmetros são inseridos por meio de um microcomputador que está

interfaceado à máquina de torção.

O aquecimento e o resfriamento dos corpos de prova foram realizados

utilizando-se um forno de aquecimento por radiação infravermelha com

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

programação e o controle da temperatura durante os ensaios foram realizados

por meio de um controlador marca Eurotherm, que permite a execução dos

ensaios à temperatura constante ou impondo-se diferentes taxas de

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

realizada por meio de um termopar Cromel-Alumel, tipo K, inserido próximo à

parte útil do corpo de prova e conectado ao controlador.

Para proteger os corpos de prova da oxidação foi adaptado um tubo de

quartzo passando pelo eixo longitudinal do forno por onde se fez circula um

fluxo contínuo de gás argônio balanceado com 2% de hidrogênio. Esse tubo

tornou possível fazer têmpera nos corpos de prova sem a necessidade de

retirá-los do forno. A Figura 3.3 mostra o forno utilizado e o tubo de quartzo.

Figura 3.3: Forno de radiação infravermelho utilizado para aquecimento das

amostras.

32

Os resultados dos ensaios mecânicos são fornecidos na forma de

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

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

a deformação equivalente são calculadas, respectivamente, utilizando-se as

seguintes expressões [88]:

( )3Mσ = 3+ m' + n'eq 32πR (3.1)

R'θε =eq 3L (3.2)

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

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

representam a sensibilidade do material à taxa de deformação e ao

encruamento, respectivamente.

3.3 Ensaios Isotérmicos Contínuos

Ensaios isotérmicos fornecem dados sobre o comportamento mecânico

do material. Com esse tipo de ensaio foram determinadas as curvas de

escoamento plástico do material em diferentes temperaturas de onde puderam

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 2.1 mostra esquematicamente o

ciclo térmico utilizado nos ensaios isotérmicos.

Os corpos de prova foram aquecidos até 1200°C e mantidos nesta

temperatura por 5 minutos. A seguir foram resfriados com uma taxa média de 2

°C/s até a temperatura de ensaio e mantidos nesta temperatura por 30s para a

homogeneização do material antes do início da deformação propriamente dita.

As temperaturas de ensaio variaram de 900 a 1200°C em intervalos de 100°C.

33

As taxas de deformação utilizadas foram 0,01; 0,1; 1,0; e 10s-1, para cada uma

das temperaturas impostas nos ensaios. Logo após a deformação, os corpos

de prova sofreram dois tipos de resfriamento: um resfriamento lento ao ar para

a determinação da quantidade das fases existentes e um resfriamento rápido

em água para que pudesse ser determinado o tamanho médio dos grãos

austeniticos e assim relacionar os grãos recristalizados dinamicamente aos

parâmetros de deformação.

3.4 Análises Microestruturais

Antes das amostras serem analisadas, elas foram revenidas por 2h a

uma temperatura constante de 530°C para que o carbono pudesse se difundir

para os contornos e, assim, estes serem mais facilmente visualizados.

Utilizou-se de um Microscópio Ótico (MO) Carl Zeiss, modelo Axiotech

ao qual está acoplado uma câmera de vídeo Color View 12 e um

microcomputador com sistema de captura de imagens para as análises da

microestrutura. As imagens obtidas através de MO foram analisadas utilizando

o software AnalySIS Pro FIVE da OLYMPUS de onde foi possível se obter o

tamanho de grão médio da austenita para as amostras temperadas e a

proporção das fases existentes nas amostras que foram resfriadas ao ar. O

diâmetro médio dos grãos austeniticos foi calculado através do diâmetro de

“Feret”, que é definido como o diâmetro de um objeto circular fictício que tem a

mesma área do objeto medido.

Para observar as microestruturas das amostras nas regiões

deformadas via MO, foram utilizadas técnicas convencionais. As amostras

foram cortadas perpendicularmente ao comprimento na região central da parte

útil do corpo de prova (parte central), sendo que o local de observação foi a

região próxima à superfície, paralela ao eixo perpendicular da amostra. Em

seguida foram embutidas com baquelite, lixadas com lixas de granulometria

120, 180, 240, 320, 400, 600, 1000, 1200 e 2000 e polidas com alumina de

granulometria de 1 e 0,5μm. As amostras que foram resfriadas bruscamente

34

em água foram atacadas com uma solução aquosa saturada de ácido pícrico

(C6H3N3O7) com detergente neutro atuando como agente molhante (15 gotas

para 200 ml de solução). As amostras foram imersas no reagente aquecido

(aproximadamente a 90°C) por 50 a 100s, seguindo-se de polimento brando

(alumina 0,5 mm) para melhorar a observação dos contornos de grãos. O

processo de ataque, comentado acima, foi repetido diversas vezes, até que o

resultado fosse satisfatório.

No caso das amostras que foram resfriadas ao ar para observação da

microestrutura ferrita – perlita, o reagente utilizado foi uma solução de Nital 2%,

onde as amostras foram imersas por 5s no reagente. A região de observação

foi a mesma das amostras temperadas.

3.5 Determinação das Tensões Crítica, de Pico e de Estado Estacionário

Os valores das tensões de pico e crítica para a recristalização dinâmica

podem ser determinados dos dados extraídos das curvas de escoamento

plástico. A taxa de encruamento (θ) pode ser calculada pela derivada da tensão

verdadeira em relação à deformação verdadeira. Quando a taxa de

encruamento está relacionada à tensão verdadeira, o ponto de inflexão

representa o início da recristalização dinâmica. Esta técnica requer uma

diferenciação da curva tensão vs. deformação, porém, a presença de ruídos

pode impossibilitar o calculo dessa diferenciação, uma vez que a variação na

derivada de tensão verdadeira pode ser de algumas ordens de magnitude

maiores que o valor médio. Para resolver este problema, as curvas de

escoamento plástico foram derivadas considerando todos os pontos de zero

até a tensão de pico. Os pontos obtidos da diferenciação (θ vs. σ) foram

ajustados a uma equação polinomial de terceira ordem.

O gráfico θ vs. σ, correspondente a uma curva de escoamento plástica,

é mostrado na Figura 3.4 [89]. Quando a curva cruza o eixo das abscissas na

descida, o ponto de cruzamento é o valor encontrado para a tensão de pico.

35

Quando o eixo é novamente cortado (na subida), obtém-se o valor da tensão

de estado estacionário.

Figura 3.4: Curva da taxa de encruamento vs. tensão verdadeira para a

compressão a 900°C e 0,01s-1. [89]

O ponto de inflexão que representa o início da recristalização dinâmica

pôde ser determinado de forma mais precisa através da diferenciação da curva

θ vs. σ. Em - dθ dσ o ponto critico aparece como um mínimo, da forma como

aparece na Figura 3.5 [89]. Este gráfico precisa ser centralizado no ponto de

inflexão. O ponto mínimo na curva - dθ dσ corresponde ao mesmo ponto de

inflexão da curva θ vs. ε.

36

Figura 3.5: Derivada da curva θ vs. σ em relação à tensão verdadeira

centralizada no ponto de inflexão. O mínimo em –dθ/dσ representa o ponto

crítico. [89]

Na metodologia de Poliak e Jonas [4,35,71,85] e Ryan e McQueen [30]

o início da recristalização dinâmica é associado ao ponto de inflexão na curva θ

vs. σ. Para traçar este tipo de curva foi necessário achar uma equação que se

ajustasse aos dados experimentais desta curva de zero até a tensão de pico. A

equação que mostra o ponto de inflexão é:

3 2θ = A''.σ + B'.σ +C.σ + D (3.3)

onde θ = dσ / dε e A’, B’, C e D são constantes para um dado conjunto de

condições de deformação.

A diferenciação desta equação relacionada à tensão resulta em:

37

2dθ = 3.A'σ + 2B'σ +C

dσ (3.4)

O ponto mínimo desta equação de segunda ordem corresponde à

tensão crítica e é dado por:

2

C C2dθ -B'= 0 6.A'.σ + 2.B' = 0 σ =

3.A'dσ⇒ ⇒ (3.5)

3.6 Calculo 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 à Equação 2.2. Para

determinar as constantes desta equação foi utilizado um método similar ao

proposto por Uvira e Jonas [90]. Ao invés de tomar algum valor arbitrário da

constante α, foi utilizado um método computacional para determinar o valor de

α que melhor se ajuste à Equação 2.2. Este valor é determinado a partir da

substituição nessa equação dos valores de ε•

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 (Figura 3.6).

Traçando-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

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 considerando a Equação 2.2 com taxa de

deformação constante, traça-se o gráfico Ln(senh(α.σ P)) em função de 1/T, e

através da inclinação média das retas, obtém-se a energia de ativação

38

aparente Qdef. Trçando-se Ln Z vs. Ln(senh(α.σP)), tem-se o valor de Z quando

senh(α.σP) = 1, que corresponde ao valor da constante A. Caso o mesmo

comportamento exista em toda faixa de tensão, 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 [91], em que entrando com os dados

experimentais (T, ε• , σP) e após processamento têm-se os valores de α, n e

Qdef. O ANEXO A apresenta o Algoritmo utilizado para o projeto do programa

para o cálculo da energia de ativação e seus parâmetros.

0,00 0,01 0,02 0,03 0,04 0,05 0,060

1

2

3

Des

vio P

adrã

o de

n

α

Figura 3.6: Variação do desvio padrão de n com α para o aço carbono

38MnSiVS5.

39

4 RESULTADOS E DISCUSSÕES

4.1 Comportamento Mecânico

Foram realizados ensaios de torção a quente isotérmicos e contínuos

variando a temperatura de ensaio e a taxa de deformação. Através destes

ensaios obtiveram-se as curvas de escoamento plástico, as quais

possibilitaram a observação dos mecanismos de endurecimento e

amaciamento que operam durante os processos de conformação a quente. Os

ensaios foram realizados após permanência do corpo de prova por 5 minutos a

1200°C (temperatura de encharque) visando a dissolução dos precipitados e,

em seguida, resfriamento até a temperatura de ensaio. As temperaturas nas

quais os corpos de prova sofreram deformação foram 900°C, 1000°C, 1100°C

e 1200°C, sendo que nas deformações a 1200°C, os mesmos permaneceram

por 5 minutos na temperatura de encharque e em seguidas foram deformados.

As taxas de deformação utilizadas foram 0.01 s-1, 0.1 s-1, 1 s-1 e 10 s-1.

A Figura 4.1 apresenta as curvas de escoamento plástico obtidas nos

ensaios de torção a quente em condições isotérmicas considerando a mesma

taxa de deformação e variando a temperatura de ensaio. Das curvas mostradas

pode-se observar que o aço 38MnSiVS5 apresenta comportamento típico de

material que recristaliza dinamicamente, onde a tensão aumenta com a

deformação até atingir um valor máximo (pico), diminuindo com a deformação

subsequentemente até um valor intermediário (estado estacionário) entre a

tensão inicial de escoamento plástico e a tensão de pico.

Durante a etapa de encruamento, a densidade de discordâncias

aumenta com a deformação até que a energia crítica necessária para o inicio

da recristalização dinâmica seja alcançada (σC e εC) iniciando-se o processo de

nucleação de novos grãos. A eliminação rápida de discordâncias com a

formação e crescimento de novos grãos ao redor dos contornos de grão

originais leva a um pico na curva de escoamento plástico (σP e εP), seguido de

um amaciamento rápido ate o estado estacionário (σS e εS), quando a tensão

40

não mais varia com a deformação. Nesse estágio, a microestrutura é mantida

constante com a atuação conjunta de mecanismos de encruamento a de

restauração.

0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,00

10

20

30

40

50

60

70

80

900,01s-1

1200°C

1100°C

1000°C

Tens

ão (M

Pa)

Deformação

900°C

(a)

0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,00

20

40

60

80

100

120

140

1100°C

1000°C

Deformação

0,1s-1

900°C

1200°C T

ensã

o (M

Pa)

(b)

0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,00

20

40

60

80

100

120

140

160

Ten

são(

MP

a)

Deformação

1200°C

1100°C

1000°C

1s-1

900°C

(c)

0.0 0.5 1.0 1.5 2.0 2.5 3.00

20406080

100120140160180200220

1200°C

1100°C

1000°C

Ten

são

(MP

a)

Deformação

10s-1

900°C

(d)

Figura 4.1: Curvas de escoamento plástico do aço carbono 38MnSiVS5

variando a temperatura de ensaio com as seguintes taxas de deformação: (a)

0,01s-1; (b) 0,1 s-1; (c) 1 s-1 e (d) 10 s-1.

41

4.1.1 Determinação das Tensões e Deformações Crítica, de Pico e de Estado Estacionário

A tensão e a deformação críticas podem ser determinadas através dos

dados da curva tensão vs. deformação. A derivada da tensão com relação à

deformação na região da deformação plástica fornece a taxa de encruamento,

θ. Quando o gráfico da taxa de encruamento vs. tensão verdadeira é traçado, o

ponto de inflexão representa o inicio da recristalização dinâmica. Esta técnica

requer a diferenciação da curva tensão vs. deformação, porém, a presença de

ruídos pode impossibilitar esses cálculos. Para resolver este problema, os

dados obtidos das curvas de escoamento foram ajustados a uma equação

polinomial de terceira ordem, considerando os pontos de zero até a tensão de

pico. Sob tal condição, a tensão crítica para o início da recristalização dinâmica

é dada pela relação σC=-B’/3A’, onde A’ e B’ são dois dos quatro coeficientes

da equação de terceira ordem, de acordo com o método descrito no item 3.5.

O ponto de inflexão que representa o início da recristalização dinâmica

pôde ser determinado de forma mais precisa através da diferenciação da curva

θ vs. σ. Em - dθ dσ o ponto critico aparece como um mínimo, da forma como

aparece na Figura 3.5. Este gráfico precisa ser centralizado no ponto de

inflexão e o ponto mínimo na curva - dθ dσ corresponde ao mesmo ponto de

inflexão da curva θ vs. σ. De posse das tensões críticas obtidas por este

método, as suas respectivas deformações críticas puderam ser determinadas

através dos dados das curvas de escoamento correspondente à tesão

encontrada.

Os dados experimentais (θ vs. ε), assim como as equações de terceira

ordem que melhor se ajustam a esses dados são mostrados nas Figuras 4.2a a

4.9a. Todas as equações de terceira ordem obtidas dos dados experimentais

do presente estudo estão apresentadas na Tabela 4.1. As curvas -dθ / dσ , que

correspondem à derivada das equações de terceira ordem, estão mostradas

nas Figuras 4.2b a 4.9b. Nestas é possível observar o ponto mínimo, que

corresponde à tensão crítica para início da recristalização dinâmica.

42

50 75 100 125 1500

200

400

600

800

1000

θ=

dσ/d

ε

σ (MPa)

(a)

20 40 60 80 100 120 140 160 1800

5

10

15

20

25

30 (b)

-dθ/

dσ

σ (MPa)



mínimo para as mesmas condições de ensaio da Figura 4.2(a).

43

40 50 60 70 80 90 100 1100

200

400

600

800

1000

(a)

θ=

dσ/d

ε

σ (MPa)

30 40 50 60 70 80 90 100 110 120 1300

10

20

30

40

50

60

70

(b)

-dθ/

dσ

σ (MPa)




44

20 30 40 50 60 70 800

200

400

600

800

1000 (a)

θ=

dσ/d

ε

σ (MPa)

10 20 30 40 50 60 70 80 900

20

40

60

80

100 (b)

-dθ/

dσ

σ (MPa)




45

25 30 35 40 45 50 550

100

200

300

400

500

600 (a)

θ=dσ

/dε

σ (MPa)

20 25 30 35 40 45 50 55 600

20

40

60

80

100

120

140

(b)

-dθ/

dσ

σ (MPa)




46

20 40 60 80 100 120 140 160 180 2000

500

1000

1500

2000 (a)

θ=

dσ/d

ε

σ (MPa)

0 30 60 90 120 150 180 210 2400

10

20

30

40

50

60

(b)

-dθ/

dσ

σ (MPa)




47

20 40 60 80 100 120 1400

200

400

600

800

1000

1200

(a)

θ=dσ

/dε

σ (MPa)

0 20 40 60 80 100 120 140 160 1800

5

10

15

20

25

30

(b)

-dθ/

dσ

σ (MPa)




48

20 30 40 50 60 70 80 90 100 1100

200

400

600

800 (a)

θ=

dσ/d

ε

σ (MPa)

0 20 40 60 80 100 120 1400

5

10

15

20

25

30

35

(b)

-dθ/

dσ

σ (MPa)




49

20 30 40 50 60 70 80 900

100

200

300

400

500

600

(a)

θ=dσ

/dε

σ (MPa)

20 30 40 50 60 70 80 90 1000

5

10

15

20

25

30

35(b)

-dθ/

dσ

σ (MPa)




50

Tabela 4.1: Coeficientes para as equações da taxa de encruamento vs. tensão

verdadeira para todas as condições de temperatura e taxa de deformação

estudada.

T(°C) ε•

(s-1) Relação θ/σ

900

0,01 θ = -6x10-4σ3 + 0,13σ2 - 14,92σ + 703,06

0,1 θ = -5,77x10-3σ3 + 1,68σ2 - 166,05σ + 5677,87

1 θ = -1,28x10-3σ3 + 0,51σ2 - 71,20σ + 3558,98

10 θ = -1,45x10-3σ3 + 0,63σ2 - 93,42σ + 5000,42

1000

0,01 θ = -4,88x10-2σ3 + 7,28σ2 - 369,98σ + 6432,23

0,1 θ = -2,83x10-2σ3 + 5,31σ2 - 332,06σ + 7031,31

1 θ = -7,65x10-3σ3 + 2,22σ2 - 219,06σ + 7429,96

10 θ = -8,92x10-4σ3 + 0,33σ2 - 46,20σ + 2447,59

1100

0,01 θ = -4,19x10-2σ3 + 4,17σ2 - 127,58σ + 1121,11

0,1 θ = -3,51x10-2σ3 + 4,38σ2 - 187,40σ + 2810,63

1 θ = -2,5x10-4σ3 + 4,69σ2 - 295,20σ + 6326,57

10 θ = -2,67x10-3σ3 + 0,70σ2 - 65,58σ + 2223,45

1200

0,01 θ = -0,47σ3 + 31,60σ2 - 718,60σ + 5623,63

0,1 θ = -0,12 σ3 + 8,66 σ2 - 207,90σ + 1768,16

1 θ = -0,14σ3 + 18,82σ2 - 837,87σ + 12512,85

10 θ = -7,55x10-3σ3 + 1,51σ2 - 103,52σ + 2515,03

A recristalização dinâmica causa uma inflexão descendente nas curvas

θ vs.σ conduzindo a uma taxa de encruamento negativa. A tensão de pico

corresponde ao valor em que a curva toca o eixo de σ, ou seja, quando a taxa

de encruamento for igual zero (θ=0). Através das curvas θ vs. σ puderam-se

51

determinar as tensões de pico para todas as condições de temperatura e taxas

de deformação estudadas. Estas, também puderam ser determinadas

visualmente através das curvas de escoamento plástico mostradas na Figura

4.1.

A evolução microestrutural dos aços pode ser associada às variações

da taxa de encruamento. Como observado nas Figuras 4.2a a 4.9a

correspondentes à θ vs. σ, a taxa de encruamento decresce com o aumento da

tensão aplicada até atingir o ponto crítico (ponto de inflexão) correspondente à

tensão crítica, local onde a curva se inclina na direção de 0=θ . Neste ponto há

o surgimento de mais um grau de liberdade que, termodinamicamente falando,

representa o início da recristalização dinâmica. Pode ser observado, também,

através destas curvas que: à medida que se aumenta a temperatura há uma

diminuição na tensão crítica para o inicio da recristalização dinâmica, o que

pode estar associado a uma maior mobilidade atômica causada por um

aumento na energia interna do material; e, a taxa de encruamento aumenta

com o aumento da taxa de deformação e a diminuição da temperatura de

ensaio, considerando todas as condições de temperatura e taxas de

deformação utilizadas para este estudo.

De posse dos valores das tensões de pico pôde-se determinar suas

deformações correspondentes aos picos de tensão. Os valores da tensão e da

deformação correspondente ao início do estado estacionário foram

determinados diretamente nas curvas de escoamento plástico.

A tabela 4.2 mostra os valores da temperatura de ensaio (T), taxa de

deformação (ε•

), tensão de pico (σP), tensão crítica (σC), tensão de estado

estacionário (σS), deformação de pico (εP), deformação crítica (εC) e

deformação de estado estacionário (εS).

52

Tabela 4.2: Dados obtidos através dos ensaios isotérmicos contínuos.

T(°C) ε•

(s-1) σp (MPa) σc (MPa) σs (MPa) εp εc εs

900

0,01 83,7 72,4 81,5 0,49 0,23 0,59

0,1 117,0 97,0 104,6 0,64 0,21 1,31

1 142,6 131,7 125,2 0,86 0,39 1,90

10 183,4 144,5 170,7 0,89 0,21 2,17

1000

0,01 51,8 49,8 50,2 0,29 0,19 0,38

0,1 76,5 62,5 67,9 0,44 0,16 1,01

1 104,3 96,2 95,0 0,69 0,27 1,37

10 132,4 122,1 123,0 0,69 0,32 1,74

1100

0,01 35,3 33,2 33,3 0,25 0,15 0,30

0,1 48,2 41,1 43,3 0,29 0,13 0,58

1 75,6 62,2 69,1 0,48 0,16 0,96

10 102,7 87,4 93,3 0,71 0,28 1,51

1200

0,01 26,9 22,4 24,7 0,21 0,11 0,26

0,1 31,0 23,6 27,2 0,22 0,10 0,48

1 51,5 44,5 48,8 0,44 0,15 0,83

10 81,4 66,4 72,4 0,68 0,24 1,37

4.1.2 Cálculo da Energia de Ativação

A Energia de ativação aparente para a deformação a quente (Qdef) é

um parâmetro de grande importância na caracterização do comportamento a

quente de metais, particularmente aços. Na verdade, ela representa a energia

necessária para ativar os mecanismos de amaciamento que atuam no metal

53

que está sendo deformado. A partir da metodologia mostrada no item 3.6 foi

possível calcular a energia de ativação aparente (Qdef) para o aço em estudo.

Os dados referentes aos ensaios isotérmicos contínuos foram analisados de

acordo com a equação constitutiva do seno hiperbólico (Equação 2.2).

A dependência da tensão de pico com a taxa de deformação está

mostrada na Figura 4.10. Esta figura demonstra que a taxa de deformação tem

o mesmo efeito sobre a tensão de pico em cada temperatura, uma vez que as

linhas são paralelas, ou seja, com inclinações iguais a n. O aumento da

distância entre as retas mostra o aumento do efeito da diminuição da

temperatura sobre σP, uma vez que a tensão de pico aumento com a

diminuição de T.

-0,6 -0,4 -0,2 0,0 0,2 0,4 0,6 0,8-3

-2

-1

0

1

2

900°C

Log

(Tax

a de

Def

orm

ação

)

Ln [senh(α..σP)]

1000°C 1100°C 1200°C

Figura 4.10: Gráfico do Log da taxa de deformação vs. Ln [senh(α.σP)] para o

aço 38MnSiVS5 apresentando linhas paralelas relacionadas a cada

temperatura

54

O gráfico de Ln [senh(α.σP)] vs. 1/T esta representado na Figura 4.11 e

mostra linhas paralelas. Através da inclinação média das retas calculou-se a

energia de ativação aparente para o trabalho a quente.

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

-0,4

-0,2

0,0

0,2

0,4

0,6

0,8

0,01s-1

Ln [s

enh(

α.σ P)

]

1/T . 104 (K)

0,1s-1

1s-1 10s-1

Figura 4.11: Gráfico de Ln [senh(α.σP)] vs. (1/T x 104 , K) para o aço

38MnSiVS5 apresentando linhas paralelas relacionadas a cada taxa de

deformação

A relação entre a tensão de pico, a taxa de deformação e a

temperatura foi ajustada conforme a Equação 2.2. Este ajuste pode ser

observado na Figura 4.12 que mostra que os dados estão bem ajustados à

equação, com exceção de um único ponto que se encontra um pouco

deslocado e é referente ao ensaio realizado à temperatura de 1200°C e taxa de

deformação de 0,01, condições críticas de ensaio, o que pode ter influenciado

no resultado. Neste gráfico, quando senh(α.σ P)=1, o valor de Z é 5,5x1015 s-1

que corresponde ao valor da constante A.

55

22 24 26 28 30 32 34 36 38 40 42

-1,0

-0,5

0,0

0,5

1,0

1,5

2,0

Ln[s

enh(

α.σ P)

]

Ln Z

1200-0,01

Figura 4.12: Ajuste dos dados à equação do seno hiperbólico

O valor calculado para a energia de ativação foi de 358 KJ/mol com

α=0,0133 e n=5,013. Este valor encontrado para Qdef é um valor muito próximo

ao valor de 350 KJ/mol encontrado por Rao e outros [92] utilizando um aço

médio carbono. Yang e colaboradores [93] utilizando um aço microligado

obtiveram uma energia de ativação próxima de 400KJ/mol o qual é um valor

razoável aos valores encontrado para aços microligados e consideravelmente

maior do que para aços C-Mn publicado anteriormente [94,95].

A literatura mostra que a energia de ativação aparente para a

deformação a quente de aços carbono e aços microligados na região

austenítica assume valores entre 300 e 400 KJ/mol, dependendo da

composição química do material [96]. Os parâmetros α e n determinados

através do método proposto por Uvira e Jonas [90] estão em conformidade com

os valores encontrados por outros autores [10,89,97]. Com os dados obtidos

pôde-se reescrever a Equação 2.2 da seguinte forma:

56

( )

• 5,015P

358.000Z =ε .exp = 5,5x10 . senh 0,013.σR.T

(4.1)

4.1.3 Relação entre Tensões e Deformações Crítica, de Pico e de Estado Estacionário

As tensões e deformações críticas e de pico determinadas para o aço

38MnSiVS5 estão mostradas nas Figuras 4.13 e 4.14. Nestas, também estão

representadas as tensões e deformações de estado estacionário que foram

determinadas diretamente das curvas de escoamento plástico. A dependência

dessas tensões e deformações com o parâmetro de Zener – Hollomon (Z) é

também mostrada.

22 24 26 28 30 32 34 36 38 40 42

40

80

120

160

200

σP

σS=0,91.σP

σC=0,87.σP

σ P,C,

S (M

Pa)

Ln Z

σS

σC

Figura 4.13: Relações entre os valores da tensão de pico, da tensão crítica e

da tensão de estado estacionário.

57

22 24 26 28 30 32 34 36 38 40 42-3

-2

-1

0

1

2

εCεSS=1,90.εP

εC=0,43.εP

Ln ε S,

P,C

Ln Z

εP

εS

Figura 4.14: Relação entre os valores da deformação de pico, da deformação

crítica e da deformação de início de estado estacionário.

Através destes gráficos foi possível se determinar, considerando todo

intervalo de temperatura e taxa de deformação estudada, a razão média entre

a tensão e a deformação crítica e de pico e os valores encontrados foram:

σC/σP=0,87 e εC/εP=0,43. A razão das tensões está consistente com valores

geralmente encontrados para aços C-Mn que é de 0,8 [4,95,98]. A razão das

deformações encontra-se dentro da faixa de valores observados na literatura

de 0,3 [99] a 0,9 [95,98]. Elwazri e colaboradores [31], trabalhando com aço

alto carbono hipereutetóide, obtiveram 0,51 para a razão das deformações e

0,82 para razão das tensões, valores estes que estão em concordância com os

resultados encontrados para o aço em estudo.

Determinaram-se, também, através destes gráficos, as razões entre a

tensão e a deformação de estado estacionário e a tensão e deformação de

pico: σS/σP=0,91 e εS/εP=1,90. Em estudos recentes [100] Jonas e

colaboradores obtiveram 0,88 para a razão das tensões.

58

4.1.4 Influência das Condições de Deformação (Temperatura de Ensaio e Taxa de Deformação) nos Parâmetros das Curvas de Escoamento Plástico

Estudos mostram que os parâmetros de deformação a quente como a

temperatura de ensaio e a taxa de deformação têm um efeito importante sobre

o comportamento da recristalização dinâmica [31,109,122]. As mudanças

microestruturais em altas taxas de deformação e temperaturas é um parâmetro

importante a ser considerado. Consequentemente, a determinação e a

avaliação de diversas relações constitutivas e parâmetros para a previsão do

comportamento de deformação a quente pode levar à melhoria na

microestrutura de metais, e consequente melhoria nas propriedades mecânicas

que, por sua vez, leva a uma notável redução de custos.

4.1.4.1 Tensão de Pico

As curvas de escoamento plásticas do material em estudo exibem

picos de tensão que são indicativos da ocorrência de recristalização dinâmica.

O efeito que a temperatura e a taxa de deformação causam nesta tensão de

pico esta mostrado nas Figuras 4.15 e 4.16. Pode-se observar que com o

aumento da temperatura há uma diminuição na tensão de pico. Isso se deve ao

fato de o material apresenta uma baixa taxa de encruamento quando

deformado em temperaturas mais altas, como pode ser visto nas curvas

mostradas nas Figura 4.2 a 4.9. Este fato deve-se a uma maior difusividade a

elevadas temperaturas, facilitando, com isso, a escalagem e a aniquilação das

discordâncias, fazendo com que tensões cada vez menores sejam necessárias

para deformar o material. Efeito contrário é observado para a taxa de

deformação, uma vez que quanto maior for esta taxa maior será a tensão de

pico apresentada devido ao aumento na densidade de discordâncias que

ocorre quando o material é deformado em altas taxas, ou seja, o encruamento

é mais evidente nesta situação.

59

900 1000 1100 12000

20

40

60

80

100

120

140

160

180

200

0,01

σ P (M

Pa)

Temperatura (°C)

0,1 1 10

ε•

ε•

(s-1)

Figura 4.15: Dependência da tensão de pico com a temperatura de deformação

para o aço 38MnSiVS5

-6 -4 -2 0 2 40

50

100

150

200

ε•

ε•

1200°C

σ P (M

Pa)

Ln (s-1)

10s-1

1s-1

0,1s-1

0,01s-1

900°C 1000°C 1100°C

Figura 4.16: Dependência da tensão de pico com a taxa de deformação para o

aço 38MnSiVS5

60

Uma relação entre a tensão de pico e o parâmetro Z pode ser

estabelecida segunda a lei de potência mostrada na Equação 2.6. A Figura

4.17 mostra que o aço em estudo obedece esta relação e o valor de σP

aumenta com o aumento de Z, ou seja, diminuindo-se a temperatura e

aumentando a taxa de deformação. Considerando todas as condições de

ensaios realizadas foi obtida a relação a seguir:

P0,143σ = 0,74.Z (4.2)

O valor determinado para mP (0,143) está muito próximo ao encontrado

(mP=0,15) em estudos recentes realizados por Poliak e Jonas [71] utilizando

um aço C-Mn baixo carbono e é visto na figura abaixo que os dados

experimentais ajustam-se à equação sugerida.

22 24 26 28 30 32 34 36 38 40 423,0

3,5

4,0

4,5

5,0

5,5

σP=0,78 . Z0,143

R2=0,98

Ln σ

P (M

Pa)

Ln Z

Figura 4.17: Relação entre o pico de tensão e o parâmetro de Zener-Hollomon

61

4.1.4.2 Deformação de Pico

Os valores da deformação de pico são importantes para estimar as

características da recristalização dinâmica, ou seja, é usada para estimar se a

austenita deformada recristalizou dinamicamente. A deformação de pico

depende das condições de deformação e da microestrutura.

A influência da temperatura e da taxa de deformação no valor da

deformação de pico é similar ao encontrado para o pico de tensão, uma vez

que εP é maior quando a taxa é aumentada e a temperatura diminuída. A

Figura 4.18 mostra a dependência da deformação de pico com as condições de

deformação.

-6 -4 -2 0 2 40,0

0,2

0,4

0,6

0,8

1,0

900°C

ε•

10s-1

1s-1

0,1s-1

0,01s-1

ε P

Ln (s-1)

1000°C 1100°C1200°C

Figura 4.18: Dependência da deformação de pico com a taxa de deformação


Para um determinado aço, o valor da εP depende da temperatura de

deformação, da taxa de deformação e do tamanho de grão, e a expressão

62

normalmente estabelecida para expressar esta dependência é a Equação 2.4

descrita na seção 2.6.2.2. Nesta equação, D0(μm) é o tamanho de grão inicial

austenítico, e Z é o parâmetro de Zener-Hollomon. O valor do tamanho de grão

inicial encontrado para o aço em estudo foi de 112±9,7μm. Os valores dos

expoentes pP e kP e do coeficiente B foram calculados por métodos de

regressão. O valor de pP geralmente assume valor igual 0,5 segundo

resultados obtidos em trabalhos prévios [120,121]. A Figura 4.19 representa

graficamente os resultados da Equação 2.4 para os valores encontrados. Os

resultados foram linearizados e obteve-se a seguinte expressão:

P 0-4 0,5 0,123ε = 8,4x10 .D .Z (4.3)

24 27 30 33 36 39-2,5

-2,0

-1,5

-1,0

-0,5

0,0

0,5

900-10

1200-10

Ln ε P

Ln Z

εP=8,4x10-4.D00,5.Z0,123

R2=0,88

Figura 4.19: Relação entre a deformação de pico e o parâmetro Z de Zener-

Hollomon para o aço 38MnSiVS5

O valor de 0,123 encontrado para o expoente do parâmetro Z está em

conformidade com valores, na faixa de 0,12 – 0,22, reportado por outros

trabalhos [19,28,30,71,72,104,109-113]. O valor do coeficiente B difere de

valores encontrados por alguns autores [19,28,71,109,111,112], possivelmente

63

devido ao tamanho de grão inicial encontrado, que é diferente de um material

para outro.

4.1.4.3 Tensão Crítica

Quando o aço 38MnSiVS5 é deformado em temperaturas elevadas e

baixas taxas de deformação, a tensão crítica diminui de forma considerável.

Quanto maior a temperatura e menor a taxa de deformação, maiores serão os

subgrãos que serão formados. Conforme os subgrãos aumentam em seu

tamanho, eles contêm menos discordâncias e têm em seus contornos um

menor número de discordâncias arranjadas de uma forma mais ordenada e

assim, menor será a tensão necessária para deformar o material. Com isso,

menor será a tensão de pico e consequentemente e tensão crítica.

O efeito que a temperatura e a taxa de deformação têm sobre a tensão

crítica pode ser observada nas Figuras 4.20 e 4.21.

900 1000 1100 12000

40

80

120

160

σ C (M

Pa)

Temperatura (°C)

0,01s-1

0,1s-1

1s-110s-1

Figura 4.20: Dependência da tensão crítica com a temperatura de deformação


64

-6 -4 -2 0 20

20

40

60

80

100

120

140

16010s-1

1s-1

0,1s-1

0,01s-1

1200°C1100°C

1000°C

900°C

ε•

ε•

σ C (

MPa

)

Ln (s-1)

Figura 4.21: Dependência da tensão crítica com a taxa de deformação para o

aço 38MnSiVS5

Não existe na literatura uma expressão universal que relacione a

tensão crítica com as condições de deformação (temperatura e taxa de

deformação). No presente trabalho está sendo sugerida uma equação que

segue a seguinte lei de potência: CC C

mσ = A .Z , onde σC é a tensão crítica, Z é

o parâmetro de Zener-Hollomon e AC e mC são constantes determinadas

através de métodos de regressão. A escolha desta equação foi baseada no

modelo sugerido pela a Equação 2.6. Utilizando-se de métodos de regressão, a

seguinte relação foi encontrada:

C0,14σ = 0,75.Z (4.4)

Dos dados obtidos experimentalmente é possível observar que um

aumento no valor de Z provoca um aumento da tensão crítica, o que pode ser

confirmado pela relação sugerida. O objetivo desta relação é avaliar se os

65

dados experimentais estão bem ajustados a esta lei de potência, o que pode

ser comprovado pelo valor de 0,98 encontrado para o coeficiente de correlação

R2 (Figura 4.22). Estatisticamente falando, isso significa que 98% da

variabilidade de σC é explicada por Z.

24 28 32 36 40

3,0

3,5

4,0

4,5

5,0

1200-0,1

Ln σ

c (M

Pa)

Ln Z

σC=0,75.Z0,14

R2=0,98

900-10

Figura 4.22: Relação entre a tensão crítica e o parâmetro Z para o aço

38MnSiVS5

4.1.4.4 Deformação Crítica

Quando a deformação crítica é relacionada com a temperatura e a taxa

de deformação o efeito é semelhante ao encontrado para a tensão crítica, ou

seja, aumentando a taxa ou diminuindo a temperatura obtêm-se valores cada

vez maiores de deformação crítica. O ensaio realizado a 900°C e taxa de

deformação de 10s-1 apresenta um comportamento diferente dos encontrados

para os outros ensaios. Isto pode ser observado na curva de escoamento

66

plástico referente a estas condições de ensaio, onde se vê que houve um

deslocamento do pico de tensão para esquerda, deslocando, também, a

deformação crítica referente ao início da recristalização dinâmica. Este

comportamento pode estar associado a alguma precipitação que poderia

ocorrer a 900°C, porém não pode ser afirmado, já que as curvas dos outros

ensaios realizados a essa mesma temperatura não apresentaram este

comportamento. Isto pode ser foco de estudos posteriores. Este efeito está

representado graficamente na Figura 4.23.

900 1000 1100 12000,0

0,1

0,2

0,3

0,4

0,01s-1

ε C

Temperatura (°C)

0,1s-1 1s-1

10s-1

Figura 4.23: Dependência da deformação crítica com a temperatura e a taxa de

deformação para o aço 38MnSiVS5

Os valores de εC variaram de 0,10 (para ensaios realizados a 1200°C

com taxa de 0,1s-1) a 0,39 (para ensaios a 900°C e 1 s-1). A Figura 4.24

apresenta o resultado da variação da deformação crítica com a temperatura e a

taxa de deformação. Vê-se nesta figura que a variação de ε C possui uma maior

sensibilidade em baixas temperaturas e altas taxas de deformação, ou seja,

67

quanto maior o valor de Z maior será a deformação crítica. Os resultados

demonstram estar em concordância com os resultados obtidos por outros

autores [31,107] que variaram de aproximadamente 0,15 (1100°C e 0,01 s-1) e

0,31 (950°C e 1 s-1), enquanto que os resultados encontrados

experimentalmente para o aço 38MnSiVS5 foram de 0,15 (1100°C e 0,01 s-1) e

0,39 (900°C e 1 s-1), respectivamente.

24 26 28 30 32 34 36 38 40

-2,0

-1,9

-1,8

-1,7

-1,6

-1,5

1200-0,1

900-10

1200-10

εC=0,22.(Z/A)0,04

R2=0,90

Ln ε C

Ln Z

Figura 4.24: Relação entre a deformação crítica e o parâmetro Z para o aço

38MnSiVS5

Os valores de εC foram descritos em função do parâmetro Z de acordo

com a seguinte lei de potência:

C0,04ε = 0,22.Z (4.5)

O valor de 0,04 para o expoente de Z encontra-se um pouco abaixo

dos valores encontrados na literatura em outros trabalhos [34,107], porém,

ainda não se estabeleceu faixas de valores para esta relação e existe uma

carência na literatura a respeito deste valor. Nota-se também, que alguns

68

pontos encontram-se fora da curva de ajuste. Estes pontos foram obtidos em

ensaios realizados em condições críticas, ou seja, alta temperatura e baixa

taxa além de alta taxa e baixa temperatura.

4.1.4.5 Tensão e Deformação de Estado Estacionário

Nos ensaios aqui realizados, a tensão de escoamento plástico

aumentou com a deformação até um valor máximo. A partir deste ponto, como

resultado da recristalização dinâmica observou-se uma queda da tensão para

um valor intermediário, entre a tensão de inicio de escoamento plástico e a

tensão de pico, denominada tensão de estado estacionário (σS).

Os gráficos da Figura 4.25 e 4.26 mostram a influência que a

temperatura de ensaio e a taxa de deformação têm sobre a tensão e a

deformação de estado estacionário, respectivamente.

900 1000 1100 12000

40

80

120

160

σ s (MPa

)

Temperature (°C)

0,01s-1

0,1s-1

1s-1

10s-1

Figura 4.25: Influencia da temperatura e da taxa de deformação na tensão de

estado estacionário

69

Dos resultados apresentados, observa-se que os valores de σS e εS

diminuem com o aumento da temperatura e diminuição na taxa de deformação,

uma vez que serão necessárias tensões cada vez menores para deformar o

material devido a uma maior difusividade a elevadas temperaturas, facilitando,

com isso, a escalagem e a aniquilação das discordâncias. Em baixas taxas de

deformação, a densidade de discordâncias é menor e como isso menor será a

taxa de encruamento (aumento da tensão por uma dada variação da

deformação). Nas curvas de escoamento plástico mostradas na Figura 4.1 este

efeito pode ser observado claramente.

900 1000 1100 12000,0

0,5

1,0

1,5

2,0

2,5

0,01s-1

0,1s-1

1s-1

ε S

Temperatura (°C)

10s-1

Figura 4.26: Influencia da temperatura e da taxa de deformação na deformação

de estado estacionário

A tensão de estado estacionário depende do parâmetro Z segundo a

Equação 2.8 mostrada na seção 2.6.2.2. Os valores encontrados para AS e mS,

através de métodos de regressão foram de 0,8 e 0,14, respectivamente. Com

os valores experimentais ajustados a esta relação obteve-se a seguinte

equação:

70

S0,14σ = 0,8.Z (4.6)

Estes resultados apresentam a mesma ordem de grandeza dos dados

da literatura para aços inoxidáveis [79,114] e esta relação está apresentada na

Figura 4.27.

24 26 28 30 32 34 36 38 403,0

3,5

4,0

4,5

5,0

Ln σ

S (M

Pa)

Ln Z

900-10σS=0,8.Z0,14

R2=0,97

Figura 4.27: Relação entre σS e Z para o aço 38MnSiVS5

Quando o estado estacionário é alcançado, a subestrutura de

discordâncias é mantida constante com a atuação conjunta de mecanismos de

encruamento e de amaciamento (recuperação e recristalização dinâmica).

Neste estágio os tamanhos de grão recristalizado dinamicamente assim como

a densidade de discordâncias não mais variam com a deformação.

Uma equação foi estabelecida para relacionar o efeito que as

condições de deformação têm sobre a tensão de estado estacionário. Esta

relação é do tipo: S S0S Sp kε = B .D .Z . Dela é possível observar que o valor desta

tensão aumenta com Z, ou seja, quanto maior for a taxa de deformação e

71

menor a temperatura de ensaio. O valor do expoente pS foi considerado como

sendo 0,5. A seguinte lei de potência foi extraída dos dados experimentais:

0S-4 0,5 0,16ε = 4,86x10 .D .Z (4.7)

Os valores encontrados para BS e kS estão em perfeita concordância

com dados extraídos de trabalho prévio [119] e os dados experimentais estão

bem ajustados á esta equação. A Figura 4.28 mostra esta relação.

24 26 28 30 32 34 36 38 40-1,5

-1,0

-0,5

0,0

0,5

1,0

Ln ε S

Ln Z

εS=4,86x10-4.D00,5.Z0,16

R2=0,89

Figura 4.28: Relação entre εS e Z para o aço 38MnSiVS5

4.2 Evolução Microestrutural

Na Tabela 4.3 estão apresentados os valores dos tamanhos médios

dos grãos austeníticos recristalizados dinamicamente em amostras resfriadas

bruscamente após deformação a quente. Também, são apresentados os

valores médios da proporção de ferrita medidos em amostras deformadas a

quente e resfriadas ao ar após a deformação.

72

Tabela 4.3: Tamanho médio dos grãos recristalizados dinamicamente e

proporção de ferrita após resfriamento ao ar.

T(°C) ε•

(s-1) Dγ (μm) %α

900

0,01 12,5 ±4,4 37,0 ±3,2

0,1 9,9 ±3,7 39,3 ±2,0

1 8,6 ±3,3 48,0 ±2,3

10 7,7 ±3,6 34,6 ±4,2

1000

0,01 24,5 ±9,8 27,3 ±1,6

0,1 19,5 ±6,7 33,3 ±3,1

1 14,8 ±5,5 42,2 ±3,5

10 11,6 ±4,6 29,5 ±1,4

1100

0,01 31,5 ±12,3 21,9 ±2,3

0,1 24,3 ±8,0 20,0 ±1,8

1 19,8 ±6,7 24,4 ±1,5

10 15,5 ±6,2 20,6 ±2,6

1200

0,01 48,2 ±17,7 12,2 ±2,3

0,1 31,0 ±10,9 11,5 ±1,2

1 27,5 ±11,8 15,2 ± 3,5

10 18,8 ±7,7 12,7 ±1,3

4.2.1 Influência das Condições de Deformação no Tamanho Médio dos Grãos Recristalizados Dinamicamente

Quando o material é submetido a taxas de deformação elevadas, o

tamanho de grão recristalizado dinamicamente (Dγ) diminui, visto que o

73

crescimento destes grãos é limitado pelo encruamento dentro dos mesmos.

Isso, porque com o aumento da taxa de deformação aumenta-se a taxa de

encruamento devido à elevação na densidade de discordâncias, o que vai

gerar um acúmulo destas até que a energia crítica seja suficiente para iniciar o

processo de nucleação de novos grãos em torno dos contornos de grão

originais [79]. A influência que a taxa de deformação tem sobre Dγ pode ser

vista na Figura 4.29

-4 -2 0 2 40

10

20

30

40

50

ε•

Tam

anho

de

Grã

o Au

sten

itico

Dγ (

µm)

Ln (s-1)

900°C1000°C1100°C1200°C

10s-11s-10,1s-10,01s-1

Figura 4.29: Influência da taxa de deformação no tamanho de grão

recristalizado dinamicamente

As Figuras 4.30 e 4.31 mostram dois conjuntos de micrografias obtidas

após resfriamento rápido em água (têmpera), representando a evolução

microestrutural encontrada em ensaios realizados com a mesma temperatura e

várias taxa de deformação. As microestruturas mostradas nestas figuras são

compostas de uma matriz austenítica com grãos equiaxiais. O tamanho de grão

médio calculado para o ensaio realizado a 900°C com taxa de 0,01s-1 foi de

12,5±4,4 μm, enquanto que para condições de ensaios a 900°C e 10 s -1

encontrou-se 7,7±3,6 μm, os quais são valores relativamente pequenos quando

74

comparados com o tamanho de grão medidos inicialmente em amostras do aço

38MnSiVS5 que foi de 112±9,7μm.

(a)900°C - 0,01s-1 (b)900°C - 0,1 s-1

(c)900°C - 1 s-1 (d)900°C - 10 s-1




Os tamanhos de grão encontrados em ensaios realizados a 1100°C e

0,01s-1 e a 1100°C - 10 s-1 foram respectivamente 31,5±12,4 μm e 15,5±6,2

μm. Na Figura 4.33(c) observa-se que embora os grãos maiores (42,7 μm)

sejam equiaxiais, existem grãos relativamente pequenos (6,8 μm) na matriz

75

austenítica, o que explica os valores elevados dos desvios padrões que se

apresentam com aproximadamente 1/3 do valor encontrado para o tamanho de

grão médio.

(a)1100°C - 0,01s-1 (b)1100°C - 0,1 s-1

(c)1100°C - 1 s-1 (d)1100°C - 10 s-1




Quando a temperatura de ensaio é elevada há um aumento no

tamanho de grão, como pode ser observado na Figura 4.32, a qual mostra o

comportamento do tamanho de grão austenítico em função da temperatura de

76

ensaio. Isto pode ser associado ao aumento da taxa de difusão em função do

aumento da temperatura. Quando o material é deformado com taxa de

deformação de 0,01s-1, o material fica durante um determinado tempo

submetido a uma dada temperatura devido à baixa velocidade durante a

deformação. Isto contribui para que os tamanhos de grãos dos ensaios

realizados a 1200°C e taxa de 0,01s-1, sejam os maiores grãos encontrados,

considerando todas as temperaturas e taxas de deformações utilizadas durante

os ensaios.

900 1000 1100 12000

10

20

30

40

50

Tam

anho

de

Grã

o Au

sten

itico

Dγ (

µm)

Temperatura (°C)

10s-1

1s-1

0,1s-1

0,01s-1

Figura 4.32: Influência da temperatura de deformação no tamanho de grão

recristalizado dinamicamente

Comparando o tamanho de grão calculado medido no ensaio realizado

a 1200°C e 0,01s-1 (maior medida de tamanho de grão médio em todas as

condições de ensaio realizadas) que foi de 48,2±17,7 μm com o tamanho de

grão inicial de 112±9,7μm, observa-se que ainda nessas condições o tamanho

do grão sofreu uma redução considerável. As Figuras 4.33 e 4.34 mostram a

evolução microestrutural obtida com ensaios realizados à taxa de deformação

77

constante e várias temperaturas e é observado claramente o aumento do

tamanho de grão com o aumento da temperatura nos ensaio tanto para taxa de

deformação de 0,01 s-1, quanto para taxa de 10 s-1.

(a) 0,01s-1 - 900°C (b) 0,01s-1 - 1000°C

(c) 0,01s-1 - 1100°C (d) 0,01s-1 - 1200°C



0,01s-1 e 900°C; (b) 0,01s-1 e 1000°C; (c) 0,01s-1 e 1100°C; (d) 0,01s-1 e

1200°C

78

(a) 10s-1 - 900°C (b) 10s-1 - 1000°C

(c) 10s-1 - 1100°C (d) 10s-1 - 1200°C



10s-1 e 900°C; (b) 10s-1 e 1000°C; (c) 10s-1 e 1100°C; (d) 10s-1 e 1200°C

4.2.2 Dependência da Proporção de Ferrita com as Condições de Deformação

Quando as amostras ensaiadas são resfriadas lentamente ao ar, a

microestrutura é composta por ferrita proeutetóide (aquela que se forma antes

79

do eutetóide) e perlita. A Figura 4.35 mostra a influência que a temperatura de

ensaio tem sobre o percentual de ferrita e o que se pode observar é que a

quantidade de ferrita diminui consideravelmente com o aumento da

temperatura de ensaio. Este efeito pode ser observado para todas as

condições de temperatura e taxa de deformação como visto nas Figuras 4.36 e

4.37 que mostram microestruturas considerando a mesma taxa de deformação

e várias temperaturas de ensaio. Isto se deve ao fato de os grãos serem

maiores quanto maior for a temperatura a que o material é deformado. Como

os sítios preferências para nucleação de ferrita são os contornos de grão

[101,102], quanto maiores forem os grãos austeniticos, logo após a

deformação, menor será a fração de ferrita observada. Na microestrutura, a

ferrita é representada pela fase clara e a perlita pela fase escura.

900 1000 1100 120010

20

30

40

50

0,01

% F

errit

e

Temperature (°C)

0,1

1

(s-1) ε

•

10

Figura 4.35: Influência da temperatura de ensaio na quantidade de ferrita

80

(a)900°C - 0,01s-1 (b)1000°C - 0,01 s-1

(c)1100°C - 0,01 s-1 (d)1200°C - 0,01 s-1




de deformação constante de 0,01 s-1

81

(a)900°C - 10s-1

(b)1000°C - 10s-1

(c)1100°C - 10s-1

(d)1200°C - 10s-1




de deformação constante de 10 s-1

4.3 Relação entre o Tamanho do Grão Recristalizado Dinamicamente, a Tensão de Estado Estacionário e as Condições de Deformação

Foi sugerido por Sah e outros [79], que o crescimento dos grãos

recristalizados dinamicamente é limitado pelo encruamento dentro do grão, o

82

qual é menor em baixas temperaturas de ensaio e altas taxas de deformação,

ou seja, altos valores de Z. Então, as microestruturas das amostras

deformadas sob altas condições de Z são mais finas do que as amostras

deformadas sob baixos valores de Z. O tamanho de grão recristalizado é

frequentemente determinado como uma lei de potência em função do

parâmetro Z (Equação 2.10) [103]. A Figura 4.38 mostra essa relação para o

aço 38MnSiVS5 sob todas as condições de trabalho estabelecidas. O valor de

0,13 encontrado para kγ é um valor próximo aos resultados obtidos por outros

autores [32,104-107] e encontra-se na faixa de valores (0,12< kγ <0,3)

recomendada pela literatura [108]. A seguinte relação foi obtida:

γ3 -0,13D =1x10 .Z (4.8)

24 26 28 30 32 34 36 38 40

2,0

2,5

3,0

3,5

4,0

900-0,1

Dγ = 1x103 . Z - 0,13

R2=0,90

Ln D

y (µ

m)

Ln Z

900-0,01

Figura 4.38: Relação entre o tamanho de grão médio no estado estacionário e

as condições de deformação

A dependência do tamanho do grão austenítico com a tensão de

estado estacionário equivalente é mostrada na Figura 4.39. É visto que

83

maiores valores de σS conduzem a tamanhos de grão pequenos. Uma vez que

altos valores de σS são observados em experimentos conduzidos em altas

taxas de deformação e baixas temperaturas de ensaio, um maior refinamento

de grão pode ser atingido nestas condições. É bem estabelecido que o

tamanho de grão médio no regime de estado estacionário não muda com o

aumento da deformação [74,115,116]. Além disso, para uma gama muito

grande de materiais, o tamanho de grão recristalizado dinamicamente (Dγ)

pode ser relacionado com a tensão de estado estacionário (σ S) pela seguinte

lei de potencia: m

Sσ .D = Kγγ γ [103], onde os valores de mγ e kγ são constantes.

Utilizando-se de analises de regressão, a seguinte relação foi obtida:

γS3 -0,98σ =1,1x10 .D (4.9)

2,0 2,5 3,0 3,5 4,02,5

3,0

3,5

4,0

4,5

5,0

5,5

σS=1,1x103 .Dγ- 0,98

R2=0,92

Ln σ

S

Ln Dγ (µm)

1200-0,1

Figura 4.39: Relação entre σS e Dγ para o aço 38MnSiVS5.

Em estudos recentes, Liqiang e outros [109] obtiveram mγ igual a 0,724

em um aço microligado Nb-Ti. O valor de mγ (0,98) obtido neste trabalho

84

encontra-se na faixa de valores encontrada na literatura (0,4< mγ <1,0) [103] e

está em concordância com os valores encontrados em outros trabalhos,

[107,117-119].Os dados experimentais estão bem ajustados à relação.

Para investigar a consistência dos dados obtidos neste trabalho foram

feitos dois testes. No primeiro considerou-se o tamanho de grão medido após a

deformação a quente para o ensaio realizado a 900°C e taxa de deformação de

0,01s-1. Nestas condições, o valor de Dγ medido é de 10,5μm. Aplicando este

valor às Equações 4.6, 4.8 e 4.9, um tamanho de grão igual a 10,9μm é obtido,

o que evidencia uma boa concordância entre os valores experimentais e os

valores calculados através dos modelos teóricos propostos, o qual representa

um percentual de erro de aproximadamente 3,8%, que é um valor pequeno

levando-se em conta a amplitude observada nas medidas dos tamanhos de

grão. No segundo teste foi feito uma relação entre as equações 4.6 e 4.9.

Desta relação foi encontrada a seguinte equação:

γ3 -0,14D =1,6x10 .Z (4.10)

Comparando a Equação 4.8 com a Equação 4.10 observa-se que os

valores de Bγ e kγ apresentam uma boa concordância, levando-se a concluir

que os dados obtidos neste trabalho são consistentes. Para uma melhor

observação destes valores, a Tabela 4.4 foi construída.

Tabela 4.4: Valores experimentais e calculados (através dos modelos teóricos

propostos) das constantes Bγ e kγ além do tamanho de grão recristalizado Dγ.

Bγ kγ Dγ (μm)

Valores

Experimentais 1x103 0,13 10,5

Valores

Calculados 1,6x103 0,14 10,9

85

5 CONCLUSÕES

• As curvas de escoamento plástico medidas das amostras do aço

38MnSiVS5 têm um comportamento típico de materiais que amaciam

por recristalização dinâmica. A energia de ativação aparente foi

determinada por analises de regressão e encontrou-se um valor de

aproximadamente 358 KJ/mol indicando que o material comporta-se

como aço carbono;

• A dependência da tensão de estado estacionário com a temperatura e a

taxa de deformação é descrita por uma relação do tipo 0,14Sσ = 0,8.Z , de

onde é possível observar que a tensão de estado estacionário aumenta

com aumento da taxa de deformação e diminuição da temperatura de

ensaio;

• A relação entre o tamanho de grão médio e a tensão de estado

estacionário é de acordo com a equação σS = 1,1x103. Dγ- 0,98.

• A equação que relaciona o tamanho de grão recristalizado

dinamicamente com o parâmetro Z é Dγ = 1x103. Z-013, ou seja, quanto

maior o valor de Z (maiores taxas de deformação e menores

temperaturas de ensaio), menor será o tamanho médio do grão

recristalizado.

• Tomando por base um valor experimental de Dγ igual a 10,5μm medido

após ensaio a 900°C e 0,01s-1 e relacionando este valor às Equações

4.6, 4.8 e 4.9, um tamanho de grão igual a 10,9μm é obtido, o que

sugere que a partir destas equações, para o aço em estudo, pode-se

prever a microestrutura final recristalizada considerando dados obtidos

em ensaios de torção a quente. Para estes resultados, é encontrado um

erro percentual de apenas 3,8%.

86

• Baseando-se no modelo sugerido para a Equação 2.6 foi proposto neste

trabalho que a tensão crítica, quando relacionada ao parâmetro de

Zener-Hollomon (Z), obedece a seguinte lei de potência:

C0,14σ = 0,75.Z

87

6 SUGESTÕES PARA FUTUROS TRABALHOS

• Determinar a cinética de amaciamento, sob condições de trabalho a

quente, do aço 38MnSiVS5;

• Estudar a trabalhabilidade a quente do aço 38MnSiVS5 em condições de

deformação a morno, ou seja, temperaturas entre 700 e 900°C,

aproximadamente.

89

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(2007)

101

ANEXO A

Algoritmo utilizado para o projeto do programa utilizado no cálculo da

energia de ativação e seus parâmetros [91].

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