Estudo Comparativo entre Aços Laminados a Quente Microligados

UNIVERSIDADE FEDERAL DO CEARÁ – UFC
CENTRO DE TECNOLOGIA
DEPARTAMENTO DE ENGENHARIA METALÚRGICA E MATERIAIS
CURSO DE ENGENHARIA METALÚRGICA
MÁRCIO LOBO ROCHA LIMA
ESTUDO COMPARATIVO ENTRE AÇOS LAMINADOS A QUENTE
MICROLIGADOS COM VANÁDIO, NIÓBIO E TITÂNIO.
FORTALEZA
2013
MÁRCIO LÔBO ROCHA LIMA
ESTUDO COMPARATIVO ENTRE AÇOS LAMINADOS A QUENTE
MICROLIGADOS COM VANÁDIO, NIÓBIO E TITÂNIO.
Monografia submetida à coordenação do
Curso de Engenharia Metalúrgica, da
Universidade Federal do Ceará, como
requisito
para
obtenção
do
grau
de
Bacharel em Engenharia Metalúrgica.
Orientador: Prof. Dr. Hamilton Ferreira
Gomes de Abreu.
Fortaleza
2013
MÁRCIO LÔBO ROCHA LIMA
ESTUDO COMPARATIVO ENTRE AÇOS LAMINADOS A QUENTE MICROLIGADOS COM
VANÁDIO, NIÓBIO E TITÂNIO.
Monografia submetida à coordenação do Curso
de Engenharia Metalúrgica, da Universidade
Federal do Ceará, como requisito para obtenção
do grau de Bacharel em Engenharia Metalúrgica.
Orientador: Prof. Dr. Hamilton Ferreira Gomes de
Abreu.
Aprovada em ___/___/____
BANCA EXAMINADORA
________________________________________________
Prof. Dr. Hamilton Ferreira Gomes de Abreu (Orientador).
Universidade Federal do Ceará
________________________________________________
Prof. Dr. Marcelo José Gomes da Silva
Universidade Federal do Ceará
________________________________________________
Prof. Dr. Jeferson Leandro Klug
Universidade Federal do Ceará
Fortaleza
2013
“Nenhum obstáculo é grande demais
quando confiamos em DEUS.”
Aristóteles
DEDICATÓRIA
Dedico este trabalho à minha namorada e futura esposa Larisse, que me apoiou e incentivou,
compreendendo as minhas renúncias e dificuldades para a realização deste trabalho.
Aos meus pais Heyder e Tânia e aos meus avós maternos Valdir e Maria Cordeiro, pelos seus
ensinamentos, conselhos, apoio e incentivo em todos os momentos de minha vida, sendo eles, os
meus primeiros e grandes mestres.
Aos meus irmãos e amigos por seu eterno companheirismo e motivação.
A todos os professores do curso pelo vasto conhecimento transmitido e por ajudarem a tornar a
faculdade o meu segundo lar.
AGRADECIMENTOS
Essa é com certeza a parte mais importante de qualquer obra. Agradecer aos
responsáveis por possibilitar a sua criação.
Primeiramente a Deus, pelo dom da vida, da sabedoria, da perseverança e do amor: sem
Ele nada seria possível.
Ao apoio, carinho, compreensão, incentivo e dedicação dos meus pais e pilares da minha
vida (Tânia e Heyder) que não pouparam esforços, tempo e recursos para me fazer chegar onde
estou.
Aos meus irmãos Marcelo e Mayara, pela paciência e por sempre estarem ao meu lado.
A minha namorada e companheira de todas as horas Larisse Macêdo de Almeida, a razão
de todos os meus esforços e por acreditar fielmente na conclusão deste trabalho. Agradeço
também, por seu apoio incondicional, incentivo, paciência e compreensão em todos os momentos
difíceis e de ausência e por estar ao meu lado sempre.
Ao Prof. Dr. Hamilton Ferreira Gomes de Abreu pelos conhecimentos transmitidos,
paciência, amizade e orientação ao longo desta caminhada tão árdua.
Ao amigo e Prof. Dr. Alex Maia do Nascimento, por confiar em mim quando outras pessoas
não o fizeram. Por todo o ingresso no LAPS, oportunidade de estágio na USIBA e participação em
um projeto tão grandioso. Sem suas diretrizes, amizade e palavras de confiança seria impossível
obter tantas conquistas nesta árdua jornada.
A todos os Professores do DEMM em especial aos Professores Elineudo Pinho de Moura,
Francisco Marcondes, Lindberg Lima Gonçalves, Marcelo Ferreira Motta, Marcelo José Gomes da
Silva, Vicente Walmick Almeida Viera e Walney Silva Araújo, por compartilharem parte dos seus
conhecimentos adquiridos, contribuindo diretamente na minha formação acadêmica e pela
dedicação na construção e fortalecimento do curso de Engenharia Metalúrgica.
Aos Laboratórios LAPS e LACAM por disponibilizarem toda infraestrutura, equipamentos e
insumos necessários para realização deste trabalho.
A toda equipe do Departamento da Qualidade da Gerdau Usiba, em especial aos amigos
Raimundo Leite, Eliel Alves, Thiago Alves, Sandro Gonçalves e Pedro Magalhães pela
oportunidade do estágio na empresa e por me ajudarem na coleta dos dados para o referido
trabalho.
Ao amigo e secretário do Departamento de Engenharia Metalúrgica, Francisco José de
Souza Júnior, por toda paciência e ajuda nos momentos de necessidade durante a graduação.
RESUMO
O desenvolvimento dos aços microligados estimulou o estudo das relações entre
microestruturas e propriedades, proporcionando a produção de uma vasta gama de aços
estruturais de alta resistência, que substituíram os aços estruturais convencionais. A otimização
microestrutural pode trazer ganhos significativos nas propriedades mecânicas do aço microligado,
de modo a permitir projetos com redução expressiva do peso, e consequentemente, redução de
custos. Este trabalho tem como objetivo estudar a influência da microestrutura nas propriedades
físicas e mecânicas de cinco grupos de aços microligados com vanádio, nióbio e titânio, laminados
a quente. Foram realizados ensaios de tração e dureza Vickers para verificação de parâmetros de
resistência mecânica (limite de escoamento e limite de resistência à tração), ductilidade
(alongamento total) e dureza (HV). Para quantificar a microestrutura, os meio utilizados neste
trabalho foram: tamanho do grão ASTM e quantificação das fases presentes nos aços
microligados em análise. O aço microligado do grupo D (0,07%Ti) obteve valores de propriedades
mecânicas (LE, LR e Dureza) mais significativos, sem perder ductilidade (% Alongamento).
Palavras chaves: Propriedades Mecânicas, Aço Microligado, Microestrutura, Tamanho de Grão
ABSTRACT
The development of microalloyed steels stimulated the study of the relationship between
microstructure and properties, providing the production of a wide range of structural high-strength
steels, which have replaced conventional structural steels. Microstructural optimization can bring
significant gains in mechanical properties of microalloyed steel, to allow projects with significant
weight reduction and consequently reduce costs. This work aims to study the influence of
microstructure on the physical and mechanical properties of five groups of microalloyed steels with
vanadium, niobium and titanium, hot rolled. Tensile tests and Vickers hardness were performed for
checking mechanical strength (yield strength and tensile strength), ductility (total elongation) and
hardness (HV). To quantify the microstructure, the medium used in this work were: ASTM grain
size and quantification of the phases present in microalloyed steels under consideration. The
microalloyed steel group D (0.07% Ti) obtained values of the most significant mechanical
properties (YS, TS and hardness) without losing ductility (% elongation).
Key Words: Mechanical Properties, Microalloyed Steel, Microstructural, Grain Size.
LISTA DE FIGURAS
Figura 1. O movimento de uma discordância na medida em que ela encontra um contorno de
grão, ilustrando como o contorno atua como uma barreira à continuação do escorregamento. Os
planos são descontínuos e mudam de direção ao atravessar o contorno.......................................16
Figura 2. Relação entre tamanho de grão e limite de escoamento para aços microligados ao
Nb.....................................................................................................................................................17
Figura 3. Desenho esquemático de solução sólida substitucional (a) e intersticial (b)..................18
Figura 4. Variação do Limite de Escoamento em função do teor de níquel para ligas cobre-níquel,
mostrando o aumento da resistência...............................................................................................18
Figura 5. Efeito dos elementos-liga em aços ARBL ferríticos-perlíticos no aumento do Limite de
Escoamento pelo mecanismo de endurecimento por solução sólida..............................................19
Figura 6. Representação esquemática para precipitados (a) coerentes (b) incoerentes...............21
Figura 7. Mecanismos de Endurecimento e Limite de Escoamento do aço microligado
dependendo do % de Nb, V, Ti adicionado......................................................................................23
Figura 8. Espontaneidade de precipitação de nitretos e carbonetos de Nb, V e Ti no campo
austenítico........................................................................................................................................25
Figura 9. Produto de Solubilidade de Componentes de Titânio......................................................24
Figura 10. Inclusões de carbonitreto de titânio em aço inoxidável AISI 321. Sem ataque. O
aspecto poligonal e coloração dourada são típicos de nitretos e carbonitretos ricos em nitrogênio
de titânio. Cortesia Villares Metals S.A. Sumaré, SP, Brasil............................................................24
Figura 11. Efeito da Temperatura de Reaquecimento e do % N e % C sobre a Solubilidade do V e
Nb.....................................................................................................................................................25
Figura 12. Aumento do Limite de Escoamento devido ao Endurecimento por Precipitação em aços
de 0,01% - 0,5%C (Temperatura de Encharque 1300°C)................................................................26
Figura 13. Efeito da fração volumétrica e do tamanho dos precipitados de Nb sobre o Aumento do
Limite
de
Escoamento.....................................................................................................................................26
Figura 14. Efeito do Vanádio sobre o Limite de Escoamento de aços desenvolvidos em uma
siderúrgica de grande porte.............................................................................................................27
Figura 15. (a) Influência do %V sobre o Limite de Escoamento de um aço 1045, (b) Influência do
%Nb sobre o Limite de Escoamento de um aço com 0,35%C-0,3Si-1,0%Mn.................................27
Figura 16. Desenho esquemático do equipamento Stelmor...........................................................28
Figura 17. Máquina de ensaios mecânicos, marca DARTEC.........................................................29
Figura 18. Microdurômetro Shimadzu HMV-2 utilizado para a realização do ensaio de Dureza
Vickers.............................................................................................................................................30
Figura 19. Ilustração do perfil de microdureza................................................................................30
Figura 20. Foto ilustrativa do Microscópio Ótico Olympus usado na produção das micrografias...
Figura 21. Tela principal do software SVRNA, utilizado para quantificação de fases.....................31
Figura 22. Micrografias obtidas por microscopia óptica das amostras das barras de aço dos 5
grupos de microligados (a) Grupo A, (b) Grupo B, (c) Grupo C, (d) Grupo D e (e) Grupo E.
Aumento de 1000 x, ataque Nital 3%...............................................................................................32
Figura 23. Possíveis precipitados de nitretos de titânio (TiN) na micrografia obtida por microscopia
óptica da amostra da barra de aço do grupo D (0,07%Ti) - Aumento de 1000x, ataque Nital 3%..33
Figura 24. Micrografia obtida por microscopia eletrônica de varredura do precipitado de nitreto de
titânio da amostra da barra de aço do grupo D. Aumento de 10000 x, ataque Nital 3 %................37
Figura 25. EDX do precipitado de nitreto de titânio da amostra da barra de aço do grupo D.........37
Figura 26. Quantificação das fases (ferrita pró-eutetóide e perlita) dos cinco grupos de aços
microligados estudados...................................................................................................................38
Figura 27. Tamanho de grão ASTM dos grupos de aços microligados estudados.........................38
Figura 28. Propriedades mecânicas (Limite de Escoamento, Limite de Resistência à Tração,
Alongamento e Dureza) dos grupos de aços microligados em ordem crescente de Limite de
Escoamento.....................................................................................................................................39
LISTA DE TABELAS
Tabela 1. Contribuição percentual dos principais mecanismos de endurecimento para aços
laminados a quente..........................................................................................................................22
Tabela 2. Composições químicas, em peso, dos principais elementos dos aços microligados
utilizados no presente trabalho........................................................................................................34
SUMÁRIO
1. INTRODUÇÃO.....................................................................................................................13
2. OBJETIVO...........................................................................................................................14
3. REVISÃO BIBLIOGRÁFICA.................................................................................................15
3.1. Aços microligados de Alta Resistência.........................................................................15
3.2. Mecanismos de aumento da resistência em metais.....................................................15
3.2.1. Aumento da resistência pela redução no tamanho de grão...........................16
3.2.2. Aumento da resistência por solução sólida....................................................18
3.2.3. Aumento da resistência por encruamento......................................................20
3.2.4. Endurecimento por precipitação/partículas de segunda fase.........................21
3.3. Efeito dos elementos microligantes nos aços................................................................22
3.4. Stelmor..........................................................................................................................27
4. MATERIAIS E MÉTODOS...................................................................................................28
4.1. Considerações iniciais...................................................................................................28
4.2. Amostras e Análise Química.........................................................................................28
4.3. Ensaios Mecânicos........................................................................................................29
4.3.1. Ensaio de Tração................................................................................................29
4.3.2. Ensaios de Dureza Vickers.................................................................................29
4.4. Análise microestrutural..................................................................................................31
4.4.1. Preparação metalográfica das amostras.............................................................31
4.4.2. Microscopia Ótica................................................................................................31
4.4.3. Metalografia Quantitativa.....................................................................................32
4.4.3.1. Tamanho de Grão........................................................................................32
4.4.3.2. Quantificação de Fases...............................................................................32
5. RESULTADOS E DISCUSSÃO............................................................................................34
5.1. Análise Química............................................................................................................34
5.2. Microscopia Ótica, Microscopia Eletrônica de Varredura e EDX..................................34
5.2.1. Fases Presentes.............................................................................................34
5.2.2. Nitretos de Titânio...........................................................................................36
5.2.3. Quantificação das fases.................................................................................38
5.3. Tamanho de Grão e Propriedades Mecânicas..............................................................38
6. CONCLUSÃO.......................................................................................................................41
7. REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS......................................................................................42
1. INTRODUÇÃO
Com o passar dos anos, a busca constante por conhecimento dos materiais, o
desenvolvimento de novas ligas e a enorme gama de aplicações possíveis dos aços, fizeram com
que, a indústria siderúrgica se preocupasse mais em buscar informações sobre a melhor forma de
produzir aços que serão utilizados em aplicações específicas.
A indústria brasileira começa a acompanhar a tendência mundial pela substituição de aços
convencionais por aços microligados. Os efeitos da microadição de elementos de liga, fortes
formadores de precipitados, tais como nióbio, vanádio e titânio nas propriedades mecânicas dos
aços com baixo teor de carbono têm sido exaustivamente estudados nas últimas décadas.
As microadições, juntamente com o controle no processo de deformação a quente, têm
conduzido, a um aumento significativo da resistência mecânica destes aços sem perda da
tenacidade devido à presença de microestrutura ferrítica relativamente fina nas condições de uso.
Este refino de grão ocorre devido à precipitação de carbonetos, nitretos e/ou carbonitretos
induzidos por deformação ou nos intervalos entre passes.
Já conhecidos por sua alta resistência e tenacidade, os aços microligados dispensam
tratamentos térmicos posteriores, o que reduz o tempo do processo de fabricação e os custos com
energia. Como já foi dito, com a adição dos microligantes, há um incremento bastante significativo
na resistência mecânica desses aços, mesmo com o teor de carbono baixo, o que é primordial
para que os aços microligados apresentem boa soldabilidade.
De um modo geral, estes aços proporcionam uma grande economia na estrutura, a um
custo muito reduzido. Os aços microligados são especificados pela sua resistência mecânica, e
não pela sua composição química. São desenvolvidos a partir dos aços de baixo carbono (como o
ASTM A-36), com pequenas adições de Mn (até 2%) e outros elementos em níveis muito
pequenos. Estes aços apresentam maior resistência mecânica que os aços de baixo carbono
idênticos, mantendo a ductilidade e a soldabilidade, e são destinados às estruturas onde a
soldagem é um requisito importante (Carbono baixo), assim como a resistência.
Cada elemento adicionado apresenta uma aplicação mais adequada. O titânio, por
exemplo, é indicado para o controle do tamanho de grão durante o reaquecimento. O nióbio para
retardar a recristalização durante o processamento. Já o vanádio é importante para a formação da
austenita - que surge no aço acima de 700ºC - e na decomposição da mesma, podendo ser usado
para o endurecimento por precipitação em temperaturas mais baixas.
O presente trabalho se propõe a estudar os efeitos dos mecanismos de endurecimento
relacionados aos aços microligados utilizados na produção do vergalhão, considerando o efeito da
composição química, tamanho de grão e microestrutura sobre o comportamento dúctil e as
propriedades mecânicas dos aços em questão.
13
2. OBJETIVOS
2.1. Objetivo Geral
O presente trabalho se propõe a estudar a influência da microestrutura, tamanho de grão e
composição química sobre as propriedades físicas e mecânicas de cinco grupos de aços
microligados com vanádio, nióbio e titânio, laminados a quente, considerando o efeito dos
mecanismos de endurecimento relacionados aos aços em questão.
2.2. Objetivos Específicos
a) Identificar / Quantificar as fases presentes nas microestruturas dos grupos de aços
microligados;
b) Calcular o tamanho de grãos dos aços estudados;
c) Identificar os precipitados existentes nas microestruturas e caracterizá-los;
d) Calcular / Avaliar as propriedades mecânicas dos aços microligados;
e) Relacionar fases encontradas e tamanho de grão com as propriedades mecânicas;
14
3. REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
3.1. Aços microligados de Alta Resistência
O termo "microligado" significa que o teor destes elementos é muito baixo e, geralmente,
abaixo de 0,1% em peso. Ao contrário de elementos residuais, que geralmente são indesejáveis,
os microligados são adicionados intencionalmente para melhorar/aprimorar as propriedades do
aço. Além da óbvia diferença na magnitude do teor de liga entre elementos de liga e elementos
microligantes, também, efeitos metalúrgicos diferentes são geralmente característica: enquanto
elementos de liga, predominantemente, afetam a matriz do aço, elementos de microligantes quase
sempre influenciam a microestrutura através da precipitação de uma segunda fase, além de um
efeito de solução sólida [1]
Os aços microligados podem ser definidos como aços carbono-manganês contendo
pequenos teores de nióbio e/ou vanádio e/ou titânio (usualmente menores que 0,15% em peso,
sozinho ou em combinação), que são adicionados com a finalidade de produzir refino de grão e
endurecimento por precipitação, sendo estes precipitados pequenos carbonetos e/ou nitretos e/ou
carbonitretos de Ti, Nb e V. Geralmente esses aços são obtidos através do processo de
laminação controlada, e apesar de seu baixo teor de elementos de liga eles normalmente
apresentam limite de escoamento maior que 275 MPa, e por isso são chamados de altaresistência baixa-liga (ARBL) [2].
A laminação controlada de aços microligados pode ser associada à aplicação do
resfriamento acelerado, de modo a produzir alterações na microestrutura resultante, que pode ser
composta por ferrita de granulação fina e perlita ou constituintes aciculares como a martensita e
bainita [3]
Os carbonitretos são formados em diferentes temperaturas em relação à temperatura de
transformação dependendo do elemento microligante. O efeito específico de cada elemento é
determinado pela solubilidade e estabilidades de seus carbonitretos [4]
Os microligados têm sido amplamente usados na construção de prédios, pontes, oleodutos
e plataformas marítimas, bem como na engenharia de modo geral. São encontrados na forma de
chapas grossas ou finas, perfis laminados e tubulações, podendo também estar na forma de
produtos forjados, entre outras [4].
3.2. Mecanismos de aumento da resistência em metais
A deformação plástica dos aços se dá através da criação / movimentação das
discordâncias. Todo obstáculo para movimentação ou criação destas leva a um endurecimento do
material. Assim sendo, as técnicas de endurecimento dos aços contam com o princípio de que
15
quanto maior forem as restrições ao movimento das discordâncias, maior será a resistência
mecânica do aço [5].
Uma das grandes dificuldades na obtenção de ligas de elevada resistência mecânica está
no fato de que frequentemente a ductilidade e tenacidade são reduzidas quando uma liga sofre
endurecimento. Por este motivo, os aços convencionais de maior resistência não são aptos para
sofrerem grandes conformações. O desenvolvimento de novos tipos de aço está, geralmente
relacionado, ao ganho em resistência mecânica, aliado à maior capacidade de conformação e
absorção de impactos.
Um breve relato sobre os principais mecanismos de endurecimento nestes aços (redução
do tamanho de grão, solução sólida, encruamento e precipitação/partículas de segunda fase) será
descrito abaixo:
3.2.1. Aumento da resistência pela redução no tamanho de grão
Em um metal policristalino, o tamanho dos grãos (diâmetro médio dos grãos) exerce
influência sobre as propriedades mecânicas. Grãos adjacentes possuem diferentes orientações
cristalinas e um contorno de grão comum, como está indicado na Figura 1. Durante a deformação
plástica, o escorregamento ou movimento das discordâncias deve ocorrer através desse contorno
comum – digamos do grão A para o B na Figura 1. Os contornos de grão atuam como uma
barreira ao movimento das discordâncias por duas razões [6]:
1) Como os grãos possuem orientações diferentes, uma discordância que se movimenta
do grão A para B, deve mudar sua direção de movimento; e isso, é mais difícil quanto
maior for a diferença entre orientação entre os grãos.
2)
A desordem atômica na região de um contorno de grão resulta em uma
descontinuidade no plano de escorregamento de um grão para outro.
Figura 1. O movimento de uma discordância na medida em que ela encontra um contorno
de grão, ilustrando como o contorno atua como uma barreira à continuação do escorregamento.
Os planos são descontínuos e mudam de direção ao atravessar o contorno [6].
16
Quanto menor for o tamanho de grão, maior será a área de contornos de grão no interior
do metal. Esta maior concentração dos contornos de grão dificulta a movimentação das
discordâncias devido a ser esta uma área de maior desorientação cristalina encontrada.
É importante mencionar que: as discordâncias não ultrapassam contornos de grão de alto
ângulo, mas, a tensão gerada no plano de escorregamento de um grão pode ativar fontes de
novas discordâncias em outros grãos. Materiais com grãos finos são mais resistentes e duros que
materiais com grãos grosseiros porque sua área de contornos de grão é maior e assim dificulta a
movimentação de discordâncias [6].
Para muito materiais, a tensão limite de escoamento σ1 varia de acordo com o tamanho de
grão, conforme a seguinte relação, denominada de Equação de Hall-Petch [6]:
σ1 = σo + kl .d (- 1/2) (Equação 1)
Onde, d é o diâmetro médio do grão, enquanto σo e kl são constantes para cada material
específico.
Também pode ser mencionado que a redução do tamanho de grão não melhora apenas a
resistência, mas também a tenacidade de muitas ligas, por conta disso, é um dos parâmetros de
endurecimento mais estudados [7]. Outros mecanismos de aumento da resistência mecânica,
como por exemplo, o encruamento, o endurecimento por solução sólida e o endurecimento por
precipitação na ferrita, têm efeito prejudicial para a tenacidade [2,8].
Conforme a equação empírica de Hall e Petch, na Figura 2, Goodman [9] mostra o efeito
do tamanho de grão ferrítico no limite de escoamento de aços microligados com diferentes teores
de nióbio.
Figura 2. Relação entre tamanho de grão e limite de escoamento para aços microligados ao Nb [9]
17
3.2.2. Aumento da resistência por solução sólida
Outra técnica utilizada para aumentar a resistência e endurecer metais é a formação de
ligas com átomos e impurezas que se colocam ou como uma solução sólida substitucional ou
como uma solução sólida intersticial. Nesse sentido, esse mecanismo é chamado de aumento da
resistência por solução sólida.
No primeiro tipo, um átomo do soluto ocupa um lugar, na rede cristalina, em substituição a
um átomo do solvente, ver Figura 3 (a). No segundo tipo mencionado, o átomo do soluto ocupa
um dos interstícios existentes entre os átomos do solvente, ver Figura 3 (b). Em ambos os casos,
devido a diferença de tamanho aparente dos átomos, ocorrerão distorções elásticas na rede do
solvente, elevando a resistência mecânica do aço [5].
Figura 3. Desenho esquemático de solução sólida substitucional (a) e intersticial (b) [5].
Os metais com pureza elevada são quase sempre mais deformáveis e menos resistentes
do que as ligas compostas pelo mesmo metal-base. O aumento da concentração de impurezas
resulta em um aumento no limite de escoamento, como está indicado na Figura 4 [6].
Figura 4. Variação do Limite de Escoamento em função do teor de níquel para ligas cobre-níquel,
mostrando o aumento da resistência [6].
18
As ligas são mais resistentes do que os metais puros, porque os átomos de impurezas
colocados em solução sólida normalmente impõem deformações da rede cristalina entre as
discordâncias e esses átomos de impurezas e, consequentemente, o movimento das
discordâncias é restringido [6].
A solubilidade das soluções sólidas está também ligada ao tamanho dos átomos do soluto,
em relação ao solvente. De acordo com os estudos de Hume-Rothery, a solubilidade sólida
substitucional extensa somente ocorrerá se os átomos do soluto e solvente não se diferirem por
mais de 15%. Quanto maior esta diferença, maior o efeito de aumento de resistência mecânica
[10]. Já para a solução sólida intersticial, o átomo do soluto não poderá possuir o tamanho
aparente maior do que 59% do átomo do solvente [11]. Apesar do efeito de solução sólida
substitucional na resistência mecânica ser geralmente pequeno, conforme dito anteriormente, os
solutos intersticiais possuem solubilidade limitada.
Vários elementos como, por exemplo, alumínio (Al), molibdênio (Mo), silício (Si), manganês
(Mn), níquel (Ni), cobre (Cu) formam soluções sólidas substitucionais na ferrita e na austenita.
Entretanto, a contribuição dos átomos solutos substitucionais para o aumento da resistência
mecânica é desprezível quando consideramos outros mecanismos como o refino de grão e fases
dispersas na matriz. Para o desenvolvimento de aços com Alto Limite de Escoamento é
importante se conhecer a influência de cada elemento presente na composição química do aço.
Isso possibilita uma otimização da composição química do aço.
A Figura 5 mostra de forma simplificada, a influência de alguns elementos sobre o Limite
de Escoamento. Percebe-se que as soluções sólidas intersticiais (C, N e P) apresentam uma
maior contribuição ao limite de escoamento quando comparado às soluções sólidas
substitucionais. Inclusive alguns elementos substitucionais contribuem negativamente ao aumento
de resistência dos aços ferríticos-perlíticos.
Figura 5. Efeito dos elementos-liga em aços ARBL ferríticos-perlíticos no aumento do Limite de
Escoamento pelo mecanismo de endurecimento por solução sólida [7].
19
Os elementos que ocupam posições intersticiais na rede de ferro promovem um efeito
endurecedor mais intenso que o efeito promovido pelos solutos substitucionais. Este maior efeito
provocado pelos solutos intersticiais pode ser justificado pelo fato destes provocarem distorções
mais assimétricas na rede cristalina [7].
A interação entre os átomos de soluto e as discordâncias forma um campo de tensões ao
redor destas. Este efeito é conhecido como atmosfera de Cotrell. Uma discordância circundada
por uma atmosfera de átomos de soluto não pode deslizar facilmente em temperaturas onde a
difusão é lenta e somente uma forma mais elevada é capaz de “quebrar” esta ligação entre a
discordância e sua atmosfera. Após a “quebra” desta ligação, as discordâncias voltam a se
movimentar mais facilmente.
Apenas uma pequena concentração de elementos intersticiais é necessária para bloquear
as discordâncias [12].
Um aspecto que diferencia o aumento de resistência no aço é o papel das soluções sólidas
intersticiais carbono (C) e nitrogênio (N), pois, estes elementos são vitais na interação com as
discordâncias e na combinação preferencial com elementos-liga usados nos aços [12, 13].
As soluções sólidas aumenta o limite de escoamento do material, entretanto ambas,
substitucionais e intersticiais, com exceção do Ni, são prejudiciais a tenacidade do aço,
especialmente os solutos intersticiais [12].
3.2.3. Aumento da resistência por encruamento
O endurecimento por encruamento é um processo de endurecimento, no qual um metal
dúctil torna-se mais resistente e duro na medida em que é deformado plasticamente. Muitas vezes
este tipo de endurecimento é chamado endurecimento a frio ("cold hardening"), pelo fato de a
temperatura em que a deformação é efetuada ser “fria” em relação à temperatura absoluta de
fusão do metal.
Para que ocorra o escoamento, é necessária a existência de discordâncias livres. Com o
início da deformação plástica ou trabalho a frio, tem-se a movimentação e criação destas. Quando
a densidade de discordâncias aumenta (a distância média de separação entre as discordâncias
diminui – as discordâncias ficam posicionadas mais próximas umas das outras) de forma que uma
se interaja com outra, as próprias se tornam obstáculos para o seu movimento. Dessa forma, a
tensão imposta, necessária para deformar um metal, aumenta com o aumento do trabalho a frio.
Algumas vezes é conveniente expressar o grau de deformação plástica como uma
porcentagem de trabalho a frio, em vez de como uma deformação. A porcentagem de trabalho a
frio é definida como [6]:
20
(Equação 2)
Onde A0 é a área original da seção transversal sob deformação e A d é a área após a
deformação. O mecanismo de endurecimento por encruamento é importante e expressivo, porém
acarreta negativamente na perca de ductilidade do aço [6].
3.2.4. Endurecimento por precipitação/partículas de segunda fase
Para a ocorrência do endurecimento por precipitação é necessário que a segunda fase
seja solúvel em temperatura elevada, mas que diminua sua solubilidade com o decréscimo da
temperatura.
Os precipitados são obstáculos para a movimentação das discordâncias, para ocorrência
de deformação plástica em um metal que possui finos precipitados, a deslocação deverá se
movimentar entre tais precipitados ou passar por eles. Desta forma, torna-se necessário um
aumento de tensão para que ocorra o movimento da deslocação [5].
O endurecimento por precipitação aumenta consideravelmente o limite de escoamento do
aço e este acréscimo dependerá do tamanho, forma, fração volumétrica, distribuição e coerência
das partículas [8].
Um exemplo claro disso é o favorecimento do refino de grão ferrítico pela precipitação de
carbonitretos durante o processamento termomecânico industrial. São esperados aumentos
significativos de resistência mecânica com a formação de carbonitretos de V, Nb e Ti durante ou
após a transformação da austenita para ferrita.
A Figura 6 (a) e (b) exemplificam esquematicamente a presença de precipitados coerentes
e incoerentes com a matriz.
Figura 6. Representação esquemática para precipitados (a) coerentes (b) incoerentes.
21
Os precipitados coerentes com a matriz causam distorção na rede cristalina, associando
aos precipitados, a presença de campos de tensões, responsáveis pela interação entre
discordâncias e precipitados.
3.3. Efeito dos elementos microligantes nos aços
O papel dos microligantes (Ti, Nb e V) na composição química dos aços microligados é de
contribuir com dois mecanismos de endurecimento: refino de grão e endurecimento por
precipitação. Em associação com o endurecimento por solução sólida devido às adições de P, Si,
Mn [14].
Hajduk (2007) apresenta a porcentagem da contribuição dos principais mecanismos de
endurecimento para aços laminados a quente (Tabela 1) [15].
Tabela 1. Contribuição percentual dos principais mecanismos de endurecimento para aços
laminados a quente [15].
Mecanismo de Endurecimento
Contribuição
Endurecimento por Precipitação
32 %
Refino do Tamanho de Grão
41 %
Perlita
4%
Solução Sólida
8%
Matriz
15 %
Durante o processamento termomecânico dos aços microligados, carbonitretos finos
(tamanho < 10 nm) podem se formar na austenita no decorrer da laminação a quente, sobre a
interface de transformação γ → α (precipitação interfásica) e/ou na ferrita durante o resfriamento
final do aço. Após o primeiro grande congresso internacional sobre o assunto, em 1975
(Microalloying’75), ficou praticamente estabelecido na literatura que estes modos de precipitação
agem de maneira diferente sobre os principais mecanismos que controlam as propriedades
mecânicas: a precipitação na austenita seria responsável pelo refino de grão ferrítico, enquanto
que a precipitação na ferrita, pelo mecanismo de endurecimento por precipitação,
especialmente no caso de aços com elevados teores Ti [16] e processamento de laminação para
tiras a quente [17].
A Figura 7 mostra a participação dos mecanismos de endurecimento de um aço
microligado ao Nb, Ti ou V. Pode-se observar que nos aços microligados ao Nb, o endurecimento
por precipitação é praticamente inexistente devido à sua solubilidade limitada na austenita. O
refino de grão é o principal mecanismo de endurecimento nos aços microligados ao Nb devido
ocorrer precipitação de NbN e NbC no campo austenítico.
22
Figura 7. Mecanismos de Endurecimento e Limite de Escoamento do aço microligado
dependendo do % de Nb, V, Ti adicionado. (adaptado de Klinkenberg, 2007).
O ganho de resistência verificado nos aços ARBL laminados a quente não se deve apenas
ao endurecimento por precipitação, motivado pela maior fração volumétrica de precipitados, mas
também está associado ao refino de grãos ferríticos, pela habilidade das partículas de
precipitados em retardar a recristalização da austenita e, por consequência, o seu crescimento,
resultando em grãos mais finos.
A Figura 8 mostra a região em que ocorre de forma espontânea (-30 < ΔG < -10) à
precipitação dos carbetos e nitretos na austenita. Observa-se que somente ocorre a precipitação
espontânea de NbN, NbC e TiC em temperaturas do campo austenítico, o que faz com esses
precipitados exerçam controle sobre o tamanho de grão austenítico (ver Figura 8). Já os VN e VC
não são formados em temperaturas do campo austenítico, não exercendo praticamente controle
sobre o refino de grão. O mecanismo de endurecimento em aços microligados ao V, ocorre,
portanto com a precipitação de VN e VC durante ou após a transformação austenita/ferrita (ver
Figura 8). Precipitados formados em temperaturas baixas são muito finos, contribuindo para
aumento de resistência por endurecimento por precipitação. Já os TiN, considerando-se os níveis
de nitrogênio mais típicos em aço, são formados espontaneamente antes ou durante solidificação.
Tais partículas são relativamente grandes, por ser formado em temperaturas bem elevadas, e
deve ser considerado como inclusões, prejudicando a ductilidade do aço, ver Figura 9.
Quanto mais baixo for o teor de oxigênio, nitrogênio ou de titânio, mais baixa será a
temperatura de formação de TiN, resultando num tamanho mais fino de precipitados. Partículas
finamente distribuídas e estáveis são capazes de controlar o tamanho dos grãos da austenita, e
este efeito é utilizado durante o reaquecimento para a laminação à quente [1].
23
Figura 9. Produto de Solubilidade de Componentes de Titânio [1]
Quando as concentrações dos elementos formadores de carbonetos (ou nitretos) e do
carbono (ou do nitrogênio) são suficientemente elevadas, pode-se obter estruturas em que os
carbonetos e/ou nitretos são estáveis até a fusão do material, não podendo, portanto, ser
completamente dissolvidos. A Figura 10, por exemplo, apresenta partículas poligonais de nitreto
de titânio, precipitadas quando o aço se encontrava ainda no estado líquido. Estas partículas tem
coloração levemente amarelada (ou dourada) quando observadas com luz branca, no microscópio
ótico, sem ataque [18].
Figura 10. Inclusões de carbonitreto de titânio em aço inoxidável AISI 321. Sem ataque. O
aspecto poligonal e coloração dourada são típicos de nitretos e carbonitretos ricos em nitrogênio
de titânio. Cortesia Villares Metals S.A. Sumaré, SP, Brasil [18].
24
Observa-se que a precipitação dos nitretos sempre é mais espontânea (ΔG mais negativo)
do que a precipitação de carbonetos.
Figura 8. Espontaneidade de precipitação de nitretos e carbonetos de Nb, V e Ti no campo
austenítico [19].
A Figura 11 apresenta a solubilidade máxima de Nb e V em função da temperatura de
reaquecimento. A linha em verde ilustra a temperatura de saída do aço em estudo no forno de
reaquecimento (1050 ºC). Verifica-se a falta de solubilidade do Nb para a temperatura de
reaquecimento de 1050 °C, já para o V pode-se ter 0,06% em solução sólida mesmo com 200ppm
de nitrogênio presente no aço.
Figura 11. Efeito da Temperatura de Reaquecimento e do % N e % C sobre a Solubilidade do V e
Nb [20].
A Figura 12 apresenta incremento no Limite de Escoamento devido a porcentagem em
solução do Nb, Ti e V. O incremento propiciado pelo Nb é o dobro proporcionado pelo V para um
mesmo percentual adicionado. Sendo a grande restrição para uso do Nb a sua baixa solubilidade
em temperaturas inferiores a 1150°C. Já que ocorrerá a precipitação de NbN e NbC de forma
precoce, fazendo com que ocorra um crescimento do tamanho do precipitado durante
conformação.
25
Figura 12. Aumento do Limite de Escoamento devido ao Endurecimento por Precipitação em aços
de 0,01% - 0,5%C (Temperatura de Encharque 1300°C) [19].
A Figura 13 apresenta a influência da fração volumétrica de Nb e do tamanho dos
precipitados (NbN e NbC) sobre o aumento do Limite de Escoamento devido ao mecanismo de
Endurecimento por precipitação. Observa-se que quanto menor o precipitado para a mesma
fração volumétrica, maior é o incremento no Limite de Escoamento, isso se dá devido a maior
dispersão dos precipitados que consequentemente irão atuar como restrição a movimentação de
discordâncias.
Figura 13. Efeito da fração volumétrica e do tamanho dos precipitados de Nb sobre o Aumento do
Limite de Escoamento [19].
Recentemente foram desenvolvidos estudos utilizando o Vanádio como elemento de liga
no desenvolvimento de aços de uma siderúrgica de grande porte. A Figura 14 apresenta o
incremento promovido para cada adição de 0,01% de V, nas condições atuais de laminação. Os
valores foram comparados com os obtidos em estudos em uma filial da mesma empresa e
apresentaram ambos um incremento de 12,5 MPa para cada 0,01% adicionado na composição
química.
26
Figura 14. Efeito do Vanádio sobre o Limite de Escoamento de aços desenvolvidos em uma
siderúrgica de grande porte. [Nascimento, 2008].
A Figura 15 apresenta o aumento do Limite de Escoamento em aços médio carbono
devido adição de Nb ou V. A Figura 15 (a) apresenta o aumento linear do LE devido adição de V
para um aço 1045. Já a Figura 15 (b) apresenta o efeito do Nb sobre o LE em um aço com
0,35%, onde o aumento de 100 MPa é obtido devido adição de 0,04% de Nb.
Figura 15. (a) Influência do %V sobre o Limite de Escoamento de um aço 1045, (b) Influência do
%Nb sobre o Limite de Escoamento de um aço com 0,35%C-0,3Si-1,0%Mn [21].
3.4. Stelmor
O Stelmor é um equipamento que propicia um resfriamento controlado por meio de ar
forçado, bastante utilizado para a produção de barras de aço em rolo, pelo fato de ter uma alta
produtividade e homogeneização das propriedades mecânicas ao longo do comprimento da barra.
A Figura mostra um desenho esquemático do equipamento Stelmor.
27
Figura 16. Desenho esquemático do equipamento Stelmor [22].
No final do processo de laminação, nos trens acabadores, a barra de aço chega a ter
temperatura em torno de 1000 ºC. Para que possa aplicar o tratamento térmico à barra de aço
passa rapidamente através de vários borrifadores de água (zona de refrigeração), que a
estabelece uma temperatura específica (750 a 1000 ºC). Em seguida, a barra passa pelo formador
de espiras. Estas espiras são transportadas através de rolos transportadores. Logo abaixo destes
rolos estão localizados uma série de ventiladores de alta potência que confere a taxa de
resfriamento adequada [23].
4. MATERIAIS E MÉTODOS
4.1. Considerações iniciais
Os materiais empregados neste presente trabalho foram aços destinados a armaduras
para estrutura de concreto armado (nomenclatura usual da norma ABNT NBR 7480) - vergalhões
de aço baixo carbono microligados com titânio, nióbio e vanádio, com diâmetros nominais de 16
mm. Os aços foram fabricados através do processo de laminação controlada à quente, tratados
termicamente pelo mesmo processo (Stelmor), em uma empresa de grande porte na indústria
siderúrgica mundial.
4.2. Amostras e Análise Química
Com o objetivo de analisar o papel dos microligantes (V, Nb e Ti) nos aços estudados,
atuando individualmente ou na forma de mix, as amostras foram divididas em 5 grupos. Durante a
fabricação dos aços, os valores dos elementos bases (como carbono, silício, manganês,..) foram
amarrados/fixados, ou seja, as mudanças encontradas nas propriedades e microestruturas dos
aços estarão relacionadas, quase totalmente, com a atuação dos microligantes.
Importante salientar duas outras coisas importantes: 1) Como dito anteriormente, os aços
passaram pelo mesmo tratamento térmico e 2) A quantidade de nitrogênio adicionada, durante à
rinsagem, também foi controlada.
28
A determinação da composição química do aço microligado foi efetuada por meio da
técnica de Espectrometria por Emissão Ótica em um equipamento DACARL, modelo ARL 360, no
laboratório da Gerdau Usiba. O resultado final foi calculado a partir da média dos teores
encontrados em duas queimas em superfície previamente polida para cada amostra, ou seja,
foram 10 queimas por grupo de microligado, totalizando 50 queimas no total.
4.3. Ensaios Mecânicos
Com o objetivo de avaliar as propriedades mecânicas dos materiais em questão, neste
trabalho foram realizados ensaios de tração e dureza. Para se caracterizar a resistência
mecânica, as propriedades utilizadas foram o limite de escoamento (LE) e limite de resistência à
tração (LR); para quantificar a ductilidade foi utilizado o alongamento e para a resistência à
penetração, a dureza Vickers.
4.3.1. Ensaio de Tração
Os ensaios de tração foram realizados com o objetivo de avaliar e quantificar a resistência
mecânica e ductilidade dos materiais em análise, tomando sempre como base os procedimentos,
cuidados necessários e índices de confiabilidade descritos na norma ABNT NBR 7480/2007.
No total, foram realizados 25 ensaios, sendo 5 de cada grupo do mix de microligados.
Ensaios, estes, realizados utilizando a máquina de ensaios de tração DARTEC (Figura 17) no
Laboratório de Ensaios Mecânicos, nas dependências / propriedade da Usina Siderúrgica Gerdau
Usiba.
Figura 17. Máquina de ensaios mecânicos, marca DARTEC.
4.3.2. Ensaios de Dureza Vickers
Os resultados de dureza Vickers foram realizados para as 5 amostras dos 5 grupos
(totalizando 25 perfis), sendo conduzidos em linha reta da extremidade da amostra até o centro,
29
com espaçamento entre penetrações de 0,25 mm, carga de 4,903 N (HV 0,5)
e tempo de
penetração de 10 segundos, sendo que a superfície da amostra estava atacada com o reagente
Nital 3% para distinção das fases presentes. O equipamento utilizado foi o microdurômetro
SHIMADZU HMV-2, ver Figura 18.
Figura 18. Microdurômetro Shimadzu HMV-2 utilizado para a realização do ensaio de Dureza
Vickers.
Foram realizadas 32 penetrações por amostra (extremidade → centro), ver Figura 19, de
modo a estudar o perfil de microdureza das amostras, porém, pelos resultados, pode-se ver que
não havia variações significativas entre os valores (centro e extremidade), devido à
homogeneidade da microestrutura. Para cada amostra, uma média das 32 impressões foi retirada
e logo em seguida, foi feito uma média das 5 amostras de cada grupo, com o objetivo de se
quantificar a dureza do aço analisado.
As diagonais das impressões foram medidas pelo medidor acoplado ao visor do
equipamento. Os resultados encontrados serão apresentados no próximo capítulo.
0,10 mm
0,25 mm
Figura 19. Ilustração do perfil de microdureza.
30
4.4. Análise microestrutural
4.4.1. Preparação metalográfica das amostras
Foram cortadas pequenas partes das 25 amostras das barras (vergalhões) para análise
microestrutural, 5 para cada grupo. O plano de corte utilizado para análise foi o de seção
transversal, o preferido para as análises quantitativas subsequentes [18].
De modo geral, todas as amostras foram embutidas à quente (com baquelite), lixadas,
polidas e atacadas por imersão de modo a revelar a microestrutura de interesse. Na etapa de
lixamento, foram utilizadas lixas de granulações diferentes (100, 220, 320, 400, 600 e 1200),
sempre girando as amostras 90 graus a cada lixa trocada. O polimento foi realizado com o
abrasivo alumina (de 3 μm e 1 μm), recomendado para aços carbonos. E por fim, o ataque
químico, que foi realizado com o reagente Nital 3% (solução de 3 ml de ácido nítrico (HNO 3) em
97 ml de álcool etílico), com tempo de imersão de 20 segundos, sendo, as amostras,
posteriormente, lavadas com água, álcool e então, secadas por ventilação.
O Nital é geralmente utilizado em aços-carbonos para dar contraste entre as fases ferrita e
perlita e revelar o contorno de grão [18].
4.4.1. Microscopia Ótica
A microscopia ótica foi utilizada, neste trabalho, para caracterização dos grãos e fases
presentes nos aços microligados em estudo, assim como para sua quantificação através da
metalografia quantitativa.
As micrografias, em preto e branco, foram produzidas em um microscópio ótico (Figura
20), marca OLYMPUS, com aumentos variando de 100 a 1000 vezes.
Figura 20. Foto ilustrativa do Microscópio Ótico Olympus usado na produção das micrografias.
31
4.4.2. Metalografia Quantitativa
A metalografia quantitativa fornece meios para quantificar a microestrutura, ou seja,
determinar quantidade, forma, tamanho e distribuição de fases e defeitos. Neste presente
trabalho, os meios utilizados para quantificar a microestrutura foram o tamanho de grão e a
quantificação das fases presentes nos aços microligados em análise.
4.4.3.1. Tamanho de Grão
O tamanho de grão foi calculado através das micrografias obtidas no Microscópio Ótico
com aumento de 100 vezes, de acordo com a norma ASTM E112.
Foi utilizado o método planimétrico, proposto no final do século XIX por Sauveur e
desenvolvidos no século XX por Jeffries, envolvendo a contagem de grãos dentro de um círculo
(os grãos interceptados pelo círculo são contados pela metade) [6].
O círculo foi aplicado três vezes em cada micrografia, sendo utilizadas 5 fotos de cada aço
microligado, totalizando 15 medições por grupo de modo a garantir a confiabilidade dos resultados
(75 medições no total).
4.4.3.2. Quantificação de Fases
A quantificação das fases presentes nos aços microligados foi calculada através das
micrografias obtidas, também, no Microscópio Ótico com aumento de 500 vezes. Um software,
denominado, SVRNA, desenvolvido pelo Departamento de Engenharia de Teleinformática, da
Universidade Federal do Ceará foi utilizado para quantificar as fases ferrita e perlita presentes na
microestrutura dos aços microligados.
Para cada grupo de aço microligado, foram quantificadas 25 micrografias, sendo 5 para
cada amostra, totalizando, no geral 125 micrografias quantificadas, de modo a validar e garantir a
confiabilidade do método usado e resultados obtidos.
O software SVRNA (Figura 21) que tem por objetivo realizar tarefas da metalografia
quantitativa, empregando técnicas de processamento digital de imagens e inteligência artificial,
especificamente Redes Neurais Artificiais (RNA). A Rede Neural é utilizada no sistema para a
segmentação, a classificação e a quantificação de microestruturas de metais, a partir da cor
destas microestruturas (ALBUQUERQUEI, CORTEZII, et al., 2007).
32
Figura 21. Tela principal do software SVRNA, utilizado para quantificação de fases.
33
5. RESULTADOS E DISCUSSÃO
5.1. Análise Química
A Tabela 2 mostra a composição química, em peso, dos principais elementos dos 5 grupos
de aços microligados utilizados neste trabalho. Pode-se notar que, os valores dos elementos
bases (C, Si, Mn,..), como também a quantidade de nitrogênio adicionada, durante a fabricação,
não apresentaram variações significativas (desvio padrão máximo de 5%). Ou seja, o aço-base é
mantido e toda variação nas propriedades mecânicas está relacionada com a atuação dos
microligantes adicionados.
Tabela 2. Composições químicas, em peso, dos principais elementos dos aços microligados
utilizados no presente trabalho.
Grupo
A
B
C
D
E
C (%)
0,15
0,16
0,15
0,16
0,16
Mn (%)
1,43
1,35
1,31
1,39
1,36
Si (%)
1,26
1,25
1,17
1,22
1,22
Nb (%)
Ti (%)
0,03
0,08
0,03
0,03
V (%)
0,06
0,05
0,07
0,07
Ceq (%)
0,40
0,40
0,39
0,40
0,39
N (ppm)
106
108
90
114
98
5.2. Microscopia Ótica, Microscopia Eletrônica de Varredura e EDX
5.2.1. Fases Presentes
Na Figura 22a, 22b, 22c, 22d e 22e são observadas as microestruturas obtidas pelo
microscópio óptico (MO) para os 5 grupos de microligados, com um aumento de 1000x. Pode-se
observar uma microestrutura composta por duas regiões: ferrita pró-eutetóide (região clara) e
perlita (região escura).
a)
Ferrita PróEutetóide
Perlita
GRUPO A
34
b)
GRUPO B
c)
c
GRUPO C
d)
GRUPO D
35
e)
GRUPO E
Figura 22. Micrografias obtidas por microscopia óptica das amostras das barras de aço dos 5
grupos de microligados (a) Grupo A, (b) Grupo B, (c) Grupo C, (d) Grupo D e (e) Grupo E.
Aumento de 1000 x, ataque Nital 3%.
5.2.2. Nitretos de Titânio
Nas amostras dos grupos A (0,03% Ti; 0,06%V), D (0,07% Ti) e E (0,07% Ti e 0,03 Nb),
que contém titânio, pode-se observar o aparecimento de possíveis precipitados de nitretos de
titânio (com coloração levemente dourada), com o aumento de até 1000x, ver Figura 23.
Possíveis Precipitados
de Nitretos de Titânio
Figura 23. Possíveis precipitados de nitretos de titânio (TiN) na micrografia obtida por microscopia
óptica da amostra da barra de aço do grupo D (0,07% Ti) - Aumento de 1000 x, ataque Nital 3%.
36
De acordo com Colpaert (COLPAERT, 2008), os nitretos de titânio são estáveis até a fusão
do material, não podendo, ser completamente dissolvidos, ou seja, no reaquecimento do aço para
a laminação à quente, estas estruturas já estavam formadas e são capazes de controlar o
tamanho dos grãos na austenita.
A Figura 24 apresenta a micrografia obtida por microscopia eletrônica de varredura do
possível precipitado de nitreto de titânio, com o objetivo de mostrar o tamanho do precipitado. O
Nitreto de titânio, por ser formado em temperaturas bem elevadas apresenta dimensões
relativamente grandes. Neste caso, o precipitado assume um valor aproximado de 5 μm,
funcionando como barreira para crescimento dos grãos austeníticos.
Figura 24. Micrografia obtida por microscopia eletrônica de varredura do precipitado de nitreto de
titânio da amostra da barra de aço do grupo D. Aumento de 10000 x, ataque Nital 3 %.
A Figura 25 confirma, por espectros de EDX, que o precipitado analisado se trata
realmente de nitretos de titânio.
Figura 25. EDX do precipitado de nitreto de titânio da amostra da barra de aço do grupo D.
37
5.2.3. Quantificação das fases.
A Figura 26 mostra os resultados da quantificação das fases (ferrita pró-eutetóide e perlita)
dos 5 grupos de aços microligados, obtidos através do software SVRNA. Como previsto, por estar
trabalhando com grupos de aços microligados com baixo carbono, a quantidade de ferrita próeutetóide é bem superior ao da fase perlítica (cerca de 3 vezes mais).
Figura 26. Quantificação das fases (ferrita pró-eutetóide e perlita) dos cinco grupos de aços
microligados estudados.
5.3. Tamanho de Grão e Propriedades Mecânicas
A Figura 27 apresenta os valores dos tamanhos de grãos ASTM calculados através das
micrografias obtidas no microscópio ótico com aumento de 100 vezes (ASTM E112), assim, como
B
E
A
C
D
14
12
Grupo
A
B
C
D
E
4
11,5
11,71
6
11,8
8
12,03
10
11,75
Tamanho de Grão ASTM
os valores dos desvios padrões respectivos.
2
Tamanho de Grão
ASTM
Desvio
11,71
± 0,234
11,75
± 0,235
11,5
± 0,230
12,03
± 0,240
11,8
± 0,236
0
Figura 27. Tamanho de grão ASTM dos grupos de aços microligados estudados.
38
A Figura 28 (a), (b), (c) e (d) apresentam, respectivamente, os resultados médios do limite
de escoamento, limite de resistência, alongamento e dureza para cada grupo de aço microligado,
com seus devidos desvios padrões. Obs: Os valores das propriedades mecânicas a seguir foram
ordenados a partir da ordem crescente de limite de escoamento dos aços estudados.
Figura 28. Propriedades mecânicas (Limite de Escoamento, Limite de Resistência à Tração,
Alongamento e Dureza) dos grupos de aços microligados em ordem crescente de Limite de
Escoamento.
O grupo D (0,07% Ti) apresentou valores médios de Limite de Escoamento e Limite de
Resistência bem significativos, explicados a partir do refinamento do grão austenítico. Com uma
granulação mais fina, a maior área de contorno de grão no interior do metal, o que dificulta o
movimento das discordâncias, deixando o aço mais resistente.
Além disso, percebe-se que há uma diminuição nos valores de alongamento de 4 grupos
em relação ao crescente aumento do LE,
LR e Dureza dos aços microligados. Quando a
39
resistência dos aços é aumentada, a ductilidade do mesmo tende a cair. Porém, o grupo D (0,07
% Ti) manteve uma ductilidade boa mesmo com valores significativos de resistência.
40
6. CONCLUSÃO
O grupo D de aço microligado (0,07%) obteve valores médios de propriedades mecânicas
(Limite de Escoamento, Limite de Resistência à Tração e Dureza) mais significativos.
O refino de grão austenítico, bem como, a maior quantidade de perlita nas fases são
possíveis causas para o aumento dos valores de propriedades mecânicas.
Apesar dos ótimo valores de propriedades mecânicas encontrados, pode-se perceber que
não houve perda na ductilidade do aço (dentro dos limites de % alongamento do grupo B (0,08
%Nb – que obteve melhor alongamento).
41
7. REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS
[1]
COMPANHIA BRASILEIRA DE METALURGIA E MINERAÇÃO (1988). Characteristic
features of titanium, vanadium and niobium as microalloy additions to steel. Niobium
information, São Paulo, v.17, p. 1-6, 1988.
[2]
PAULES, J.R. Developments in HSLA steel products. JOM, v.43, n.1, p.41-44, 1991.
[3]
SANTOS, D.B. The production of poliphasic steels – relation between microstructure and
mechanical properties. In: INTERNATIONAL SYMPOSIUM ON LOW CARBON STEELS
FOR THE 90’S, 1993. p.349-354.
[4]
SAGE, A.M. Microalloyed steels for structural aplications. Metals and Materials, V.5, N.10,
P.584-588, 1989.
[5]
ANDRADE, R. L. D. Influência dos parâmetros redução a frio e ciclo de recozimento nas
propriedades mecânicas e microestrutura de um aço ARBL laminado a frio e processado
via recozimento contínuo, 2010.
[6]
CALLISTER, William D. Jr. Ciência e engenharia de materiais: uma introdução. 5ªedição.
Rio de Janeiro: LTC, 2000.
[7]
PICKERING. F. B. Physical Metallurgy and the Design of Steels – Applied Science
Publishers Ltd. London, 1978
[8]
DIETER, g.e. Metalurgia Mecânica. 2.ed. Rio de Janeiro: Guanabara Dois, 1981. Cap.6:
Mecanismos de endurecimento,p.166-212.
[9]
GOODMAN,
S.
R.
Metallurgy
of
high
strength
cold-rolled
steel
sheets.
In:
INTERNATIONAL CONFERENCE ON TECHNOLOGY AND APPLICATIONS OF HSLA
STEELS, 1983. Philadelphia HSLA Steels Technology e Applications. Ohio: ASM, 1984,
p.239-252.
[10] FERNANDES, R.C. O. Efeito da temperatura de encharque no recozimento contínuo e da
deformação na laminação de encruamento sobre as propriedades mecânicas de um aço
microligado a frio. Belo Horizonte: Escola de Engenharia da UFMG, 2007 (Dissertação de
Mestrado em Engenharia Metalúrgica).
[11] REED HILL. R.E. Princípios de metalurgia física – 2ª Ed. Rio de Janeiro: Editora
Guanabara Dois, 1982.
[12] KRAUSS, G., Steels: Heat treatment and processing principles, ASM International,
Materials Park, Ohio, USA, 1990. p. 199-201.
[13] TURAZI, A., OLIVEIRA, C.A.S. Estudo do efeito do processamento termomecânico no
refino de grão de aços C-Mn e ARBL. In: Congresso Anual da ABM, Vitória, ES, 2007. P.
112-119.
[14] PRADHAN, R. High strength/hig yield-ratio cold-rolled steels produced by continuous
annealing. Scandinavian journal metallurgy, v.13, n.5, p.298-307, 1984.
[15] HULKA, J. M. K. Gray and F. Heisterkamp, Niobium Technicat Report NbTR 16/9, CBMM,
São Paulo (Brasil), 1990
42
[16] ABRAHAM, J. K. e VANDER AREND, P. J. , em Microalloying’75 , Union Carbide Corp.,
New York, p 261 (1977).
[17] MEYER, L., HEISTERKAMP, F. e MUESCHENBORN, W. , em Microalloying’75 Union
Carbide Corp., New York, p. 153 (1977).
[18] COLPAERT, Hubertus., Metalografia dos Produtos Siderúrgicos Comuns. 4ª ed. São
Paulo: Editora Edgar Blucher Ltda., 2008. 652p.
[19] Hulka, K., Characteristic Feature of Titanium, Vanadium and Niobium as Microalloy
Additions to Steel, CBMM, 2005.
[20] Glodowski, R., A Review of Vanadium Microalloying in Hot Rolled Steel Sheet Products,
International Seminar 2005 on Application Technologies of Vanadium in Flat – Rolled
Steels, 2005.
[21] Sampei et al., Microalloyed bar for machine structural use, Nippon, Japan, 1988.
[22] WAN-HUA, Y. et al. Development and application of online Stelmor Controlled Cooling
System. Applied Thermal Engineering, Março, 2009.
[23] MORGAN Construction Company. Site MORGAN Construction Company, 2007.
Disponivel em: <http://akamai.industry.siemens.com/metalsmining/morgan/rolling_mills/
pdf/MM G_53_02_v05_screen.pdf>. Acessado em: 08 de Novembro de 2011.
43