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Instituto de Pesquisas Tecnológicas do Estado de São Paulo
Dimitri Warlet Caldeira
Estudo Comparativo das Propriedades Mecânicas de Chapas Grossas
Laminadas de Aço-Carbono e Aço Microligado ao Nióbio e Titânio
São Paulo
2006
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Instituto de Pesquisas Tecnológicas do Estado de São Paulo
Dimitri Warlet Caldeira
Estudo Comparativo das Propriedades Mecânicas de Chapas Grossas
Laminadas de Aço-Carbono e Aço Microligado ao Nióbio e Titânio
Dissertação apresentada ao Instituto de Pesquisas Tecnológicas do Estado de São Paulo –
IPT, para obtenção do título de Mestre em: Processos Industriais.
Área de concentração: Desenvolvimento e Otimização de Processos Industriais
Orientador: Dr. Humberto Naoyuki Yoshimura
São Paulo
Dezembro de 2006
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Ficha Catalográfica
Elaborada pelo Departamento de Acervo e Informação Tecnológica – DAIT
do Instituto de Pesquisas Tecnológicas do Estado de São Paulo - IPT
C146e Caldeira, Dimitri Warlet
Estudo comparativo das propriedades mecânicas de chapas grossas laminadas de
aço-carbono e aço microligado ao nióbio e titânio. / Dimitri Warlet Caldeira. São Paulo,
2006.
74p.
Dissertação (Mestrado em Processos Industriais) - Instituto de Pesquisas
Tecnológicas do Estado de São Paulo. Área de concentração: Desenvolvimento e
Otimização de Processos Industriais.
Orientador: Prof. Dr. Humberto Naoyuki Yoshimura
1. Aço-carbono 2. Aço microligado 3. Nióbio 4. Titânio 5. Chapa grossa 6.
Laminação 7. Composição química 8. Propriedade mecânica 9. Espessura 10. Tese
I. Instituto de Pesquisas Tecnológicas do Estado de São Paulo. Centro de
Aperfeiçoamento Tecnológico II. Título
À minha esposa, Áurea.
À minha filha Larissa.
Aos meus pais Willian e Sonia.
À todos aqueles que me encorajaram a continuar lutando.
AGRADECIMENTOS
Ao Prof. Dr. Humberto Naoyuki Yoshimura por sua orientação, dedicação, apoio e incentivo,
fundamentais à realização desse trabalho e relevantes à minha formação.
Aos professores da banca examinadora Prof. Dr. Kenji Camey e Prof. Dr. Marcelo Gonçalves.
Ao Laboratório de Tecnologia Cerâmica do IPT pelo uso de suas instalações e equipamentos.
Ao Sr. Nilson Eiji Narita, estudante de graduação em Engenharia de Materiais da Escola
Politécnica da Universidade de São Paulo (estagiário do Laboratório de Metalurgia e Materiais
Cerâmicos do IPT-SP).
À bibliotecária Andréa da Silva Longuinho por sua dedicação e auxílio na investigação
bibliográfica.
Aos amigos da secretaria do Mestrado do IPT pelo companheirismo.
À Companhia Siderúrgica Paulista (COSIPA), em especial ao Superintendente da Qualidade
Engenheiro Waldomiro Roman Silva, pela cessão das amostras utilizadas no presente trabalho.
A todos que direta ou indiretamente, colaboraram na execução desse trabalho.
RESUMO
Os aços microligados vêm ganhando importância crescente no mercado frente aos aços-carbono.
Uma das características importantes dos aços microligados é o seu teor relativamente baixo de
carbono, que resulta em uma melhor soldabilidade e tenacidade das chapas, características
fundamentais para aplicações na indústria naval e na construção civil. O efeito negativo da
diminuição do teor de carbono na resistência mecânica é compensado por pequenas adições de
elementos de liga (microligantes) e pelo processo termomecânico adotado na laminação. Como
conseqüência, o processo de produção de chapas grossas de aços microligados é mais complexo
do que o de aços-carbono, desde as etapas de refino e lingotamento até a fase de laminação, o que
pode acarretar em dificuldades no controle dos parâmetros de processamento e nas características
finais do produto. O objetivo deste trabalho foi analisar comparativamente dados de produção
(composição química, propriedades mecânicas, espessura e parâmetros de laminação) de chapas
grossas de aço-carbono e aço microligado ao nióbio e titânio de uma usina siderúrgica nacional.
Foram analisados 65 e 89 conjuntos de dados de chapas de aço-carbono e microligado,
respectivamente, com espessuras variando na faixa de 6,3 a 12,7 mm. Os dados consistiram de
composição química (C, Mn, Si, Nb, Ti, P, S, Al, N), propriedades mecânicas (limite de
escoamento - LE, limite de resistência - LR, razão elástica – quociente entre o LE e o LR,
alongamento e energia absorvida no ensaio Charpy a 0
o
C), espessura da chapa, tempo de
enfornamento e temperatura de acabamento. A análise dos dados possibilitou concluir que: i) os
valores médios dos dados de limite de resistência e energia absorvida no ensaio de impacto foram
similares nos dois aços; ii) os valores médios de limite de escoamento e alongamento foram
significativamente diferente nos dois aços, tendo o aço microligado apresentado um maior LE e
um menor alongamento; iii) os coeficientes de variação das propriedades mecânicas foram
similares nos dois aços, mostrando que a produção de chapas grossas do aço microligado, embora
mais complexo, resultou em produtos com constâncias de propriedades mecânicas similares aos
da produção do aço-carbono; iv) o teor de carbono e a combinação dos elementos de liga
apresentaram efeitos positivos no limite de escoamento e o limite de resistência; v) os valores de
limite de escoamento e limite de resistência variaram inversamente com a espessura final da
chapa, sendo que a espessura apresentou maior efeito no limite de escoamento, causando redução
da razão elástica com o aumento da espessura da chapa; vi) foram determinadas equações
empíricas para a previsão dos limites de escoamento e de resistência em função dos teores de
elementos de liga e da espessura final da chapa; vii) o aumento do tempo de enfornamento para a
laminação de 4 para 6 horas causou aumento nas propriedades mecânicas (limite de escoamento e
limite de resistência) dos aços microligados, enquanto o aumento da temperatura de acabamento
de 14
o
C apresentou efeito inverso.
Palavras-chave: Aço-carbono, aço microligado, laminação, chapas grossas, nióbio, titânio,
processamento termomecânico.
ABSTRACT
Comparative study of mechanical properties of rolled steel plates of carbon
and niobium and titanium microalloyed steels
Microalloyed steels have got an increasing importance in the steel market in comparison with
ordinary steels (carbon steels). One of the most important features of microalloyed steels is the
low content of carbon which contributes to a better weldability and toughness of the plates,
essential characteristics for maritime applications and building construction. The negative effect
in mechanical properties caused by the lower carbon content is overcame by the additions of
small contents of alloying elements (microalloying) associated to a thermomechanical processing
during the rolling operations. As a consequence, the production process of microalloyed plate is
more complex than carbon steel process, including the preliminary operations (primary and
secondary refining in the steel mill) and controlled rolling process, which can difficult the
controls of processing parameters and final characteristics of the products. The aim of this work
was to analyze comparatively the production data (chemical composition, mechanical properties,
thickness and rolling parameters) of carbon steel plates and microalloyed steel plates with
niobium and titanium manufactured by a Brazilian steel making company. It was analyzed sixty-
five (65) and eighty-nine (89) set of data of carbon and microalloyed steel plates, respectively,
with thickness ranging from 6.3 mm up to 12.7 mm. The data included chemical composition (C,
Mn, Si, Nb, Ti, P, S, Al, N contents), mechanical properties (yield and tensile strengths, elastic
ratio – ratio between yield and tensile strengths, elongation and absorbed energy on Charpy test
at 0°C), plate thickness, furnace holding time, and finishing rolling temperature. The analysis of
the data showed that: i) the average values of yield strength and toughness were similar for both
steels; ii) the average values of tensile strength and elongation were significantly different for
both steel, where the microalloyed steel presented higher yield strength and lower elongation
values; iii) the coefficients of variation of mechanical properties were similar for both steels,
showing that the production of microalloyed steel plates, although more complex, resulted in the
products with constancy of mechanical properties similar to the production of carbon steel; iv)
the carbon content associated to the alloying elements resulted in positive effects in the tensile
and yield strengths; v) the values of yield and tensile strengths varied inversely with the final
thickness of the plate, where the effect of thickness was stronger on yield strength, which caused
the lowering of elastic ratio with the decreasing of plate thickness; vi) empirical equations
predicting the yield and tensile strengths based on alloying element contents and plate thickness
were determined; vii) the increase of the re-heating time from 4 to 6 hous contributed to the
increase of mechanical properties (yield and tensile strengths) of the microalloyed steels, while
the 14°C increasing of final rolling temperature decreased the mechanical properties.
Keywords: carbon steel, microalloyed steel, rolling process, steel plate, niobium, titanium,
thermomechanical process.
Lista de Figuras
Figura 1 Fluxo de produção de chapas grossas desde a conversão do minério de
ferro e do carvão em gusa, até o final de uma linha típica de laminação de
chapas grossas................................................................................................. 3
Figura 2 Propriedades mecânicas (limite de escoamento e alongamento) dos aços de
alta resistência em comparação com os aços convencionais (ARMCO,
2004)................................................................................................................
5
Figura 3 Curvas de resfriamento e evolução das microestruturas na produção dos
aços de alta resistência (ARMCO, 2004)........................................................
6
Figura 4
Diagrama de fases Fe-C (ASM METALS HANDBOOK, 1990b, p.
125)..................................................................................................................
13
Figura 5 Crescimento perlítico num contorno de grão austenítico (HONEYCOMBE,
1981, p.65).......................................................................................................
15
Figura 6 Micrografias típicas de chapas grossas de (a) aço-carbono (ASTM A36–25
mm) e (b) aço microligado (ASTM A572–19 mm) - Aumento: 100 vezes
(fonte: Metals Handbook, 1990a)....................................................................
15
Figura 7 Efeitos do teor de carbono (a) e do teor de manganês (b) no aumento da
resistência dos aços (HONEYCOMBE, 1981, p.82)......................................
16
Figura 8 Influência de diversos elementos no endurecimento por solução sólida em
cristais de ferro (TAKEUCHI, 1969 apud HONEYCOMBE, 1981)..............
18
Figura 9 Mapeamento de soldabilidade dos aços conforme o teor de carbono e
carbono equivalente, relacionado à suscetibilidade à ocorrência de trincas
na ZAC (WILSON, 1988 apud GORNI et al, 1995b).....................................
22
Figura 10 Solubilidade dos carbonitretos de nióbio na austenita em função da
temperatura e do teor de nióbio: 1=0,14%Nb; 2=0,10%Nb; 3=0,08%Nb;
4=0,06%Nb; 5=0,05%Nb; 6=0,04%Nb; 7=0,03%Nb; 8=0,02%Nb;
9=0,01%Nb (GONZALES et al. 2002, p. 216)............................................... 24
Figura 11 Correlação entre o teor de nióbio, o tamanho da partícula e o efeito de
endurecimento proporcionado ao aço (GONZALES et al. 2002, p. 218).......
25
Figura 12 Placa cortada por maçarico após lingotamento contínuo................................ 32
Figura 13 Exemplos de vestígios de segregação em peças laminadas e forjadas a
partir de lingotes segregados (TSCHITSCHIN et al, 1988)............................
33
Figura 14 Esquema simplificado do processo de laminação controlada (WILSON,
1988 apud GORNI et al, 1995b).....................................................................
36
Figura 15 Esquema de um processo de laminação controlada com suas respectivas
fases constituintes (USIMINAS, 1995)...........................................................
38
Figura 16 Esquema de amostragem adotado para chapas grossas, mostrando as
regiões de retirada de corpos-de-prova conforme a norma ASTM
A6.................................................................................................................... 46
Figura 17 Dispersão dos elementos químicos (a) Carbono, (b) Manganês, (c) Nióbio,
(d) Titânio no aço microligado; (e) Carbono e (f) Manganês no aço-
carbono............................................................................................................ 51
Figura 18 Micrografias dos aços estudados (esquerda: aço microligado ASTM A572-
06 – 25,4 mm; direita: aço-carbono ASTM A36-05 – 25,4 mm)....................
57
Figura 19 Micrografias dos aços estudados (esquerda: aço microligado ASTM A572-
06 – 25,4 mm; direita: aço-carbono ASTM A36-05 – 25,4 mm)....................
57
Figura 20 Correlação entre o limite de escoamento e o limite de resistência com a
espessura dos aços...........................................................................................
58
Figura 21 Correlação entre o limite de escoamento e o limite de resistência com o
teor de carbono dos aços.................................................................................
59
Figura 22 Valores de razão elástica em função da espessura da chapa........................... 63
Lista de Tabelas
Tabela 1
Principais características cristalinas do ferro (HONEYCOMBE, 1981,
p.17).................................................................................................................
9
Tabela 2 Efeito das principais impurezas presentes nos aços comerciais (ASM
METALS HANDBOOK, 1990b; HONEYCOMBE, 1981)...........................
29
Tabela 3 Efeito dos principais elementos de liga presentes nos aços comerciais
(ASM METALS HANDBOOK, 1990b; HONEYCOMBE, 1981)................
30
Tabela 4 Comparação entre as especificações das normas ASTM A36-05 e ASTM
A572-06 grau 50 para aço-carbono e aço microligado, respectivamente
(AMERICAN SOCIETY FOR TESTING AND MATERIALS
STANDARDS)................................................................................................
43
Tabela 5 Especificação da composição química (% em peso) do aço-carbono e do
aço microligado conforme objetivada pela usina............................................
44
Tabela 6 Composição química média (% em peso) das chapas de aço-carbono e aço
microligado......................................................................................................
49
Tabela 7 Análise estatística das propriedades mecânicas dos aços carbono e
microligado......................................................................................................
52
Tabela 8 Análise da influência da espessura final dos produtos laminados nos
resultados de propriedades mecânicas.............................................................
53
Tabela 9
Coeficientes dos principais fatores para a previsão dos limites de
escoamento e resistência.................................................................................
62
Tabela 10 Efeito do teor de manganês na razão elástica..................................................
64
Tabela 11 Efeito do teor de carbono na razão elástica.....................................................
64
Tabela 12 Influência do tempo de enfornamento nas propriedades mecânicas do aço
microligado......................................................................................................
67
Tabela 13 Influência da temperatura de acabamento nas propriedades mecânicas do
aço microligado...............................................................................................
70
SUMÁRIO
1.
INTRODUÇÃO E OBJETIVOS........................................................................
1
1.1. Objetivos do trabalho.............................................................................................
8
2.
REVISÃO BIBLIOGRÁFICA...........................................................................
9
2.1. Aço-carbono...........................................................................................................
9
2.2. Aço microligado.................................................................................................... 10
2.3. Características associadas às microestruturas ferrítico-perlíticas....................... 12
2.4. Mecanismos de endurecimento..............................................................................
17
2.5. Propriedades mecânicas......................................................................................... 19
2.6. Efeito dos principais elementos de liga nos aços...................................................
21
2.6.1. Efeito dos elementos de liga na ferrita...................................................................
23
2.6.2. Efeito dos elementos de liga na perlita.................................................................. 25
2.6.3. Efeito dos elementos de liga nos carbonetos......................................................... 26
2.6.4. Efeito dos elementos considerados como impurezas.............................................
28
2.6.5. Efeito da dispersão de partículas metálicas e outros elementos de liga.................
29
2.7. Processamento dos aços.........................................................................................
30
2.7.1. Solidificação (Lingotamento)................................................................................ 31
2.7.2. Reaquecimento preliminar à laminação.................................................................
33
2.7.3. Parâmetros de laminação e resfriamento............................................................... 35
2.7.3.1. Laminação controlada (TMCP)............................................................................. 36
2.8. Modelos matemáticos para estimativa de propriedades mecânicas.......................
39
3.
MATERIAIS E MÉTODOS...............................................................................
43
3.1. Aspectos de produção das chapas grossas............................................................. 44
3.2. Amostragem de corpos-de-prova e ensaios mecânicos......................................... 45
3.3. Forma de análise dos dados................................................................................... 47
4.
RESULTADOS E DISCUSSÃO.........................................................................
49
4.1. Composição química do aço-carbono e do aço microligado................................. 49
4.2. Comparação entre as propriedades mecânicas do aço-carbono e do aço
microligado............................................................................................................ 52
4.3. Efeito da composição química dos aços nas propriedades mecânicas...................
56
4.4. Razão elástica........................................................................................................ 62
4.5. Efeito dos parâmetros de processamento...............................................................
64
4.5.1. Efeito dos parâmetros de laminação do aço microligado...................................... 66
5.
CONCLUSÃO......................................................................................................
72
6.
BIBLIOGRAFIA.................................................................................................
74
1
1. INTRODUÇÃO E OBJETIVOS
Os aços, essencialmente ligas de ferro e carbono, em geral apresentam-se como o material de
melhor relação custo-benefício para diversas aplicações. Associado a isso, a multiplicidade de
combinações dos aços permite atender a uma vasta gama de propriedades físicas (resistência
mecânica, por exemplo) e químicas (resistência à corrosão, por exemplo).
Uma grande parte dos aços laminados utilizados industrialmente ainda se constitui de aços-
carbono convencionais. Entretanto, é cada vez maior a participação dos aços microligados nas
usinas siderúrgicas. Esse fenômeno é explicado, em parte, pelos requisitos tecnológicos de
novas aplicações que surgem cada vez mais freqüentemente. Indústrias automobilísticas, aero-
espacial, petroquímica e construção civil são grandes impulsionadoras de inovações. A
possibilidade de redução de peso e as facilidades na junção desses materiais (soldagem),
associadas às propriedades mecânicas ajustáveis, têm se constituído em importantes atrativos
para a difusão do uso desses materiais. Por outro lado, o amplo domínio da tecnologia de
fabricação dos aços-carbono e o baixíssimo custo desses materiais ainda são fatores que
justificam as elevadas quantidades de produção dessa classe de aço.
A aplicação dos aços tem se aprimorado constantemente. Como exemplo disso, pode-se citar
os requisitos de estampagem para a indústria automobilística, onde se objetiva combinar
geometrias cada vez mais elaboradas (aços para estampagem extra-profunda) com incremento
de propriedades mecânicas (resistência ao impacto) em caso de um acidente de trânsito (como
nos aços
Trip - Transformation Induced Plasticity
). Outro exemplo curioso são as modernas
especificações para os aços navais, onde se exige elevada resistência ao impacto a
temperaturas cada vez menores (como -40
o
C), mesmo que a embarcação não seja projetada
para navegar em águas geladas como as do Mar do Norte. Isso, provavelmente, decorre dos
elevadíssimos custos envolvidos num caso de naufrágio como o da plataforma petrolífera
ocorrido na costa brasileira há poucos anos atrás.
O nível de desenvolvimento do aço, além de alavancar uma série de outros avanços como a
evolução da indústria de equipamentos e de novas formas de processamento, caminha para
um nível de controle da ordem atômica. Um exemplo disso, já em escala de produção
industrial, é o uso de materiais com textura (arranjo cristalino orientado) para aplicações
magnéticas em motor elétrico (a orientação cristalina reduz a perda da energia gerada,
aumentando o rendimento do motor). Os recentes investimentos nas indústrias siderúrgicas e
de mineração indicam um promissor futuro para o uso do aço.
2
As plantas de chapas grossas no Brasil (aços planos laminados a quente em espessuras
superiores a 6,0 mm) encontram-se defasadas tecnologicamente devido, principalmente, à
falta de investimento decorrentes das oscilações de mercado nas últimas décadas. Essa
estagnação nos investimentos em equipamentos obrigou as usinas nacionais a aprimorarem
sua técnica operacional, sobretudo em decorrência da crescente pressão dos clientes por níveis
de qualidade cada vez mais rigorosos (tolerâncias dimensionais mais estreitas e maior
resistência mecânica sem prejuízo da tenacidade e soldabilidade, entre outros).
Atualmente, a produção de chapas grossas encontra-se aquecida. Isso decorre de alguns
fatores como o ressurgimento da indústria naval nacional (devido à falta de navios para
atender à demanda mundial de transporte marítimo), as elevadas demandas por gás
transportado por novos gasodutos (como o gasoduto Brasil-Bolívia) e o próprio aquecimento
da economia mundial que tem contribuído consideravelmente para a mudança da estratégia do
país quanto aos produtos siderúrgicos, sobretudo para as linhas de chapas grossas.
A Figura 1 apresenta esquematicamente o fluxo básico de produção de chapas grossas.
Como as operações iniciais de produção de aço (produção de gusa e refino primário do aço)
não são objetos desse trabalho, elas não serão descritas em detalhes. De uma maneira geral, as
características principais das linhas de chapas grossas ao redor do mundo não diferem de
maneira significativa entre si. Basicamente, todas as linhas configuram-se por apresentar:
a) forno de reaquecimento de placas, cujo objetivo principal é reduzir o esforço mecânico no
processo de laminação;
b) descarepador, que remove os óxidos formados durante o processo anterior;
c) laminador desbastador e laminador acabador;
d) desempenadeira a quente, para a correção de eventuais desvios de planicidade das chapas;
e) leito de resfriamento ao ar;
f) linha de acabamento composta por tesouras de corte transversal e longitudinal;
g) forno de tratamento térmico (quando o processo exigir); e
h) linhas de inspeção final (visual, dimensional e ultra-som).
3
Figura 1: Fluxo de produção de chapas grossas desde a conversão do minério de ferro e do
carvão em gusa, até o final de uma linha típica de laminação de chapas grossas.
Eventualmente, algumas usinas mais modernas também dispõem de equipamentos para o
resfriamento acelerado das chapas laminadas, possibilitando a combinação de diversos
processos com variadas microestruturas.
De uma maneira geral, existe uma crescente preocupação com o uso de tecnologias limpas e
materiais não-poluentes na produção de componentes de aço. Dentro desse contexto, existe
uma procura por materiais de mais fácil processamento e características de reciclagem que
apresentem elevado desempenho estrutural (resistência mecânica em relação ao peso próprio).
Devido à questão ambiental, o uso dos plásticos e de fibras sintéticas vem sofrendo uma série
de restrições, o que abre espaço para a manutenção e recuperação do aço como principal
material utilizado na construção de carrocerias (ARMCO, 2004).
Um grande consumidor de aços é a construção civil, sendo o Japão uma referência mundial
nesse campo. Uma tendência relativamente recente nas usinas japonesas é o desenvolvimento
de chapas grossas com propriedades especialmente adequadas para construção civil, como
4
alta soldabilidade (através da minimização dos teores de elementos de liga no aço),
produzidas por resfriamento acelerado. Maiores limites de escoamento (LEs) permitem
reduzir a seção das estruturas, reduzindo seu peso (segundo Gorni - 1996b - um aumento de
370 MPa para 480 MPa permite a redução de 10% no peso do edifício). Outro requisito, que
costumava ser tipicamente japonês, é a baixa razão elástica (RE – coeficiente entre o limite de
escoamento e o limite de resistência) fundamental num país muito sujeito a terremotos. Neste
caso, uma maior garantia de deformação plástica das estruturas é um importante fator de
projeto, pois diminui o risco potencial de queda no caso de um abalo sísmico. Outra
característica não muito difundida na especificação de materiais para a construção civil é a
resistência mecânica a altas temperaturas, como a de um incêndio (algumas normas sugerem
que o material deve preservar cerca de 70% de sua resistência mecânica na faixa de 600ºC).
Isto pode reduzir a espessura do revestimento térmico isolante, otimizando a construção.
Materiais destinados a aplicações navais, normalmente, requerem excelentes propriedades de
soldagem, cujo processo pode responder por até 50% dos custos totais de um navio
(MONTEMARANO, 1986 apud GORNI; SILVEIRA, 2006). Também é fundamental
apresentarem excelentes propriedades de tenacidade, mesmo em temperaturas muito baixas.
Um exemplo típico é o casco de navios petroleiros, cujo rompimento pode significar desastres
ambientais de custos elevados.
A necessidade de transporte de gases e outros derivados petroquímicos tem consumido
especial atenção dos fabricantes de vasos de pressão, cujos requisitos envolvem praticamente
todas as propriedades mecânicas básicas: resistência à tração, tenacidade, soldabilidade e
razão elástica. O uso de modernas técnicas de resfriamento acelerado tem possibilitado a
redução da espessura dos tubos de grande diâmetro sem comprometer a segurança do projeto,
trazendo importantes ganhos em custos de fabricação e logísticos.
Os aços de alta resistência, por exemplo, são capazes de reduzir em até 25% o peso dos
carros, sem provocar aumento dos custos de produção e, ainda, melhorar as condições de
segurança do automóvel contra impactos (devido ao aumento do coeficiente de rigidez em
torção).
Os aços considerados de última geração (
Advanced High Strength Steel - AHSS
) consistem na
combinação de diferentes microestruturas que compartilham as propriedades mecânicas de
cada fase constituinte do material conforme os resultados desejados na aplicação do produto
(aços multifases com a presença de martensita, bainita e/ou austenita retida em quantidades
suficientes para produzir propriedades mecânicas específicas). De maneira geral, esses aços
5
são produzidos combinando-se composição química com técnicas de aquecimento e
resfriamento específicas para cada tipo de aço, gerando uma estrutura intercalada de fases
duras e fases dúcteis, combinada com precipitados finos dispersos entre as fases. Como
exemplo desses materiais, tem-se os aços
DP - Dual Phase
, obtidos por resfriamento
controlado, onde a distância média entre as ilhas de martensita define o limite de escoamento
do material (diferentemente dos aços convencionais, onde essa propriedade está diretamente
relacionada com o tamanho de grão). Outros exemplos são os aços
Bake Hardenable
(
CP –
Complex Phase
), cuja resistência mecânica decorre da precipitação de carbonetos após
aquecimento em estufa (como no processo de pintura de automóveis), os aços martensíticos,
cujo limite de resistência pode atingir até 1.520 MPa e os aços
Trip
, que apresentam
transformação da austenita retida em martensita quando submetidos a solicitações mecânicas,
resultando em aumento de dureza e resistência.
No campo dos materiais, a tendência para os aços nos próximos anos deve ser a consolidação
do uso dos aços citados anteriormente. Esses materiais ainda são produzidos em pequena
escala e por apenas algumas usinas siderúrgicas localizadas em poucos países. A Figura 2
apresenta comparativamente as propriedades mecânicas dos aços de alta resistência e dos aços
convencionais.
Figura 2: Propriedades mecânicas (limite de escoamento e alongamento) dos aços de alta
resistência em comparação com os aços convencionais (ARMCO, 2004).
De uma maneira geral, a tendência das linhas de chapas grossas é aproximar as condições de
laboratório (grau de controle dos parâmetros do processo) para o ambiente industrial. Uma
6
vez que o porte dos equipamentos, sobretudo o do laminador de chapas grossas, passou a ser
um limite para as linhas de laminação, o foco dos investimentos passou a ser os equipamentos
periféricos, como as linhas de desempenadeiras. Outra importante área explorada é a de
equipamentos que combinam aquecimento e resfriamento de diferentes maneiras obtendo
produtos com diferentes microestruturas que abrangem uma faixa cada vez mais vasta de
aplicações (Figura 3). Em termos de equipamentos, as inovações têm focado melhorias na
qualidade dos produtos, flexibilidade na produção e, principalmente, economia de energia,
sempre objetivando o aumento de competitividade. Pode-se citar como exemplos o uso de
queimadores regenerativos nos fornos de reaquecimento (redução de emissões de compostos
de nitrogênio no meio ambiente), melhorias no revestimento interno dos fornos de
reaquecimento e o uso de descarepadores mais potentes e com melhor controle de pressão da
água (enquanto que aços-carbono comuns usam uma pressão de descamação da ordem de 160
bar, aços microligados podem requerer pressões de até 200 bar para conseguir manter a
superfície do laminado totalmente isenta da carepa grosseira e proporcionar um resfriamento
uniforme (GORNI, 1996a).
Figura 3: Curvas de resfriamento e evolução das microestruturas na produção dos aços de alta
resistência (ARMCO, 2004)
7
No caso do laminador de chapas grossas e no processo de laminação, as inovações foram
ainda mais significativas. As cargas de laminação geradas durante a fase de acabamento da
laminação controlada de aços microligados são superiores ao dobro das obtidas durante uma
laminação normal de aços-carbono (GORNI, 1996a). Visando-se otimizar a planicidade dos
esboços, esforços têm sido gastos em se desenvolver sistemas de compensação da flexão dos
cilindros de laminação. Outra frente bastante explorada é a laminação de chapas grossas com
diferentes perfis de espessura e largura obtidos diretamente do processo de laminação. Essa
prática possibilita a redução dos custos de processamento dos perfis da construção civil e das
chapas da indústria naval. Como exemplo, pode-se citar a construção de pontes, as quais
devem atender diferentes distribuições de carga, que variam ao longo de seu comprimento. A
economia de custos obtida em função da minimização de operações de usinagem e soldagem
de componentes pode variar entre 10 a 25% (GORNI, 1996b; LIU; INDACOCHEA, 1990),
bem como proporcionar uma melhoria estética (estruturas com menores pontos de junção) e
na resistência à fadiga. Outra prática que está se tornando bastante popular é o uso de um
forno intermediário entre o laminador e o resfriamento acelerado. Este forno permite uma
série de combinações de processos com aquecimento e resfriamento alternados, inclusive com
ganhos de produtividade da ordem de 8% quando comparado aos processos de laminação
controlada usuais (SILVA, 1991 apud GORNI, 1996b).
Em termos de processo, as inovações visam a obtenção de maior produtividade, seja através
de maior rendimento metálico pela correção do perfil do esboço, seja pelo uso de
enfornamento a quente, objetivando ganhos energéticos. Entretanto, tanto do ponto de vista
técnico como também de produtividade, o resfriamento acelerado se constitui na grande
inovação das últimas décadas (QU et al, 2001).
O resfriamento acelerado permite a obtenção de diferentes estruturas metalúrgicas através de
diversas combinações de taxas de resfriamento. Por exemplo, o resfriamento acelerado
interrompido começa logo após o término da laminação e termina numa temperatura
intermediária, seguindo-se por resfriamento ao ar. É o caso mais comum, sendo geralmente
aplicado entre 800ºC e 500°C. Também se pode usar a chamada têmpera direta. Nesse caso, o
resfriamento ocorre de forma mais intensa, terminando sob temperaturas relativamente baixas
da ordem de 200ºC, de forma a viabilizar a obtenção de uma microestrutura martensítica. O
refino de grão promovido pela têmpera direta é mais uma das possibilidades disponíveis para
se compensar essa insuficiência no grau total de redução a quente (OSWALD, 1994 apud
8
GORNI, 1996b), permitindo obter elevadas propriedades mecânicas mesmo em chapas extra-
grossas.
Atualmente apenas os aços microligados ferrítico-perlíticos, dentre os aços modernos que
exigem estrito controle de processamento, têm sido produzidos em larga escala pelas usinas
siderúrgicas de chapas grossas no Brasil. Há muitos trabalhos mostrando os efeitos das
diversas variáveis na microestrutura e nas propriedades mecânicas destes aços microligados,
entretanto há poucos trabalhos que analisaram as características das chapas grossas
produzidas industrialmente. O sucesso mercadológico de um produto está associado, em
parte, à constância de suas características, que inerentemente está relacionada ao controle do
processo produtivo. Assim, é oportuno analisar as características das chapas grossas de aços
microligados, que atingiu um grau de maturidade de produção no país, em comparação com
as características das chapas grossas de aço-carbono, cuja tecnologia é bem estabelecida e há
um maior histórico de produção.
1.1. Objetivos do trabalho
Os objetivos deste trabalho são:
1) Comparar dados de produção (composição química, propriedades mecânicas e espessura)
de chapas grossas de aços-carbono e aços microligados ao Nb e Ti de uma usina siderúrgica
nacional;
2) Verificar a existência de correlações entre os dados de propriedades mecânicas,
composição química e espessura; e
3) Analisar os efeitos dos parâmetros de laminação (tempo de enfornamento e temperatura de
acabamento) nas propriedades mecânicas do aço microligado.
9
2. REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
Nesse capítulo são apresentadas as revisões bibliográficas que suportam esse estudo, desde os
conceitos elementares da microestrutura dos aços, passando por mecanismos de
endurecimento e propriedades mecânicas.
2.1. Aço-carbono
A mais importante liga metálica existente é o aço, que representa as ligas constituídas de ferro
e carbono. Nos aços, o ferro pode ser encontrado sob duas formas cristalinas: ferro-α, cuja
estrutura é cúbica de corpo centrado (CCC); e ferro-γ, cúbico de face centrada (CFC). As
principais características de cada fase do ferro estão descritas na Tabela 1.
Tabela 1: Principais características cristalinas do ferro.
ferro-
α
ferro-
γ
Nome Ferrita Austenita
Estrutura CCC CFC
Temperatura estável Até 910
0
C 910
0
C - 1390
0
C
Solubilidade de
Carbono
0,02% (723
0
C)
<0,00005% (20
0
C)
2,04% (1.150
0
C)
0,80% (723
0
C)
Fonte: HONEYCOMBE, 1981, p.17
As formas industriais de produção de aço (redução do minério de ferro por coque)
inviabilizam a obtenção primária de ferro com teores inferiores aos limites de solubilidade do
C nesses materiais, que é função de sua estrutura cristalina (CCC ou CFC – Tabela 1). Assim,
o próprio processo de produção do aço resulta em uma liga com ferro e outros elementos
(como o C e o N) em quantidades superiores aos limites de solubilidade, provocando a
precipitação do excesso como uma segunda fase (Fe
3
C, por exemplo). Os teores de C e N que
se encontram dentro da faixa de solubilidade, contribuem para uma distorção no reticulado
cristalino do ferro, causando um significativo endurecimento desse material (conhecido por
endurecimento por solução sólida intersticial).
Por outro lado, outros elementos de maior raio atômico que os elementos intersticiais também
estão presentes nos aços. Seja por adição proposital (como o Si usado para desoxidação do
10
aço antes do lingotamento), como também por conseqüência da presença no minério de ferro
(elementos como o Mn contribuem significativamente para o endurecimento dos aços através
da substituição parcial dos átomos de ferro do reticulado – solução sólida substitucional).
Portanto, decorrente da própria forma de processamento do aço a partir do minério de ferro
(mais especificamente do refino do gusa – produto do alto forno), todo aço originado pode ser
classificado como um aço-carbono, isto é, constituído por ferro, elementos intersticiais (C e
N, entre outros) e elementos substitucionais oriundos da matéria-prima ou necessários ao
processamento (aços microligados, por exemplo, sofrerão adições específicas de elementos
químicos com finalidades próprias). Assim, os aços-carbono (também chamados de aços
convencionais) se constituem na classe de aços mais elementar. Também apresentam os
menores custos de produção, uma vez que não requerem adições especiais de elementos
químicos. Por essa razão, esses materiais apresentam larga aplicação industrial onde não são
exigidos requisitos especiais, como alta resistência à corrosão atmosférica ou alta tenacidade a
baixas temperaturas.
Considerando o endurecimento por solução sólida como um dos mecanismos primários de
endurecimento dos aços, uma forma de aumentar os níveis de resistência desses materiais é
aumentando o teor de elementos endurecedores, seja por solução sólida intersticial, como
também por solução sólida substitucional.
De uma maneira geral, o aumento do grau de resistência por adição de elementos, como Si,
Mn e C, contribui negativamente para outras propriedades, como conformabilidade,
tenacidade (resistência à fratura) e soldabilidade. Por essa razão, desenvolveram-se outros
materiais (que utilizam outros mecanismos de endurecimento), de forma a atender uma outra
faixa de aplicações com o aço.
2.2. Aço microligado
Pode-se definir aço microligado (ARBL – Alta Resistência Baixa Liga ou
HSLA - High
Strength Low Alloy
) como sendo a classe dos aços que tem a sua resistência aumentada por
uma combinação de refinamento de grão, endurecimento por precipitação de carbonetos (pela
adição de elementos microligantes, como nióbio, titânio e vanádio em teores inferiores a
0,1%) e endurecimento por solução sólida (adição de elementos como fósforo, silício e
manganês).
11
Antes do surgimento dos aços de alta resistência e baixa liga na década de 40, as aplicações
em componentes estruturais que requerem alta resistência foram supridas com aços alto C-
Mn, com ou sem tratamentos térmicos (GUIMARÃES; PEREIRA, 1982). O desenvolvimento
de aços microligados de alta resistência possibilitou uma substituição parcial destes aços em
determinadas aplicações, com grandes vantagens técnicas e econômicas. O aspecto técnico
baseia-se na possibilidade de obtenção de uma maior resistência, mantendo o carbono em
percentual relativamente baixo comparado aos aços C-Mn. Também a tenacidade (capacidade
do material em receber impactos sem se romper) e a soldabilidade foram sensivelmente
elevadas, além de apresentar vantagens econômicas devido à redução de espessura
(comparativamente ao aço-carbono, para uma mesma aplicação).
Nos Estados Unidos, os aços de alta resistência têm sido comercializados desde o início da
década de 70. As primeiras aplicações deram-se na produção de componentes estruturais para
a maior proteção dos passageiros (pára-choques). A partir de 1973, com a brusca elevação nos
preços do petróleo, os aços de alta resistência passaram a ser considerados como uma solução
para redução do peso dos veículos e, conseqüentemente, do consumo de combustível. Com o
fim da crise do petróleo, a pressão no sentido de redução de combustível foi substituída por
duas novas tendências: o aumento do conforto e da segurança dos passageiros, e a
preocupação ecológica, tanto no que se refere à reciclabilidade dos materiais utilizados na
confecção do automóvel, quanto ao nível de poluição causados pelos motores de combustão
interna.
Nas últimas décadas ocorreram grandes desenvolvimentos na tecnologia dos aços. Estes
desenvolvimentos foram baseados, em sua maioria, na compreensão da correlação entre as
propriedades e a microestrutura.
Foram desenvolvidos aços com teores cada vez mais baixos de carbono e teores de manganês
crescentes. Também se dedicou grande importância ao refino de grão através de adições de
elementos como o alumínio, entre outros. Aumentos adicionais do limite de escoamento
passaram a ser obtidos nos aços de grão fino, através de endurecimento por precipitação
(carbonetos de vanádio, nióbio e titânio) – (BROWNRIGG, 1990).
Um processo que permite obter austenita fina e encruada favorece a nucleação de ferrita no
resfriamento e resulta em microestruturas de grãos extremamente finos (GAO; BAKER,
1999). Para se atingir estas condições, tratamentos termomecânicos em que deformações
significativas são realizadas a temperaturas inferiores à temperatura de recristalização do
material são necessários.
12
As baixas temperaturas de recristalização do aço-carbono dificultam a obtenção de grãos
refinados. Uma alternativa é o uso de elementos microligantes, como o Nb, dissolvido na
austenita ou precipitado como carbonitreto, que aumentam a temperatura de recristalização e
retardam o crescimento do grão austenítico (WU et al, 2006; TAMMINEN et al, 1997). Tais
tratamentos termomecânicos permitem o aproveitamento máximo dos elementos de liga e,
corretamente empregados, conduzem a excelentes combinações de propriedades mecânicas.
Uma condição similar a dos aços microligados somente é possível de se obter com os aços-
carbono através do uso de laminadores de alta potência (economicamente inviáveis), os quais
permitem altas taxas de deformação a temperaturas relativamente mais baixas.
2.3. Características associadas às microestruturas ferrítico-perlíticas
O diagrama de fases Fe-C é o ponto de partida para se prever a composição microestrutural de
uma determinada liga de ferro, desde aços-carbono convencionais até ligas mais elaboradas,
cujo efeito na constituição das fases dependerá da interação entre os elementos químicos. O
diagrama de fases considera condições próximas do equilíbrio, por exemplo, baixa velocidade
de resfriamento. Industrialmente, nem sempre esta condição é alcançada. Os principais
microconstituintes envolvidos na produção de chapas grossas de aços baixo e médio teores de
carbono são as estruturas ferrítico-perlíticas. Sob determinadas condições de processamento,
também podem ser encontradas outras fases, como a martensita, e outros microconstituintes,
como a bainita. Durante o resfriamento do aço com composição química hipoeutetóide
(<0,8%C), a reação predominante inicial é a transformação de austenita em ferrita (decorrente
da maior estabilidade dessa fase às temperaturas decrescentes). A menor solubilidade de
carbono na ferrita causa segregação do carbono. Com o enriquecimento em C, a austenita
final terá a composição similar à eutetóide, desde que a difusão do C na matriz seja suficiente
para isso (taxa de resfriamento compatível com as condições de equilíbrio). De acordo com o
Diagrama de Fases Fe-C (Figura 4), a transformação eutetóide, desde que em condições de
resfriamento lento, ocorre a uma dada temperatura bem definida, enquanto que outras reações
ocorrem em faixas de temperatura (a transformação da austenita em ferrita, por exemplo).
Essas transformações são acompanhadas por mudanças de volume e densidade, sobretudo em
decorrência das diferentes formas de empacotamento das fases envolvidas.
As transformações de fase envolvidas no resfriamento de uma liga tendem a iniciar nos
contornos de grão, visto que constituem regiões de maior energia (nucleação heterogênea). A
reação eutetóide requer difusão de átomos de Fe e C para a constituição das novas fases, pois
13
as composições da ferrita (0,0%C) e da cementita (6,6%C) não são iguais à da austenita
(0,8%C). A influência do tempo e da temperatura passa a ser determinante para o mecanismo
de formação dessas fases. A transformação de fase está diretamente relacionada à velocidade
de reação, isto é, em sistemas com resfriamento consideravelmente lento, a difusão pode ser
completa, predominando as precipitações a partir dos contornos de grão. Por outro lado, em
altas taxas de resfriamento a precipitação intergranular passar a ser importante, podendo
ocorrer em outros defeitos cristalinos no interior dos grãos.
Figura 4: Diagrama de fases Fe-C (ASM METALS HANDBOOK, 1990b, p.125).
Os principais constituintes envolvidos na formação da microestrutura ferrítico-perlítica são:
- Austenita: é a forma estável do ferro puro entre as temperaturas de 910
o
C e 1390
o
C. Sua
estrutura é cúbica de face centrada, não apresenta características magnéticas, apresenta-se
mole e dúctil. Por possuir um maior número de interstícios octaédricos que as estruturas
cúbicas de corpo centrado, a austenita possibilita uma maior dissolução de carbono (cerca de
2%).
- Ferrita: corresponde à estrutura cristalina do ferro puro em temperatura ambiente.
Apresenta-se mole e dúctil, com resposta magnética a partir de 766
o
C. Sua estrutura é cúbica
de corpo centrado, onde os espaços interatômicos são pequenos e alongados, não podendo
14
acomodar grandes quantidades de átomos de carbono (por essa razão, a solubilidade de
carbono na ferrita é inferior à da austenita).
- Cementita: é a fase com maior concentração de carbono. O resfriamento de um aço, isto é, a
transformação da austenita em ferrita, faz com que o carbono excedente (decorrente da
variação de solubilidade) forme um outro constituinte, normalmente na estequiometria Fe
3
C.
A cementita é dura (quando comparada à austenita e à ferrita), contribuindo
significativamente para o aumento da resistência do aço. Entretanto, o carboneto de ferro é
frágil, podendo fragilizar a liga.
- Perlita: a reação eutetóide (uma fase sólida resultando em duas fases sólidas no
resfriamento) do sistema Fe-C envolve a formação simultânea de ferrita e cementita a partir
da austenita com composição eutetóide. Como a formação ocorre simultaneamente, ambas as
fases estão intimamente relacionadas numa estrutura tipicamente lamelar, isto é, camadas
alternadas de ferrita e cementita. Esse constituinte é de grande relevância para as aplicações
dos aços, pois permite combinar a resistência da cementita com a ductilidade da ferrita,
resultando em excelentes propriedades mecânicas.
Durante a transformação da austenita em ferrita, à medida que o super-resfriamento aumenta,
observam-se alterações morfológicas na nova fase formada. Honeycombe (1981) caracterizou
quatro morfologias: ferrita alotriomorfa de contorno de grão, lamelas de Widmanstätten,
idiomorfos intergranulares e lamelas intergranulares. A composição química, principalmente
o teor de carbono e a taxa de resfriamento contribuem decisivamente no crescimento e na
morfologia da ferrita. A cinética dessa transformação está condicionada à estabilidade da fase
e às condições de resfriamento (quanto menor a temperatura, menor é o limite de solubilidade
do carbono e mais instável é a austenita). A força-motriz para a transformação (o potencial
termodinâmico) aumenta com o aumento do super-resfriamento. Por outro lado, a difusão do
carbono a baixas temperaturas é dificultada, contribuindo negativamente para a cinética da
reação (Hornbogen, 1983). Dessa forma, existe uma temperatura intermediária onde se pode
maximizar a cinética da reação, otimizando-se tanto a força-motriz como também o
coeficiente de difusão do carbono.
A perlita, por sua vez, origina-se por nucleação lateral e crescimento longitudinal (Figura 5),
conforme constatado por Mehl e Hagel (1956 apud HONEYCOMBE, 1981).
15
Figura 5: Crescimento perlítico num contorno de grão austenítico (HONEYCOMBE, 1981,
p.65).
A Figura 6 apresenta as micrografias típicas das chapas grossas do aço-carbono e do aço
microligado, que são essencialmente ferrítico-perlíticas.
(a) (b)
Figura 6: Micrografias típicas de chapas grossas de (a) aço-carbono (ASTM A36–25 mm) e
(b) aço microligado (ASTM A572–19 mm) - Aumento: 100 vezes (fonte: ASM METALS
HANDBOOK, 1990a).
Geralmente quanto maior a temperatura de transformação, maior é o espaçamento entre as
lamelas. Do ponto de vista cinético, a formação da perlita é um exemplo de um processo de
nucleação e crescimento. A perlita forma-se, preferencialmente, em interfaces da austenita. A
partir daí, as colônias crescem até se encontrarem umas com as outras. Dessa forma, o
processo controlador da transformação perlítica é considerado a difusão de carbono
(HONEYCOMBE, 1981).
Fe
3
C
α
γ
2
γ1
16
Os aços-carbono ferrítico-perlíticos são essencialmente aços cujas propriedades dependem da
presença do carbono e do manganês (Figura 7). Nesse caso, basicamente estão envolvidos três
mecanismos de endurecimento: solução sólida na ferrita, tamanho de grão da ferrita e
dispersão de cementita na forma de perlita (HONEYCOMBE, 1981).
Figura 7: Efeitos do teor de carbono (a) e do teor de manganês (b) no aumento da resistência
dos aços (HONEYCOMBE, 1981, p.82).
Embora a Figura 7 se refira aos aços normalizados, o que implica em tamanhos de grão
austeníticos relativamente homogêneos, pode-se constatar que o aumento do teor de carbono
causa um aumento considerável da resistência, quase que exclusivamente decorrente do
aumento do teor de perlita (Figura 7a).
No caso de se alterar a proporção de Mn (Figura 7b), o qual desloca a composição eutetóide
para teores mais baixos de carbono, tem-se, simultaneamente, o efeito de três mecanismos
endurecedores:
a) Maior teor de perlita pelo efeito do Mn no aço,
b) Mais Mn em solução sólida, e
c) Refino do tamanho de grão.
O aumento do teor de carbono é um processo mais barato por não necessitar de nenhuma
adição de outro elemento de liga (o carbono advém do próprio processamento do coque).
Entretanto, uma das limitações de se endurecer os aços exclusivamente com carbono está na
dificuldade de soldagem desses materiais, decorrentes de ocorrência de fissuras na zona
afetada pelo calor (MODENESI, 2001).
(a)
(b)
17
2.4. Mecanismos de endurecimento
As propriedades mecânicas de um material podem ser modificadas através de alterações na
sua microestrutura. Vários mecanismos de endurecimento dos metais multifásicos estão
relacionados com, pelo menos, um dos seguintes aspectos microestruturais (VAN VLACK,
1970):
- Variação da quantidade relativa das fases;
- Mudança do tamanho de grão das fases; e
- Alterações na forma e/ou na distribuição das fases constituintes.
De uma maneira geral, os metais podem ser endurecidos pelos seguintes mecanismos:
a) Endurecimento por deformação (encruamento)
Consiste no aumento da densidade de discordâncias e na interação entre elas. Discordâncias
móveis podem ter seu caminho obstruído por discordâncias imóveis, diminuindo o caminho
livre médio para movimentação, dificultando a deformação plástica do material. Em outras
palavras, o grau de encruamento de um metal é uma medida da facilidade (dificuldade) de
movimentação das discordâncias.
b) Endurecimento por solução sólida de átomos intersticiais
Já foi comentado nesse trabalho que os átomos de solutos causam distorções no reticulado
cristalino do ferro. Átomos de carbono e nitrogênio (sobretudo de nitrogênio que apresenta
uma maior solubilidade no ferro à temperatura ambiente) em solução no ferro causam a
formação de um campo de tensões ao seu redor. Esse campo de tensões (deformações)
interage com o campo de deformação das discordâncias, diminuindo localmente a energia
total associada às deformações. De outra forma, a movimentação das discordâncias pode ser
dificultada por átomos intersticiais, implicando num aumento da tensão necessária para
prosseguir a movimentação das discordâncias.
c) Endurecimento por solução sólida de átomos substitucionais
De forma análoga aos átomos intersticiais, os átomos substitucionais também causam
distorções no reticulado do ferro. Entretanto, essas distorções não são tão pronunciadas
quanto no caso anterior. De uma forma geral, o endurecimento por solução sólida é mais
intenso conforme aumenta a diferença entre o raio atômico do soluto quando comparado ao
do ferro (HONEYCOMBE, 1981). Outro fator que contribui para o endurecimento por
18
solução sólida substitucional é a concentração do soluto, representado pela solubilidade de
cada elemento na matriz de ferro, bem como a compatibilidade físico-química entre o ferro e
o soluto. Estes efeitos são mostrados na Figura 8.
Figura 8: Influência de diversos elementos no endurecimento por solução sólida em cristais de
ferro (TAKEUCHI, 1969 apud HONEYCOMBE, 1981).
d) Refino de grão (tamanho de grão)
A importância do tamanho dos grãos está relacionada ao livre caminho médio que as
discordâncias podem percorrer até uma barreira (contorno de grão). Assim, quanto maior for o
tamanho de grão, menor será a probabilidade de a discordância encontrar um obstáculo à sua
propagação e, por conseqüência, mais fácil será a deformação do material. Para transpor um
contorno de grão, as discordâncias empilham ao redor do contorno, elevando
consideravelmente as tensões nos grãos adjacentes. Geralmente, o limite de escoamento do
metal varia linearmente com G
(-1/2)
, onde G é o tamanho de grão (relação de Hall-Petch).
e) Endurecimento por dispersão de precipitados
Teor de soluto (% em peso)
Tensão Tangencial (300K) / Módulo de Rigidez ( x 10
-
3
)
19
As partículas de segunda fase atuam como barreiras para a movimentação de discordâncias. O
parâmetro microestrutural relevante é o espaçamento entre partículas, que está relacionado
com a fração volumétrica e o tamanho das partículas (relação de Zenner). Para um dado
tamanho de partículas, quanto maior a fração volumétrica, menor o espaçamento entre as
partículas, isto é, menor o livre caminho médio para movimentação de discordâncias. De
forma análoga, para uma dada fração volumétrica, quanto menor o tamanho das partículas,
menor é o espaçamento entre elas. No caso da perlita, o parâmetro relevante para as
propriedades mecânicas é o espaçamento interlamelar da perlita. Segundo Honeycombe
(1981) e Gorni et al (2002), a resistência à tração, em aços com até 0,3% de carbono, está
diretamente relacionada à fração de perlita, uma vez que a perlita encrua mais rapidamente
que a ferrita. Por outro lado, inalterando-se outros fatores como o tamanho de grão, a
influência da fração de perlita no limite de escoamento não se mostra significativo.
2.5. Propriedades mecânicas
Há décadas especifica-se o limite de escoamento, o limite de resistência e o alongamento
como parâmetros mecânicos importantes às aplicações de produtos laminados. Mais
recentemente, em algumas aplicações também se passou a especificar valores para a razão
elástica (quociente entre o limite de escoamento e o de resistência). Essa característica vem
assumindo crescente importância em chapas grossas destinadas à construção civil (estruturas
resistentes a abalos sísmicos) e à fabricação de tubos de grande diâmetro. Quanto mais baixo
for o valor da razão elástica (RE), menor é a tendência de ocorrência do chamado efeito mola
(“spring-back”) durante a conformação do tubo, por exemplo. Isso ocorre porque parte ou a
totalidade da chapa conformada não atingiu o ponto de deformação plástica. Por essa razão,
os fabricantes de tubos geralmente limitam a razão elástica em torno de 90%, de forma a
garantir que ocorrerá deformação plástica no material (PANONNI, 2006; PAULES, 1991).
De uma maneira simplificada, as microestruturas ferrítico-perlíticas podem ser caracterizadas
pelo tamanho de grão da ferrita e pela fração volumétrica de perlita. Para aços-carbono
convencionais com teores de carbono inferiores a 0,5%, é possível prever o teor de perlita
pela composição química e diagrama de fases Fe-C. A fração de ferrita, que é complementar à
fração de perlita, por ser uma fase dúctil (macia), facilita a deformação, isto é, favorece a
geração e a propagação de discordâncias.
20
O limite de escoamento é definido, entre outros fatores, pela densidade de discordâncias
móveis presentes na microestrutura. Já o limite de resistência está relacionado a mecanismos
de endurecimento, tais como os proporcionados por solução sólida e fração volumétrica de
segunda fase. Também se constitui num importante fator a razão entre os coeficientes de
encruamento das fases presentes na microestrutura (SHIKANAI, 1988; MITCHEL, 1993
apud GORNI ET AL, 2002). O encruamento de um modo geral é explicado pelas interações
das discordâncias com outras discordâncias ou com outras barreiras que impedem a sua livre
movimentação. Um metal recozido, por exemplo, possui cerca de 10
6
centímetros de
discordâncias por centímetro cúbico de material, enquanto que um metal severamente
deformado plasticamente contém cerca de 10
12
centímetros de discordâncias pela mesma
unidade de área (PADILHA, 1997; HAESSNER, 1978; HULL, 1984).
Do ponto de vista da razão elástica (RE), tanto o refino de grão quanto a fração de perlita
contribuem decisivamente para essa característica. Um maior refino de grão tende a aumentar
a razão elástica, isto é, quanto menor o tamanho de grão, maior deve ser o coeficiente RE
(GORNI et al, 2002). Quanto ao teor de perlita, considerando-se pequenas variações no teor
desse constituinte (inferiores a 20%), o efeito é mais pronunciado no limite de resistência que
no limite de escoamento (IRVINE, 1967 apud GORNI et al, 2002). Isso significa que a RE
tende a aumentar com a redução do teor de perlita.
O teor de perlita de uma liga está diretamente relacionado à composição química. Elementos
de liga podem alterar o espaçamento interlamelar da perlita, contribuindo para o
endurecimento do aço, bem como deslocar o ponto eutetóide para menor teor de carbono
(HONEYCOMBE, 1981). Em geral, para o aço-carbono, com o aumento das taxas de
resfriamento ocorre o aumento da fração volumétrica de perlita formada. Para os aços
microligados, as interações dos elementos adicionados podem contribuir para o retardamento
da transformação perlítica, implicando em menor teor de perlita final.
Elementos de liga dissolvidos na matriz ferrítica do aço aumentam tanto o limite de
escoamento como o de resistência por efeito de endurecimento por solução sólida. Seu efeito
endurecedor é proporcional à diferença entre seus diâmetros atômicos e apresenta uma relação
linear com a raiz quadrada do valor da concentração em peso do elemento (PICKERING,
1978 apud GORNI et al, 2002). Em princípio, os elementos intersticiais apresentam grande
efeito endurecedor, considerando-se a grande diferença entre seus diâmetros atômicos e o do
átomo de ferro. O C provoca uma distorção tetragonal no reticulado da ferrita, a qual interage
de forma intensa com todos os tipos de discordâncias e explica seu alto poder endurecedor na
21
forma de solução sólida (HONEYCOMBE, 1981 apud GORNI et al, 2002). Contudo, na
prática, sua influência é pequena devido à sua solubilidade limitada na ferrita (da ordem de
0,008%). Os elementos substitucionais apresentam menor efeito endurecedor, uma vez que o
valor de seu diâmetro atômico está mais próximo ao do ferro. Entretanto, esses elementos,
quando adicionados em teores significativamente maiores do que os elementos intersticiais,
resultam em importantes incrementos à resistência mecânica. Considerando-se apenas os
efeitos das adições progressivas dos solutos, a maioria dos elementos de liga (como C, N, Cr e
Ni) tende a abaixar a razão elástica. Elementos como o Si apresentam efeito neutro, enquanto
que o Mn apresenta efeito no sentido de elevar a razão elástica, desde que não afete o
equilíbrio entre as fases.
2.6. Efeito dos principais elementos de liga nos aços
De uma forma resumida, pode-se dizer que o papel dos elementos de liga adicionados aos
aços HSLA tem os seguintes objetivos:
- Desenvolver mecanismos capazes de conduzir a um maior refino de grão, uma vez que isto
conduz, simultaneamente, a um aumento da tenacidade e do limite de escoamento;
- Melhoria da soldabilidade, através de redução do teor de carbono equivalente (que expressa,
de forma simplificada, a tendência à formação de martensita e, conseqüentemente,
possibilidade de ocorrência de trincas a frio) e do controle da evolução da microestrutura da
zona afetada pelo calor (restrição quanto ao crescimento de grão austenítico); e
- Melhoria da tenacidade, de forma geral, e formabilidade, bem como buscar a isotropia da
ductilidade. O controle da quantidade e forma das inclusões não-metálicas é fundamental
neste aspecto.
A Figura 9 apresenta uma avaliação do grau de soldabilidade dos aços conforme o teor de
carbono equivalente (Ceq) calculado em função da composição química (considerando os
teores de C, Mn e P, por exemplo). Na prática industrial, valores de Ceq superiores a 0,40%
indicam a necessidade de cuidados especiais durante a operação de soldagem.
22
Figura 9: Mapeamento de soldabilidade dos aços conforme o teor de carbono e carbono
equivalente, relacionado à suscetibilidade à ocorrência de trincas na ZAC (WILSON, 1988
apud GORNI et al, 1995b).
No caso de aços microligados, a formação de precipitados de TiN causa o refino dos grãos
austeníticos tanto no reaquecimento e na laminação, como também durante o aquecimento
promovido para a soldagem do metal próximo à linha de fusão (OHNISHI et al, 1988).
Para melhorar a tenacidade da zona termicamente afetada (ZAC), deve-se melhorar a
tenacidade da matriz (através do refino de grão e do controle do carbono equivalente, por
exemplo) e evitar a formação de microestruturas de baixa tenacidade (suscetíveis a trincas,
como martensita). O uso de pequenas quantidades de nióbio mostrou-se efetivo na melhoria
da tenacidade da ZAC (OHNISHI et al, 1988). Outro método efetivo para melhorar a
tenacidade da matriz ferrítica é a redução do nitrogênio solúvel, seja pela redução do teor total
de nitrogênio, seja pelo uso de elementos ávidos por nitrogênio, como alumínio, titânio ou
boro, entre outros. Ohnishi et al (1988) propuseram ligas alternativas que otimizam a
tenacidade da ZAC através do uso combinado e controlado de nióbio, titânio, boro, alumínio e
nitrogênio, conseguindo ligas soldáveis com estrutura ferrítica e resistente ao impacto a 60
0
C
negativos. Segundo os autores, o boro desenvolve um papel fundamental no controle da
microestrutura da ZAC, mesmo a diferentes taxas de resfriamento. A formação de
precipitados de BN, facilitados pela alta difusibilidade do B, favorece a formação de ferrita ao
mesmo tempo em que promove o refino da estrutura.
Estes melhoramentos podem ser descritos como função da interação dos elementos de liga
com as principais fases constituintes desse tipo de aço: ferrita e perlita. Alguns elementos
Ceq [%]
23
apresentam-se como estabilizadores da austenita, isto é, expandem o campo onde a austenita é
termodinamicamente estável, isto é, diminuem a temperatura de transformação da austenita
em ferrita. Como exemplos, podem-se citar o manganês, o carbono e o nitrogênio
(HONEYCOMBE, 1981). Por outro lado, alguns elementos constituintes das ligas de aço
contribuem para a estabilização da ferrita, isto é, restringem a formação da austenita,
favorecendo a expansão do campo ferrítico. Neste caso, os principais exemplos são o silício, o
alumínio, o fósforo, o boro e o enxofre, além dos elementos formadores de carbonetos como
nióbio, titânio, vanádio, molibdênio e cromo (HONEYCOMBE, 1981). Também é importante
a forma com que os elementos de liga se apresentam no aço. As principais formas são: (a)
dissolvidos na matriz (ferrita); (b) formando carbonetos; (c) formando inclusões não metálicas
(óxidos, sulfetos, aluminatos); (d) formando compostos intermetálicos; e (e) em estado
elementar (fase pura).
Cada combinação contribui para o endurecimento do aço através de mecanismos específicos,
sendo que um mesmo elemento de liga pode se apresentar sob diversas formas no aço. O
nióbio, por exemplo, pode estar parcialmente dissolvido na ferrita, na forma de carbonetos ou
carbonitretos e também formando óxidos. Os efeitos dos elementos de liga nos aços
envolvem, não apenas alterações nas fases ou constituintes previstos pelo diagrama de fases,
mas também na maneira e velocidade com que estas fases se formam.
2.6.1. Efeito dos elementos de liga na ferrita
Os elementos de liga adicionados ao aço podem aumentar a dureza da ferrita por solução
sólida ou pela precipitação de carbonetos, nitretos, carbonitretos, entre outros. O aumento da
dureza da ferrita indica aumento da resistência mecânica do aço. O fósforo, o silício e o
manganês em solução sólida provocam consideráveis aumentos de dureza na ferrita (GORNI;
CAVALCANTI, 1997). Também a dureza da ferrita pode ser aumentada pela precipitação de
partículas finas. A elevação da taxa de resfriamento do material leva a uma maior dureza da
ferrita, pois o crescimento e o coalescimento das partículas de NbC são menores (AVILLEZ,
1981). Com o aumento da temperatura de austenitização, aumenta-se a fração de nióbio
solubilizado na austenita (Figura 10), o que propicia, durante o resfriamento, o aumento da
fração de NbC precipitada como partículas finas. Isto é importante visto que apenas
precipitados finos (tamanhos menores que 100 Ǻ) são eficientes para aumentar de maneira
substancial a dureza da ferrita (Figura 11). Durante a transformação isotérmica, a ferrita
também pode ser endurecida pela precipitação de carbonetos. Entretanto, aumentando-se a
24
temperatura e o tempo de tratamento acima da condição otimizada, o crescimento e o
coalescimento do NbC são acelerados e a dureza cai.
Figura 10: Solubilidade dos carbonitretos de nióbio na austenita em função da temperatura e
do teor de nióbio: 1=0,14%Nb; 2=0,10%Nb; 3=0,08%Nb; 4=0,06%Nb; 5=0,05%Nb;
6=0,04%Nb; 7=0,03%Nb; 8=0,02%Nb; 9=0,01%Nb (GONZALES et al. 2002, p. 216).
Os elementos de liga dissolvidos na austenita podem atrasar tanto a nucleação como o
crescimento da ferrita. Os principais fatores que contribuem para o atraso da formação da
ferrita é a formação de um filme de precipitados de carbonitretos (os quais recobrem o grão
austenítico) ou a segregação de elementos de liga no contorno do grão austenítico. Os
precipitados de carbonitretos metálicos são, no início, coerentes com a austenita, dificultando
a nucleação da ferrita. Com o aumento do tempo, esses precipitados crescem ou coalescem,
ocasionando a perda de coerência com a austenita, o que favorece a nucleação da ferrita. A
segregação no contorno austenítico pode diminuir a atividade e a difusividade do carbono
nesta região, dificultando a formação de núcleos de ferrita (ZAJAC, 2001).
25
Figura 11: Correlação entre o teor de nióbio, o tamanho da partícula e o efeito de
endurecimento proporcionado ao aço (GONZALES et al. 2002, p. 218).
As hipóteses existentes para explicar o atraso no crescimento da ferrita pela adição dos
elementos de liga decorrem do fenômeno da partição. Observou-se que elementos
estabilizadores da ferrita não sofrem partição entre a austenita e a ferrita durante a formação
da ferrita. Já os elementos estabilizadores da austenita apresentam partição na reação
austenita/ferrita (HONEYCOMBE, 1981). Quando não há partição do elemento de liga, o
crescimento da ferrita é controlado pela difusão do carbono. Com a partição, o crescimento da
ferrita é controlado pela difusão do elemento de liga, a qual é mais lenta que a do carbono. A
diferença entre a velocidade de partição de um soluto intersticial (como o carbono) e outro
substitucional (como o nióbio) pode ser estimada pela comparação entre seus coeficientes de
difusão no ferro. Por exemplo, a 1.000°C a difusão do carbono na austenita é cerca de 10.000
vezes maior que a do nióbio (VAN VLACK, 1970).
2.6.2. Efeito dos elementos de liga na perlita
Os elementos de liga dissolvidos na austenita podem atrasar tanto a nucleação como o
crescimento da perlita pelos mesmos motivos discutidos para a ferrita (HONEYCOMBE,
1981). A adição de elementos de liga estabilizadores da ferrita tende a restringir o campo
26
austenítico e elevar a temperatura eutetóide. O inverso acontece com os estabilizadores da
austenita. Observou-se que no aço 0,8%C, austenitizado a 900°C, praticamente não houve
atraso na formação da perlita provocado pela adição de nióbio. Isto porque a 900°C apenas
3% do nióbio é solubilizado e 97% do nióbio continua na forma de NbC. Porém aumentando-
se a temperatura para 1.350°C consegue-se solubilizar todo o nióbio neste aço, e o tempo para
iniciar a transformação perlítica é aumentado em 10 vezes (AVILLEZ, 1981).
A adição de elementos de liga nos aços pode aumentar ou diminuir o espaçamento
interlamelar (S
o
) da perlita. Esse fenômeno está relacionado com a energia interfacial, não
seguindo um comportamento definido conforme a afinidade do elemento com a austenita. O
ligeiro aumento da dureza da perlita observada em aços microligados com nióbio deve-se à
precipitação de NbC na ferrita da perlita. À medida que se diminui a temperatura de formação
da perlita, reduz-se seu espaçamento interlamelar e conseqüentemente aumenta-se sua dureza.
Nos aços resfriados continuamente, o aumento da taxa de resfriamento faz com que a perlita
seja formada em temperaturas cada vez menores, provocando uma redução no espaçamento
interlamelar, com conseqüente aumento de dureza. Elementos de liga em solução sólida na
austenita podem diminuir as temperaturas de formação da perlita, provocando aumentos
maiores de dureza. Também se elevando as taxas de resfriamento aumenta-se a fração
volumétrica da perlita formada. Como exemplo, em aços com 0,4%C, a fração volumétrica de
perlita calculada pelo diagrama de fases para o equilíbrio termodinâmico é de
aproximadamente 50%, porém, no resfriamento contínuo, essa fração pode chegar quase a
100%, como nos aços com 0,8% C (VAN VLACK, 1970).
2.6.3. Efeito dos elementos de liga nos carbonetos
A precipitação de carbonetos finos nos aços causa o refino do grão austenítico, e por
conseqüência do grão ferrítico, aumentando a resistência mecânica. Os precipitados também
endurecem a ferrita, elevando ainda mais a resistência mecânica. O aumento da resistência
mecânica provocado pela precipitação de carbonitretos é maior quanto menor e mais
numerosas forem as partículas. Do ponto de vista da distribuição entre os elementos de liga e
os carbonetos, pode-se esperar dois tipos de comportamentos: a) elementos que se dissolvem
apenas na fase ferrítica; b) elementos que formam carbonetos estáveis e se dissolvem na fase
ferrítica.
27
Na primeira categoria estão elementos como o níquel, cobre, fósforo e silício, os quais
apresentam uma solubilidade praticamente nula na cementita ou em outro carboneto de
elemento de liga. A maioria dos elementos de liga pertence à segunda categoria (manganês,
cromo, molibdênio, vanádio, titânio, tungstênio e nióbio). O carboneto de manganês não é
encontrado nos aços, porém o manganês entra em solução sólida na cementita
(HONEYCOMBE, 1981).
Sob a ótica da solubilidade, à medida que se eleva a temperatura da austenita, o carboneto
metálico vai se dissolvendo, fornecendo carbono e metal para a austenita (COTA et al, 2002).
Isto continua até uma temperatura onde todo o carboneto metálico é dissolvido, ou seja, todo
o metal permanece em solução sólida na austenita. Essa temperatura limite de solubilidade
depende do teor de carbono e de metal presentes no aço. Deve-se notar que ao se adicionar
outros elementos de liga nos aços, a solubilidade dos carbonetos, nitretos e carbonitretos é
modificada. A adição de manganês, cromo e níquel aumentam a solubilidade do carboneto de
nióbio na austenita e a adição de silício a diminui. Observa-se também que o carboneto de
vanádio é mais solúvel na austenita do que o de titânio e o de nióbio (KESTENBACH, 2002).
O aumento da resistência mecânica possível de ser obtido pela precipitação de partículas finas
nos aços é proporcional à solubilidade dessas mesmas partículas na austenita.
A composição dos carbonetos metálicos nem sempre é fixa, podendo variar com a
temperatura e os teores de carbono e do metal. No caso do nióbio, por exemplo, variando-se a
relação teor de carbono e teor de nióbio do aço, ou a temperatura de formação do carboneto,
altera-se sua composição química. Como nos aços sempre existe nitrogênio dissolvido
(HONEYCOMBE, 1981), as fórmulas NbC, NbN e NbCN são simplificações da fórmula
NbCxNy, onde x e y são variáveis que dependem das percentagens de carbono, nitrogênio e
nióbio do aço e também da temperatura de formação destes compostos.
A cinética de dissolução, precipitação e coalescimento dos carbonetos são especialmente
importantes na definição da resposta de um aço microligado a um tratamento térmico. A
cinética de precipitação do Nb(C,N) na austenita durante a laminação dos aços microligados é
fortemente dependente da composição do aço, velocidade e taxa de deformação, temperatura
e seqüência de tratamento termomecânico. A precipitação do Nb(C,N) na austenita não
deformada é bastante lenta, tanto no tratamento isotérmico como no resfriamento contínuo.
No entanto, na austenita deformada a precipitação é bem mais rápida. Para uma maior
efetividade do endurecimento, objetiva-se formar partículas finas de Nb(C,N). Como os
fenômenos de precipitação, crescimento e coalescimento de partículas ocorrem
28
simultaneamente, para se aumentar a resistência de um aço não basta apenas elevar a
deformação da austenita; deve-se também reduzir o tempo de aplicação desta deformação, isto
é, aumentar a taxa de deformação (HONEYCOMBE, 1981).
Os principais efeitos da precipitação dos carbonetos nos aços, tipo Nb(C,N), na forma de
partículas finas (< 100 Ǻ de diâmetro), são o atraso na recuperação e recristalização da
austenita, o impedimento do crescimento do grão austenítico e, conseqüentemente, o
endurecimento da ferrita.
2.6.4. Efeito dos elementos considerados como impurezas
Além dos elementos adicionados propositalmente na fabricação dos aços (elementos de liga),
existem outros cuja introdução no aço é decorrente do processo de fabricação, do minério de
ferro e do coque. Entre eles podem-se citar o manganês, o silício e o alumínio como
elementos residuais que, normalmente, contribuem positivamente às propriedades mecânicas
dos aços. Entretanto, P, S, N, O, H e Sn, na maioria das vezes, constituem-se em elementos
indesejáveis aos aços. Considerando que as inclusões são inevitáveis em aços elaborados por
processos convencionais, propriedades associadas à fratura dúctil, resistência à fadiga, brilho
(capacidade de receber polimento) e resistência à corrosão são diretamente influenciadas por
inclusões não-metálicas (WEERTMAN; WEERTMAN, 1983). Como a grande maioria das
inclusões não-metálicas no aço é constituída de óxidos e sulfetos, o controle do oxigênio, do
enxofre e, algumas vezes, do fósforo presentes no aço são essenciais no controle das
inclusões. O uso de desoxidantes como o silício e o alumínio (aços acalmados) nas operações
de aciaria e durante o lingotamento são técnicas amplamente empregadas na siderurgia. Os
controles da forma, quantidade e distribuição das inclusões são fundamentais para a obtenção
de boas propriedades mecânicas e de um excelente aspecto visual no material polido. As
etapas de refino secundário do aço (após o conversor) são fundamentais para a pureza dos
aços. As técnicas amplamente empregadas constituem-se em equipamentos como fornos
panela, desgaseificadores e borbulhadores de gases inertes, podendo utilizar escória sintética
para aumentar a eficiência do refino. A Tabela 2 apresenta os efeitos das principais impurezas
dos aços.
29
Tabela 2: Efeito das principais impurezas presentes nos aços comerciais (ASM METALS
HANDBOOK, 1990b; HONEYCOMBE, 1981).
Elemento Efeito
Estanho
Pode provocar fragilidade no trabalho a quente, apresentando os mesmos
efeitos que o fósforo. Surge nos aços pelo uso de sucata estanhada (solda)
Hidrogênio
Juntamente com o oxigênio e o nitrogênio, contamina o aço durante sua
elaboração através da própria umidade do ar, causando fragilização do aço
(trincas por hidrogênio). Pode ser eliminado através da desgaseificação
Oxigênio
O oxigênio tem elevada solubilidade no aço líquido e baixíssima
solubilidade no aço sólido. Esta diferença de solubilidade pode conduzir à
precipitação de diferentes óxidos durante a solidificação. Quando o CO é
formado durante a solidificação têm-se aços efervescentes ou semi-
acalmados. Outros óxidos (alumina, silicatos) têm influência como
inclusões não-metálicas
Fósforo
Com exceção de poucas ligas, onde é adicionado intencionalmente, seu
principal efeito é negativo: fragiliza o aço
Nitrogênio
Presente no ar atmosférico, causa fragilização do aço quando em elevadas
concentrações
Enxofre
Quando ocorre a formação de FeS, o enxofre torna os aços frágeis durante
os processos de trabalho a quente. Evita-se a formação dessa fase pela
adição de manganês, o qual forma a fase MnS
2.6.5. Efeito da dispersão de partículas metálicas e outros elementos de liga
Os metais podem ser encontrados em ligas na forma de partículas não dissolvidas. O fator
determinante para a ocorrência dessas partículas depende diretamente do limite de
solubilidade dos elementos químicos presentes no aço. Um exemplo é o cobre, onde a
solubilidade máxima na ferrita é de aproximadamente 2% a 835°C e reduz-se para cerca de
0,3% na faixa de 590°C. Durante o resfriamento do aço, o cobre dissolvido na ferrita a altas
temperaturas é segregado, formando partículas de cobre puro que contribuem para o
endurecimento da liga por precipitação (HONEYCOMBE, 1981).
A Tabela 3 apresenta alguns efeitos dos principais elementos químicos adicionados aos aços.
É interessante notar que alguns elementos podem tanto se comportar como impurezas como
também como elementos de liga, às vezes, com finalidades muito particulares. São exemplos
disso o enxofre e o fósforo, além de nitrogênio, boro e cobre. Por sua vez, outros elementos
não apresentam qualquer efeito colateral prejudicial às propriedades mecânicas dos aços,
mesmo quando em excesso. São exemplos dessa classe, os elementos microligantes como o
nióbio, o titânio e o vanádio, além do manganês.
30
Tabela 3: Efeitos dos principais elementos de liga presentes nos aços comerciais (ASM
METALS HANDBOOK, 1990b; HONEYCOMBE, 1981).
Elemento Efeito
Nióbio e
Vanádio
O Nb e V retardam a recuperação e a recristalização dos grãos da austenita
durante a laminação, controlando o crescimento de grão
Boro
Em teores abaixo de 0,005% aumenta a temperabilidade e resistência
mecânica. Acima de 0,005% pode provocar perda de ductilidade a quente.
Também contribui para aumentar a tenacidade (afinidade com o oxigênio)
Cobre
Em quantidades inferiores a 1,5%, o cobre dissolve-se na ferrita,
aumentando a resistência à corrosão atmosférica e a temperabilidade.
Acima disso, produz endurecimento por precipitação. Teores elevados
reduzem a ductilidade a quente (trincas em placas lingotadas)
Zircônio
Forma compostos com oxigênio e enxofre, tornando-os inertes no aço.
Pode ser empregado como desoxidante complementar, quando o uso de
alumínio é limitado. Como elemento de liga, apresenta os mesmos efeitos
do vanádio, aumentando a tenacidade e refinando a microestrutura
Fósforo
Dissolve-se na ferrita, causando endurecimento. Quanto mais alto o teor de
carbono, mais pronunciado é o efeito do fósforo. Também proporciona
aumento da resistência ao desgaste e à corrosão, melhoria da usinabilidade
dos aços de corte rápido e aumento da resistência mecânica
Enxofre
Em aços de corte rápido adiciona-se enxofre para formar, sob efeito do
trabalho a quente, inclusões alongadas. Isso provoca o rompimento dos
cavacos na usinagem, prolongando a vida da ferramenta de corte
Silício
O silício é empregado durante a fabricação do aço como desoxidante. Além
disto, aumenta a resistência da ferrita, sem sacrificar a ductilidade e a
tenacidade em teores inferiores a 1%
Manganês
Além do efeito endurecedor, o manganês é utilizado para controlar os
efeitos negativos do enxofre, de maneira a formar inclusões de MnS
Alumínio
É um dos mais efetivos agentes desoxidantes utilizados na fabricação dos
aços. Através da formação do nitreto de alumínio, permite o controle do
tamanho de grão. Quando em excesso, pode fragilizar o aço
Nitrogênio
Forma nitretos quando combinados com o alumínio, vanádio e cromo,
conferindo ao aço uma elevada dureza e grande resistência ao desgaste.
Também se dissolve na ferrita, proporcionando endurecimento por solução
sólida, o qual contribui para a ocorrência de um patamar de escoamento
nítido, prejudicial em chapas para embutimento profundo
2.7. Processamento dos aços
Dentre os principais fatores que afetam as propriedades mecânicas do aço, destacam-se a
composição química, o histórico termomecânico do material (a temperatura e a velocidade de
31
deformação, entre outros) e a geometria do produto, sobretudo quando se trata de perfis
laminados.
A composição química de um aço começa a ser definida desde a operação do alto-forno, cuja
regularidade permitirá uma operação mais uniforme da aciaria nas operações de refino
primário (sopro) e secundário. Também é fundamental um bom controle das impurezas,
sobretudo do enxofre. Por fim, a operação de lingotamento tem que garantir uma solidificação
homogênea, sem grandes segregações dos elementos químicos.
O histórico termomecânico do aço inclui desde as condições de enfornamento (tempo e
temperatura do forno), a carga de deformação no laminador (em outras palavras, o esquema
de passes), a temperatura de acabamento e a velocidade de resfriamento, seja por resfriamento
acelerado ou por resfriamento ao ar (ONATA et al, 2003). A combinação dessas variáveis no
processo de laminação influencia significativamente as propriedades mecânicas do aço.
2.7.1. Solidificação (Lingotamento)
Embora não faça parte da linha de produção de chapas grossas, a operação de lingotamento
das placas a serem laminadas pode determinar o sucesso de um produto laminado. O uso de
placas lingotadas continuamente apresenta uma série de vantagens quando comparado ao
processo convencional
.
Dentre essas vantagens podem-se citar o fluxo de produção
simplificado e a produção de placas com maior homogeneidade microestrutural (menor nível
de segregação), características físicas mais uniformes, menores níveis de impurezas exógenas
e melhores tolerâncias dimensionais. Apesar das vantagens, a espessura final do produto
(chapas grossas extra-pesadas) restringe o uso direto de placas provenientes do lingotamento
contínuo, uma vez que diversas normas exigem um grau mínimo de deformação total da
placa, de forma a se minimizar os inevitáveis sinais das linhas de segregação. A Figura 12
apresenta a imagem de uma placa sendo cortada por maçarico após o lingotamento contínuo.
32
Figura 12: Placa cortada por maçarico após lingotamento contínuo.
O processo de solidificação consiste na conversão do aço líquido num produto solidificado
que poderá ser retrabalhado posteriormente. Embora o aço líquido apresente uma boa
homogeneidade química, os produtos lingotados freqüentemente apresentam
heterogeneidades físicas (como vazios, descontinuidades, etc.), heterogeneidades decorrentes
da solidificação (microssegregação entre dendritas, por exemplo) e heterogeneidades
químicas, como macrossegregação de determinado elemento químico. A formação dos
primeiros cristais numa fase líquida ocorre por nucleação a partir de um super-resfriamento
dessa fase (TSCHIPTSCHIN et al; 1988; OHNO, 1988), a qual se apresenta
termodinamicamente instável nessas condições. Por apresentar menor energia, o processo se
inicia a partir das paredes do molde refrigerado, dando origem a uma estrutura dendrítica, isto
é, uma interface irregular entre a fase sólida e o líquido residual.
As heterogeneidades químicas (segregação) decorrem do abaixamento localizado da
temperatura de fusão (linha de equilíbrio sólido-líquido) provocado por elementos de liga e
impurezas presentes no aço. De uma maneira geral, as impurezas abaixam o ponto de fusão
dos metais (TSCHIPTSCHIN et al, 1988). Como a solidificação ocorre a partir da parede do
molde, isto é, de fora para dentro, a última região a se solidificar é o núcleo do lingote. Nessa
região pode ocorrer, além de um acúmulo de elementos residuais (impurezas), a formação de
defeitos de solidificação como vazios de contração (“chupagem”). Algumas impurezas como
o fósforo e o enxofre apresentam baixa mobilidade (difusão). Dessa forma, é possível
encontrar indícios da zona de segregação mesmo em produtos laminados (normalmente
associados a baixos graus de deformação), como mostra a Figura 13.
33
Figura 13: Exemplos de vestígios de segregação em peças laminadas e forjadas a partir de
lingotes segregados (TSCHIPTSCHIN et al, 1988)
De forma a garantir um bom produto laminado, tanto decorrente de um aço-carbono como de
um aço microligado, é fundamental minimizar os níveis de macrossegregação no
lingotamento contínuo. Para isso deve-se realizar curvas de resfriamento controladas e
otimizar a faixa de temperatura de lingotamento. Para a obtenção de placas com baixos níveis
de inclusão provindos da escória (óxidos), devem-se utilizar válvulas e barreiras no
distribuidor.
Embora importante, as características do lingotamento, normalmente, não interferem nas
propriedades mecânicas da chapa final. A maior influência encontra-se no processo de
laminação.
2.7.2. Reaquecimento preliminar à laminação
O objetivo principal do equipamento de reaquecimento é melhorar o controle de temperatura
do material que está sendo aquecido com o menor dispêndio de energia possível.
Normalmente, é constituído de um forno com diferentes zonas de aquecimento que
proporcionam um aquecimento gradual às placas lingotadas, de forma a se evitar choques
térmicos (trincas) e proporcionar uma taxa de aquecimento compatível com a produtividade
da linha. Pode ser aquecido pela queima de gás natural ou outro combustível, como o gás de
coqueria, implicando em considerável economia de combustível, mas prejudicando a
eficiência do controle de temperatura. A uniformidade do grau de encharque das placas é um
fator decisivo para a precisão dimensional do laminado, principalmente em termos da precisão
de espessura ao longo do comprimento do esboço.
Trata-se de uma operação importante para a garantia do sucesso da laminação. O
reaquecimento objetiva quebrar a estrutura bruta de fusão proveniente do lingotamento, além
de promover a solubilização dos elementos microligantes eventualmente presentes. Também
34
objetiva reduzir a carga de laminação necessária às deformações, uma vez que a tensão
necessária à deformação é consideravelmente minimizada quando processada a quente
(ZAJAC, 2001).
Quando se trata de aços microligados, para a máxima obtenção do efeito de endurecimento
proporcionado pelos elementos de liga, é necessário que a placa atinja uma temperatura
mínima compatível com a composição química do aço. Isso permitirá garantir uma completa
solubilização de elementos, como o alumínio, o nióbio e o titânio (Hollander, 1989 apud
Gorni, 1996a). Além da faixa de temperatura, é necessário que o forno de reaquecimento de
placas promova um encharque homogêneo ao longo da placa, de forma a evitar variações de
temperatura e, conseqüentemente, flutuações indesejáveis de propriedades mecânicas ao
longo do esboço (GORNI et al, 2004a).
Uma análise completa da composição química é importante para avaliar com precisão a
temperatura da transformação austenita/ferrita (γ/α). Cada elemento adicionado afeta essa
temperatura. No caso do nióbio, o efeito é um atraso no início da transformação da austenita
em ferrita (
γ
/
α
) pela diminuição da temperatura Ar
3
e um aumento na cinética dessa reação.
Isso pode resultar em uma maior quantidade de Nb em solução e em maior tamanho médio de
grão austenítico. No resfriamento, o Nb em solução segrega para a interface austenita/ferrita
e, devido ao efeito de arraste de soluto, retarda o início da transformação γ/α, ou seja, diminui
a temperatura Ar
3
.
O processo de reaquecimento da placa (principalmente o tempo e a temperatura do forno) tem
influências marcantes nas propriedades mecânicas, sobretudo dos aços microligados. Aços-
carbono, em geral, requerem apenas a garantia de um bom encharque, permitindo que o
esboço se comporte de maneira similar durante o processo de laminação.
No caso de aços microligados, altas temperaturas e/ou altos tempos de permanência, além do
padrão adotado para os aços-carbono, são utilizados para obtenção da solubilização total dos
elementos de microliga, sobretudo o nióbio. A solubilização total do vanádio é mais fácil de
garantir devido às temperaturas usuais de aquecimento satisfazerem a condição para sua
solubilização (o vanádio apresenta solubilização completa na faixa de 900ºC – GORNI et al,
2002). A solubilização total do Nb e V implica no aumento das propriedades mecânicas
(limites de resistência e escoamento), decorrente da nucleação de partículas de segunda fase
na ferrita (precipitação de carbonitretos).
35
2.7.3. Parâmetros de laminação e resfriamento
Dentro de uma usina integrada, o laminador de chapas grossas é a linha de menor
produtividade, constituindo-se no gargalo de produção. Entretanto, limitações físicas
(logística para o transporte de peças do fabricante à usina siderúrgica, por exemplo), de
engenharia (resistência mecânica dos materiais) e econômicas inviabilizam a construção de
laminadores de potências muito superiores aos equipamentos atuais.
Antes de passar pelo laminador, as placas são submetidas a um descarepador (jatos de água a
altas pressões) para a remoção da carepa primária formada durante o aquecimento da placa.
Isso contribui para otimizar a vida útil dos cilindros de laminação e reduzir os esforços de
laminação.
As usinas siderúrgicas brasileiras dispõem apenas de um laminador que desempenha tanto a
laminação de desbaste como também a laminação de acabamento. Porém, é comum encontrar
em países desenvolvidos linhas de chapas grossas compostas por um laminador desbastador e
outro laminador para acabamento. O emprego de dois laminadores tende a melhorar a
qualidade do produto final, pois o cilindro de acabamento só faz o acabamento das chapas.
Outro fator importante é a potência do laminador. Ela determina a qualidade dos produtos a
serem laminados, bem como o grau de resistência desses materiais, sobretudo quando se
lamina chapas a temperaturas consideradas baixas como na laminação controlada (nesse
trabalho adotar-se-á o nome “laminação controlada” para descrever o processo
termomecânico – TMCP –
Thermo-Mechanical Controlled Process
) – (PLAUT, 1987).
O processo de laminação a quente usual de um aço-carbono consiste, basicamente, em uma
seqüência de deformações a altas temperaturas, visando quebrar a sua estrutura bruta de fusão
(estrutura dendrítica). Isso proporciona a substituição de uma estrutura fraca por uma estrutura
de grãos finos e uniformes, com reflexos positivos nas propriedades mecânicas. Durante o
processo de laminação a quente ocorre um alongamento dos grãos no sentido da laminação.
Com a própria temperatura do processo é possível ocorrer a recuperação das discordâncias e a
recristalização dos grãos, dando origem a vários grãos menores. Com o prosseguimento das
deformações, a granulação afina cada vez mais até que, no caso de não ocorrer uma laminação
inter-crítica, o abaixamento da temperatura após o último passe promove a transformação da
austenita em ferrita.
36
2.7.3.1. Laminação controlada (TMCP)
Pode-se dividir o processo de laminação controlada em três estágios (conforme
esquematizado na Figura 14). O primeiro estágio (fase de recristalização) consiste no
esboçamento do material, isto é, estabelece as dimensões básicas do material, como o
alargamento. Nessa fase aplicam-se altos graus de redução, uma vez que as elevadas
temperaturas do material permitem uma menor carga ao laminador. Nesta fase a
recristalização é completa, porém se consegue algum refino do grão austenítico. O segundo
estágio, denominado de fase de espera ou fase intermediária, consiste no resfriamento do
esboço até que seja alcançada a temperatura ideal para reinício do processo de laminação.
Neste estágio, não ocorre qualquer redução, mas ocorre a recristalização do material, que
pode ser:
- completa, onde se obtém uma estrutura austenítica recristalizada; e
- incompleta, onde se obtém uma estrutura heterogênea com efeitos diversos nas propriedades
mecânicas do produto laminado.
Figura 14: Esquema simplificado do processo de laminação controlada (WILSON,
1988 apud GORNI et al, 1995b).
37
A inconstância do fenômeno da recristalização implica em se evitar a laminação nessa fase,
uma vez que podem ser obtidas estruturas desiguais com resultados imprevistos das
propriedades mecânicas. O terceiro estágio consiste na laminação de acabamento do esboço.
As baixas temperaturas dificultam o processo de laminação, sendo adotados graus de redução
por passe significativamente inferiores aos da fase inicial. Entretanto, os graus de redução
adotados nessa fase contribuem efetivamente para a obtenção de um grão ferrítico pequeno.
Os efeitos da temperatura de acabamento sobre as propriedades mecânicas estão diretamente
relacionados com o tamanho de grão final. Nesse estágio, os grãos alongados de austenita
irão, no final da laminação, dar origem a vários outros grãos, o que significa que a granulação
resultante será bastante fina, aumentando, simultaneamente, os valores de limite de
resistência, limite de escoamento e de tenacidade (GUIMARÃES et al, 1987).
Segundo Gorni e Vallin (2003), as temperaturas aproximadas para cada um dos estágios são
as seguintes:
- Fase de recristalização: temperaturas superiores a 1000
°
C;
- Fase intermediária: temperaturas entre 900
°
C e 1000
°
C; e
- Fase após o patamar de resfriamento: temperaturas inferiores a 900
°
C.
Os benefícios dos precipitados de TiN, entre outros, no refino de grão durante o
processamento da laminação controlada são relevantes. O tamanho e a dispersão dos
precipitados são decorrências diretas da temperatura do processo. Como se pode ver na Figura
15, a temperatura tem um grande efeito sobre o tempo de recristalização, especialmente entre
900
0
C e 1000
0
C, visto que os intervalos de tempos entre passes (da ordem de 3 a 8 s) são
insuficientes para proporcionar a recristalização. Pequenas reduções (da ordem de 5%)
implicam em prolongados tempos de recristalização para temperaturas na faixa de 900
0
C e
1050
0
C (algo como 200 s). Em contrapartida, a temperaturas superiores a 1000
0
C e com
consideráveis taxas de redução (25%), o tempo de recristalização é tão elevado que é difícil
de ser determinado (USIMINAS, 1995).
38
Figura 15: Esquema de um processo de laminação controlada com suas respectivas
fases constituintes (USIMINAS, 1995)
Do ponto de vista da tenacidade, a temperatura de acabamento, o grau de redução final, a
temperatura de reaquecimento das placas lingotadas e o controle de redução interpasses são
fatores fundamentais para uma boa resistência ao impacto. Altas temperaturas de aquecimento
das placas lingotadas causam aumento do tamanho de grão austenítico e, conseqüentemente,
no aumento do tamanho de grão ferrítico e implicam em perda da tenacidade.
A dispersão dos valores das propriedades mecânicas é menor em chapas pré-aquecidas a
maiores temperaturas, como 1.220
0
C (comparado a 1.120
0
C). Isso pode ser explicado pela
maior homogeneidade do tamanho de grão austenítico que é o ponto de partida para o
refinamento de grão (embora uma menor temperatura de aquecimento promova um melhor
refinamento, esse refino apresenta maior dispersão nas propriedades mecânicas).
O uso de baixas temperaturas de acabamento (900
0
C) também contribui para um aumento na
dispersão da resistência à tração devido à recristalização incompleta entre os passes (formação
de grãos de tamanhos diferentes) – (WEERTMAN; WEERTMAN, 1983).
Altas reduções na laminação de acabamento (da ordem de 22%) são mais efetivas nas
propriedades mecânicas que menores taxas de redução (10%). Baixas reduções finais
implicam em maiores tamanhos de grão ferríticos. A prática da laminação de ajuste, isto é, o
acerto da espessura por um passe adicional, algumas vezes é essencial para se atingir uma
planicidade adequada no produto. Entretanto, reduções de 1 a 2% mostraram não interferir nas
propriedades mecânicas das chapas.
39
2.8. Modelos matemáticos para estimativa de propriedades mecânicas
Geralmente, as equações que prevêem as propriedades mecânicas consideram dois aspectos
principais: o histórico termomecânico e a composição química (HODGSON; GIBBS, 1992;
PERELOMA et al, 1996). Por histórico termomecânico entende-se o conjunto de variáveis
que podem afetar o tamanho de grão final do produto laminado. Dentre essas variáveis
podem-se citar desde as condições de lingotamento, tais como a curva de resfriamento e a
velocidade de lingotamento, até a taxa de resfriamento a que a chapa laminada é submetida.
Durante o lingotamento, a combinação das variáveis de processo pode implicar em níveis de
segregação química e física da placa (que é a matéria-prima para a laminação). Em geral, as
segregações físicas estão relacionadas aos defeitos internos, como bolsas e vazios de
solidificação, cujo efeito pode ser catastrófico às propriedades mecânicas (falhas prematuras a
cargas inferiores ao esperado). Por outro lado, as segregações químicas estão diretamente
relacionadas ao processamento termomecânico. Segregações de elementos microligantes
podem requerer tempos maiores que os usuais para garantir uma completa solubilização e
permitir uma adequada homogeneização (PADILHA; SICILIANO, 2005).
No modelamento matemático realizado por Kern et al (1992) para a avaliação das
propriedades mecânicas, concentrou-se esforços no sentido de se avaliar o tamanho de grão
em cada ponto do processo de laminação: aquecimento da placa, laminação de desbaste,
tempo de espera, laminação de acabamento e resfriamento final. Análise similar foi realizada
por Pietrzyk et al (1995), enfatizando o processo de laminação (tempo entre passes, carga do
laminador e as deformações no perfil da chapa conhecido como efeito cunha).
Como mencionado anteriormente, o objetivo do forno de reaquecimento é “quebrar” a
estrutura bruta de fusão (homogeneização de elementos para minimizar a segregação) e
solubilizar os carbonitretos presentes, evitando um crescimento exagerado do tamanho de
grão austenítico. Como as temperaturas de reaquecimento são relativamente elevadas para se
garantir a ocorrência do processo de recristalização (da ordem de 1100°C a 1200°C), a
principal preocupação é evitar o crescimento de grão, cujo efeito contribui para a redução das
propriedades mecânicas. Embora seja difícil obter uma estrutura de grãos perfeitamente
homogênea, sobretudo em decorrência das variações da estrutura bruta de fusão, um bom
controle do tempo e da temperatura de reaquecimento, normalmente, não se constituem em
grandes desafios para o processamento das chapas.
40
Dentre as fases do processo, a operação de laminação tende a ser a mais complexa. O controle
do desenvolvimento dos grãos é influenciado por diversas variáveis, como o grau de
encruamento, o fenômeno da recuperação (aniquilamento e rearranjo de discordâncias) e a
recristalização estática (entre passes) e dinâmica (durante a transformação mecânica). Dessa
forma, torna-se fundamental conhecer a temperatura onde a recristalização deixa de ser
completa (temperatura de não recristalização). Algumas equações, como a de Boratto
(GORNI et al, 1995a) auxiliam na estimativa dessa temperatura, porém outras variáveis não
consideradas podem interferir também (como o tempo entre passes). As Equações 1 e 2
estimam a temperatura de não recristalização (Tnr) e a temperatura Ar
3
. A Equação 1 é a
equação de Boratto (GORNI et al, 1995a) e a Equação 2 é a equação de Ouchi (MEDINA,
1998; GORNI et al, 1995a), onde Esp representa a espessura da chapa.
Tnr = 887 + 464%C + 6445%Nb - 644(%Nb)^1/2 + 732%V - 230(%V)^1/2 +
890%Ti + 363%Al - 357%Si (Equação 1)
Ar
3
= 910 - 310%C - 80%Mn - 20%Cu - 15%Cr - 80%Mo + 0,35 x (Esp - 0,8)
(Equação 2)
A temperatura de não-recristalização (Tnr) consiste na temperatura abaixo da qual não ocorre
recristalização sob as condições de deformação prévias e no tempo especificado (tempo entre
passes, por exemplo). Em outras palavras, o cálculo deve considerar a precipitação de
carbonitretos induzida pela deformação. Embora a Equação 1 considere apenas a composição
química, a Tnr depende também do tempo entre passes, do tamanho de grão austenítico, da
temperatura da chapa e da taxa de deformação do aço. Em geral, a Tnr aumenta com o
aumento do tamanho de grão austenítico e com a diminuição da taxa de encruamento, tanto
quanto com o aumento no teor de microligantes e com a temperatura de aquecimento.
Durante o processo de laminação podem-se caracterizar quatro momentos distintos:
a) recristalização completa;
b) recristalização parcial;
c) tempo de espera (resfriamento preliminar à laminação de acabamento); e
d) transformação da austenita em ferrita.
41
O modelo de Kern et al (1992) considerou que a avaliação do tamanho de grão em cada uma
dessas etapas e a comparação com amostras reais possibilitou a elaboração de equações para a
estimativa de LE (Equação 3) e LR (Equação 4).
LE = a
1
%C + a
2
%Mn + a
3
%Cu + a
4
%Ni + a
5
%Mo + a
6
%Nb + a
7
%V + a
8
Tini + a
9
(1 – exp (-0,005 Resf)) – a
10
Tacab – a
11
Esp + k
1
(Equação 3)
LR = b
1
%C + b
2
%Mn + b
3
%Cu + b
4
%Ni + b
5
%Mo + b
6
%Nb + b
7
%V + b
8
Tini + b
9
(1 – exp (-0,005 Resf)) – b
10
Tacab – b
11
Esp + k
2
(Equação 4)
onde, Tini = temperatura de reaquecimento do forno (variando de 900 a 1230°C), Resf = taxa
de resfriamento (variando de 0,6 a 35 K/s), Tacab = temperatura de acabamento (variando de
650 a 1075°C), Esp = espessura da chapa (variando de 13 a 30 mm), k
i
= constante e a
i
e b
i
(1< i <11) são constantes ajustadas de forma a aproximar os valores obtidos
experimentalmente e os calculados pelas equações.
As Equações 3 e 4 indicam que as propriedades mecânicas aumentam conforme aumenta a
temperatura de reaquecimento e a taxa de resfriamento, porém diminuem com o aumento da
temperatura de acabamento e a espessura final da chapa.
No estudo de Kern et al (1992), o efeito da composição química é praticamente similar em
diferentes condições de temperatura de acabamento (acima e abaixo de Ar
3
), sendo que os
elementos C, Nb e V apresentaram os maiores efeitos no LE e no LR. Isso decorre do efeito
inibidor do crescimento de grão e do retardamento da transformação austenita/ferrita
proporcionado pelos compostos formados por esses elementos.
Outras constatações importantes estão relacionadas ao efeito da temperatura de acabamento.
Materiais laminados a temperaturas acima de Ar
3
apresentam o efeito da temperatura de
acabamento cerca de quatro vezes menos intenso nas propriedades mecânicas do que quando
laminado abaixo de Ar
3
(KERN, 1992). Na laminação abaixo de Ar
3
, além do refino de grão,
ocorre simultaneamente o encruamento da ferrita.
Com relação a taxa de resfriamento, o efeito é inverso ao da temperatura de acabamento, isto
é, abaixo de Ar
3
grande parte da austenita já foi transformada em ferrita, não causando grande
42
influência nas propriedades mecânicas. Por outro lado, acima de Ar
3
o efeito é mais
significativo.
Por fim, a temperatura de reaquecimento das placas não provoca grandes alterações nas
propriedades mecânicas, sendo equivalente tanto para a laminação acima como também para
abaixo de Ar
3
.
43
3. MATERIAIS E MÉTODOS
Neste trabalho foram analisados dados de produção (análise química e propriedades
mecânicas) de chapas grossas de aço-carbono e aço microligado produzidos por uma usina
siderúrgica nacional. Ambos os produtos, com diferentes espessuras, foram produzidos
utilizando os mesmos equipamentos de lingotamento contínuo e de laminação. Os produtos
foram produzidos conforme as recomendações das normas ASTM A36-05 e ASTM A572-06
para aço-carbono e aço microligado, respectivamente. A Tabela 4 apresenta as especificações
resumidas dessas normas quanto à composição química e propriedades mecânicas.
Tabela 4: Comparação entre as especificações das normas ASTM A36-05 e ASTM A572-06
grau 50 para aço-carbono e aço microligado, respectivamente (AMERICAN SOCIETY FOR
TESTING AND MATERIALS STANDARDS).
Composição Química (%) ASTM A36 ASTM A572-50
C Máx. 0,25 Máx. 0,23
Mn - 0,50 / 1,35
P Máx. 0,040 Máx. 0,040
S Máx. 0,050 Máx. 0,050
Si Máx. 0,40 Máx. 0,40
Propriedades Mecânicas ASTM A36 ASTM A572-50
LE Mín. 250 MPa Mín. 345 MPa
LR 400 a 550 MPa Mín. 450 MPa
Alongamento (L
o
=200 mm)
Mín. 18% Mín. 16%
Como premissa da pesquisa, limitou-se a faixa de espessura das chapas entre 6,00 mm e 12,70
mm por concentrar grande parte das aplicações, desde estruturais até navais. De maneira a
avaliar os resultados obtidos em escala de produção (condições reais), adotaram-se os valores
de propriedades mecânicas e composição química informados pela usina diretamente ao
usuário final através do certificado de qualidade do material.
Os materiais foram classificados em dois tipos (aço-carbono e microligado), conforme os
resultados de composição química informados pela usina siderúrgica. Não foram utilizados
dados de aços com elementos de liga especiais (como cobre, molibdênio ou níquel), por não
abrangerem um campo tão vasto de uso quanto os aços microligados ao titânio e nióbio.
44
A Tabela 5 apresenta as especificações de composição química objetivadas pela usina
siderúrgica.
Tabela 5: Especificação da composição química (% em peso) do aço-carbono e do aço
microligado conforme objetivada pela usina.
Aço Microligado
C Mn Si P S Nb Ti N
Espec min
0,10 1,00
0,20
- - 0,010
0,008 -
Espec max
0,14 1,20
0,35
0,025
0,010 0,020
0,018 0,0080
Aço-Carbono
C Mn Si P S Nb Ti N
Espec min
0,14 1,30
0,15
- - - - -
Espec max
0,18 1,45
0,30
0,025
0,010 - - 0,0080
As quantidades de conjuntos de dados utilizadas nas análises deste trabalho, com
características anteriormente especificadas, foram de 65 e 89 dados para aço-carbono e aço
microligado, respectivamente. Cada conjunto de dados foi constituído das seguintes
informações: composição química (C, Mn, Si, P, S, Al, Nb, Ti e N), espessura final da chapa,
LE, LR, alongamento e, em alguns casos, energia absorvida no ensaio de impacto Charpy.
3.1. Aspectos de produção das chapas grossas
Em geral, as rotas de elaboração dos aços não envolveram etapas de refino secundário
especiais, como forno panela. Entretanto, os dados de composição química de alguns produtos
apresentaram teor de enxofre significativamente baixo (menor que 0,005%), sugerindo a
utilização de equipamentos de refino especificamente para esta finalidade. Como a fração
destes produtos foi baixa (11%), não foi realizada análise comparativa com o restante dos
dados.
As chapas foram laminadas seguindo fluxos de produção equivalentes, exceto quanto ao
processo de laminação: chapas grossas de aço microligado foram processadas por tratamento
termomecânico, isto é, combinando os efeitos da deformação plástica e transformação de fase.
O aço-carbono foi obtido por laminação direta, obedecendo ao mesmo esquema de passes de
acordo com a espessura final dos produtos. A espessura parcial do esboço após a primeira
etapa de laminação (laminação de desbaste) é definida por múltiplos da espessura final
45
desejada. Assim, a relação do grau de redução por temperatura final foi mantida,
independente da espessura do produto final.
Também não se adotou nenhum cuidado adicional quanto ao tempo de pré-aquecimento dos
esboços (reaquecimento preliminar à laminação). Considerando escalas industriais o uso de
práticas diferenciadas em determinados equipamentos, sobretudo equipamentos contínuos,
como fornos, é difícil de ser implementada, pois o ciclo de um determinado esboço influencia
diretamente no tempo de processamento do esboço subseqüente. As temperaturas
programadas se concentraram na faixa de 1100°C a 1200°C, tanto para o aço-carbono como
para o aço microligado. A prática da usina considera que essa temperatura no tempo de
enfornamento adotado é suficiente para a solubilização da maior parte dos carbonitretos de
titânio e nióbio.
Conforme a prática geral das usinas siderúrgicas nacionais, limitou-se o uso de jato de
descamação no primeiro passe, visto que isso pode contribuir para um desbalanço térmico do
esboço, proporcionando diferentes propriedades mecânicas no produto final (GORNI et al,
2005). Esse fenômeno foi descrito por Gorni et al (2005), segundo o qual se obtém superfícies
mais frias (troca de calor com a água sob alta pressão) e duras, decorrentes da “têmpera”
causada pelo rápido resfriamento superficial. A descamação adotada apenas no primeiro passe
evita a diminuição acentuada da temperatura do núcleo, mantendo-o como uma fonte de calor
para a recristalização superficial (segundo Gorni et al – 1995a, a diferença de temperatura
entre o núcleo e a superfície chega a ser da ordem de 35
o
C). Considerando esboços de
pequena espessura (até 12,7 mm), a temperatura final da chapa não sofre diferenças
significativas para os diferentes tipos de aços. Portanto, os aportes térmicos obtidos pelo
resfriamento final das chapas grossas através de chuveiros são similares, muito dependentes
da espessura final.
As demais operações do processamento das chapas grossas são exatamente as mesmas
independentemente do tipo de aço produzido (desempenamento a quente, leito de
resfriamento, operações de corte e inspeção).
3.2. Amostragem de corpos-de-prova e ensaios mecânicos
A composição química das chapas foi determinada pela análise química da corrida durante o
lingotamento. Placas que representam a interface entre duas corridas distintas não foram
utilizadas por apresentarem uma composição química imprecisa.
46
Algumas normas navais (LLOYD, 1998; DET NORSKE VERITAS, 2001) estabelecem
regras rígidas quanto à amostragem para os ensaios mecânicos (posição da amostra em
relação ao sentido de laminação, em relação à largura e à espessura da chapa). Essa
padronização na posição da amostra é fundamental, uma vez que as variações nas
propriedades mecânicas podem ser consideráveis (FERRARESI, 1977). Morais et al (2004)
reportam variações da ordem de dezenas de MPa tanto no limite de escoamento como no
limite de resistência de produtos laminados a quente. No presente estudo adotou-se o padrão
de amostragem descrito na norma ASTM A370-05 (Figura 16).
Figura 16: Esquema de amostragem adotado para chapas grossas, mostrando as regiões de
retirada de corpos-de-prova conforme a norma ASTM A6.
Diferentemente das amostras para análise química, que são obtidas durante o lingotamento, as
amostras para ensaios mecânicos são retiradas após a laminação das chapas. Portanto, a
composição química reportada, embora represente uma média de diferentes medições, não
corresponde necessariamente ao mesmo material utilizado durante os ensaios mecânicos.
A preparação dos corpos-de-prova para o ensaio de tração também seguiu as recomendações
da norma ASTM A370-05, sendo preparados por usinagem em tornos CNC e adotando-se o
sentido de laminação. Os ensaios de tração foram realizados em equipamento universal de
ensaios mecânicos, devidamente calibrado. Para efeito de padronização utilizaram-se corpos-
de-prova retangulares de 200 mm de comprimento útil. Foram determinados o LE, o LR e o
alongamento. Para efeito de determinação do limite de escoamento o método adotado é o
visual conforme a indicação de parada do ponteiro da máquina de ensaios. A parada equivale
ao patamar que configura a transição entre o regime elástico e o plástico.
DESCARTE
DESCARTE
PONTA IRREGULAR
BASE
PONTA IRREGULAR
TOPO
CORPO-DE-PROVA
Sentido de Laminação
47
O valor da razão elástica (RE) foi calculado pela razão entre os valores de LE e LR.
Os ensaios de impacto Charpy foram realizados para determinação da energia absorvida no
impacto (tenacidade). Os corpos-de-prova para os ensaios de tenacidade também seguiram a
recomendação da norma ASTM A370-05. Os ensaios foram realizados a zero grau Celsius
após a estabilização da temperatura dos corpos-de-prova com nitrogênio líquido e álcool
industrial. Os valores reportados nesse trabalho representam uma média de três valores,
conforme especificado na norma.
Para avaliação microestrutural considerou-se uma amostra de aço-carbono com 25,4 mm de
espessura processada por laminação convencional e uma amostra de aço microligado com
25,4 mm de espessura produzida por laminação controlada. As micrografias foram obtidas em
microscópio ótico com aumentos de até 500 vezes. Para avaliação do tamanho de grão médio
utilizou-se o método das intersecções (intercepto linear) dos contornos de grão ferríticos com
uma linha de comprimento conhecido. A avaliação do teor de perlita foi feito pelo mesmo
método da contagem dos pontos, considerando uma malha de 10 x 10 nós.
3.3. Forma de análise dos dados
A etapa final consistiu no tratamento estatístico dos dados, de forma a correlacionar diversas
abordagens, tais como o teor de carbono versus o limite de escoamento, entre outros. Para
isso, utilizou-se a ferramenta de análises estatísticas do programa Excel® (Microsoft). Para o
aço-carbono considerou-se uma população de 65 amostras, enquanto que para o aço
microligado foram utilizados 89 conjuntos de dados (composição química e propriedades
mecânicas). No caso da tenacidade, apenas parte das amostras foram avaliadas pela usina
siderúrgica nesse teste.
Duas abordagens foram adotadas para a análise dos dados: avaliação estatística por tipo de
aço e avaliação estatística das médias dos conjuntos de dados de cada tipo de aço divididos
em intervalos equivalentes (conforme o tipo de aço e, conseqüentemente, a quantidade de
dados disponíveis, determinou-se os intervalos de forma a contar com a mesma quantidade de
dados, deixando-se a aproximação para o último intervalo). Essa segunda abordagem (média
dos valores de 9 conjuntos de dados dos aços microligados e 6 conjuntos de dados dos aços-
carbono) foi realizada para minimizar eventuais imprecisões de leitura da temperatura de
acabamento e espessura da chapa, variações no processo devido, por exemplo, a falhas
operacionais e imprecisão dos equipamentos no conjunto total de dados.
48
Na análise estatística adotou-se o cálculo do desvio padrão para populações, uma vez que o
conjunto de dados foi suficientemente grande para essa consideração. Como intervalo de
confiança considerou-se 95%. Para a determinação das equações que estimam as propriedades
mecânicas utilizou-se a ferramenta “solver” do programa Excel adotando-se o critério de
minimização da diferença entre os valores experimentais e calculados ao quadrado (Erro ²).
Para o cálculo das equações do LE e do LR não foram adotadas qualquer restrição para os
coeficientes, podendo assumir valores positivos ou negativos. Entretanto, para o cálculo das
propriedades mecânicas do aço-carbono foram excluídos os elementos residuais como o
nióbio e o titânio.
49
4. RESULTADOS E DISCUSSÃO
Nesse capítulo são apresentados os resultados das análises estatísticas dos aços-carbono e dos
microligados. A discussão é feita simultaneamente com a apresentação dos resultados.
4.1. Composição química do aço-carbono e do aço microligado
A Tabela 6 apresenta a composição química média do aço-carbono e do aço microligado.
Tabela 6: Composição química média (% em peso) das chapas de aço-carbono e aço
microligado.
Aço Microligado C Mn Si P S Al Nb Ti N
Média 0,12
1,07
0,28
0,017
0,007
0,033
0,015
0,013
0,0051
Desvio padrão 0,01
0,04
0,03
0,004
0,002
0,006
0,002
0,003
0,0015
Nível de confiança (95,0%) 0,00
0,01
0,01
0,001
0,000
0,001
0,000
0,001
0,0003
Valor máximo 0,14
1,17
0,35
0,025
0,014
0,045
0,019
0,018
0,0085
Valor mínimo 0,10
1,00
0,22
0,011
0,005
0,022
0,012
0,008
0,0027
Coeficiente de variação 9%
4%
11%
22%
26%
18%
12%
20%
29%
Aço-Carbono C Mn Si P S Al Nb Ti N
Média 0,16
1,38
0,32
0,019
0,007
0,044
0,001
0,002
0,0053
Desvio padrão 0,01
0,03
0,03
0,003
0,002
0,005
0,001
0,001
0,0011
Nível de confiança (95,0%) 0,00
0,01
0,01
0,001
0,000
0,001
0,000
0,000
0,0003
Valor máximo 0,18
1,45
0,39
0,024
0,010
0,052
0,001
0,003
0,0090
Valor mínimo 0,15
1,31
0,28
0,012
0,003
0,033
0,000
0,001
0,0035
Coeficiente de variação 6%
2%
10%
16%
28%
12%
87%
32%
22%
Comparando-se as médias dos elementos da composição química dos aços (Tabela 6) com a
provável composição química objetivada pela usina (Tabela 5), observou-se que os valores
médios dos elementos carbono (0,16% para o aço-carbono e 0,12% para o aço microligado) e
manganês (1,38% e 1,07%, respectivamente, para o aço-carbono e aço microligado)
encontram-se no meio das faixas sugeridas. Estes dados mostram que a obtenção dos teores
corretos desses elementos nessas classes de materiais (aço-carbono e microligado) não se
constitui num grande desafio para a aciaria com os recursos tecnológicos atualmente
disponíveis, pois existem diferentes formas de se corrigir os teores desses elementos, seja por
consumo (reação química) durante a operação de sopro de O
2
no conversor (refino primário),
seja por adição de ferro-ligas (Fe-Mn, Fe-Si, fios de carbono) no refino secundário.
50
No caso dos elementos considerados como impurezas, sobretudo fósforo, enxofre e
nitrogênio, os teores presentes em cada aço foram próximos. O controle dos teores destes
elementos é importante, pois podem impactar significativamente nas propriedades mecânicas.
Os teores de P e S determinados nos dois aços foram consideravelmente menores do que o
valor especificado pelas normas ASTM A36 e A572-50 (Tabela 4).
Os teores de fósforo encontrados nos dois tipos de aços estão, na média, consideravelmente
abaixo dos limites máximos pré-estabelecidos pela usina (0,019% e 0,017% para o aço-
carbono e aço microligado, respectivamente, contra um valor objetivado máximo de 0,025%,
Tabela 5). Particularmente para o fósforo isso é importante uma vez que sua remoção do aço
não se constitui em uma operação de fácil execução. Além disso, há sempre o risco de
reversão do fósforo da escória para o banho líquido durante o processo de lingotamento.
Dependendo da aplicação das chapas grossas, como em vasos de pressão, elevados teores de
enxofre podem causar fragilização (KIM; CHOO, 1988). Entretanto, os valores de enxofre
(0,007%) também estão compatíveis com os valores objetivados pela usina (0,010%, Tabela
5).
Da mesma forma, os teores de nitrogênio determinados (cerca de 50 ppm) foram inferiores ao
limite máximo objetivado pela usina (80 ppm), não se constituindo em um problema potencial
para as propriedades mecânicas.
Quanto aos teores de elementos microligantes, observou-se que os valores presentes no aço-
carbono (0,001% para o nióbio e 0,002% para o titânio) são residuais, provavelmente
decorrentes da adição de alguma sucata de aço microligado para o balanço térmico do
conversor na aciaria. Com relação ao aço microligado, o sucesso no acerto da adição de
elementos como o nióbio e o titânio refletem diretamente nos resultados de propriedades
mecânicas do produto. Além disso, parte significativa do custo dessas ligas decorre da adição
desses elementos. Portanto, para se obter um aço compatível com a especificação a um custo
compatível com o preço praticado pelo mercado é fundamental não errar nas adições dos
microligantes. Analisando-se as médias encontradas, tanto para o nióbio (0,015% face a um
especificado entre 0,010% e 0,020%) como para o titânio (0,013% face a um especificado
entre 0,008% e 0,018%) constata-se que ambos os elementos encontram-se exatamente no
centro da faixa idealizada.
51
Do ponto de vista da dispersão da composição química (Tabela 6), o aço microligado
apresentou sistematicamente maiores coeficientes de variação do que o aço-carbono,
excetuando-se o nióbio e o titânio, que são elementos residuais nesse aço.
A Figura 17 apresenta os histogramas dos principais elementos de liga em quatro intervalos
iguais dentro dos limites estipulados pela usina (Tabela 5). Pode-se notar que, de uma forma
geral, os elementos químicos se distribuíram de forma equilibrada dentre os limites de
composição química.
19%
12%
35%
34%
0%
10%
20%
30%
40%
50%
60%
70%
80%
90%
100%
>=0,10 / <0,11 >=0,11 / <0,12 >=0,12 / <0,13 >=0,13 / <0,14
Faixa de C (%)
Ocorrências (%)
36%
43%
19%
2%
0%
10%
20%
30%
40%
50%
60%
70%
80%
90%
100%
>=1,00 / <1,05 >=1,05 / <1,10 >=1,10 / <1,15 >=1,15 / <1,20
Faixa de Mn (%)
Ocorrências (%)
4%
48%
31%
16%
0%
10%
20%
30%
40%
50%
60%
70%
80%
90%
100%
>=0,0100 /
<0,0125
>=0,0125 /
<0,0150
>=0,0150 /
<0,0175
>=0,0175 /
<0,0200
Faixa de Nb (%)
Ocorrências (%)
17%
28%
26%
29%
0%
10%
20%
30%
40%
50%
60%
70%
80%
90%
100%
>=0,0080 /
<0,0105
>=0,0105 /
<0,0130
>=0,0130 /
<0,0155
>=0,0155 /
<0,0180
Faixa de Ti (%)
Ocorrências (%)
15%
12%
42%
31%
0%
10%
20%
30%
40%
50%
60%
70%
80%
90%
100%
>=0,14 / <0,15 >=0,15 / <0,16 >=0,16 / <0,17 >=0,17 / <0,18
Faixa de C (%)
Ocorrências (%)
8%
49%
31%
12%
0%
10%
20%
30%
40%
50%
60%
70%
80%
90%
100%
>=1,300 / <1,338 >=1,338 / <1,380 >=1,380 / <1,413 >=1,413 / <1,450
Faixa de Mn (%)
Ocorrências (%)
Figura 17: Dispersão dos elementos químicos (a) Carbono, (b) Manganês, (c) Nióbio, (d)
Titânio no aço microligado; (e) Carbono e (f) Manganês no aço-carbono.
(a) Aço microligado
(e) Aço
-
carbono
(f) Aço
-
carbono
(c) Aço microligado
(b) Aço microligado
(d) Aço microligado
52
4.2. Comparação entre as propriedades mecânicas do aço-carbono e do aço microligado
A partir dos dados de produção levantados, a primeira análise realizada foi uma comparação
entre as propriedades mecânicas de ambos os aços.
Embora as especificações das normas de cada tipo de aço não sejam exatamente idênticas
(ASTM A36 para o aço-carbono e ASTM A572 para o aço microligado, Tabela 4), a
especificação de limite de resistência, LR, de ambos os aços apresentam valores similares,
enquanto que as demais propriedades mecânicas e a composição química variam
consideravelmente.
Do ponto de vista das médias das propriedades mecânicas, a Tabela 7 apresenta os valores
observados para cada tipo de aço, aço-carbono e microligado. Também foram inseridos dados
do desvio-padrão, níveis de confiança, intervalo de dados e coeficiente de variação (quociente
ente o desvio-padrão e a média).
Tabela 7: Análise estatística das propriedades mecânicas dos aços carbono e microligado.
Microligado
Esp
(mm)
LE
(MPa)
LR
(MPa)
RE
Along
(%)
Eabs (J)
Média 10,4 460 536 0,86 20,8 92
Desvio padrão 1,7 32 23 0,03 2,7 29
Nível de confiança(95,0%) 0,3 7 5 0,01 0,6 6
Valor máximo 12,7 533 588 0,92 25,0 213
Valor mínimo 6,3 392 490 0,79 15,0 45
Coeficiente de variação 16% 7% 4% 4% 13% 32%
Carbono
Esp
(mm)
LE
(MPa)
LR
(MPa)
RE
Along
(%)
Eabs (J)
Média 9,0 379 534 0,71 26,2 88
Desvio padrão 2,4 27 23 0,05 2,7 26
Nível de confiança (95,0%) 0,6 7 6 0,01 0,7 7
Valor máximo 12,5 449 589 0,83 30,8 148
Valor mínimo 6,3 336 464 0,64 22,0 55
Coeficiente de variação 27% 7% 4% 7% 10% 30%
Nota: Esp – espessura, LE – limite de escoamento, LR – limite de resistência, RE – razão elástica (quociente
entre LE e LR), Along – alongamento, Eabs – energia absorvida no ensaio de impacto Charpy a 0°C.
Embora as médias da espessura final dos produtos foram diferentes para cada tipo de aço (9,0
mm para o aço-carbono e 10,4 mm para o aço microligado), foi possível constatar que os aços
possuem valores de LR muito próximos (534 MPa e 536 MPa), enquanto que os valores de
53
LE diferem consideravelmente, tendo o aço microligado apresentado valor (460 MPa)
significativamente maior (17%) do que o aço-carbono (379 MPa). Já o alongamento
(ductilidade) do aço-carbono (26,2%) foi significativamente superior ao do aço microligado
(20,8%).
Para comparação dos dados de ambos os aços em espessura média similar, os dados foram
agrupados conforme mostra a Tabela 8. No caso do aço-carbono foram utilizados os dados
das 23 amostras com maiores espessuras, cujo valor médio de espessura foi de 10,8 mm,
próximo de todos os dados do aço microligado (10,4 mm). Já no caso do aço microligado
foram utilizados os dados das 34 amostras com menores espessuras, que resultou em valor
médio de espessura de 8,8 mm, próximo de todos os dados do aço-carbono (9,0 mm).
Comparando-se os resultados do aço-carbono e do aço microligado em espessuras próximas,
observaram-se valores significativamente maiores de LE e ligeiramente maiores de LR no aço
microligado.
Tabela 8: Análise da influência da espessura final dos produtos laminados nos resultados de
propriedades mecânicas.
Espessura (mm) LE (MPa) LR (MPa)
Tipo de aço
Quantidade
de amostras
Média
Desvio-
padrão
Média
Desvio-
padrão
Média
Desvio-
padrão
Microligado
89 10,4 1,7 460
32
536
23
Aço-Carbono
23 10,8 1,5 363
24
521
25
Microligado
34 8,8 0,8 482 28 550 18
Aço-Carbono
65 9,0 2,4 379 27 534 23
Por meio dos resultados da Tabela 8, também podem ser analisados os efeitos da diminuição
da espessura da chapa nos valores de LE e LR de ambos os aços. A redução da espessura de
10,4 mm para 8,8 mm no aço microligado causou um aumento do LE de 460 MPa para 482
MPa (+4,8%) e um aumento do LR de 536 MPa para 550 MPa (+2,6%). Analogamente, a
redução de espessura de 10,8 mm para 9,0 mm no aço-carbono causou um aumento do LE de
363 MPa para 379 MPa (+4,4%) e um aumento do LR de 521 MPa para 534 MPa (+2,5%).
54
A redução da espessura final média indica uma tendência de aumento das propriedades
mecânicas (limite de escoamento e limite de resistência). Esse efeito aconteceu tanto para o
aço-carbono como também para o aço microligado. Esse resultado sugere que o incremento
de resistência proporcionado pela redução da espessura final das chapas está relacionado,
principalmente, ao grau de encruamento do material, sobretudo na faixa de composição
química analisada.
Do ponto de vista da variação das propriedades mecânicas, a análise dos coeficientes de
variação apontou que ambos os aços apresentaram dispersões equivalentes para essas
características (Tabela 7). Mesmo considerando que as variáveis do processo de laminação de
um aço microligado são consideravelmente mais complexas que o processamento de aços
convencionais, as maiores variações na composição química dos aços microligados
(desconsiderando-se os elementos microligantes, que são elementos de liga nos aços
microligados e teores residuais nos aços-carbono – Tabela 6) não apresentaram a mesma
tendência nas propriedades mecânicas. Uma provável razão para que a dispersão dos dados de
propriedades mecânicas dos aços seja similar é decorrente da ação de diferentes mecanismos
de endurecimento. Enquanto que nos aços-carbono o principal mecanismo de endurecimento
é por solução sólida, a qual está diretamente ligada à composição química, nos aços
microligados prevalece o refino de grão.
Quanto maior for o teor de carbono no aço-carbono, por exemplo, maior será o LE (aumento
da fração de perlita). Dessa forma, significativas variações no teor desse elemento (alto grau
de dispersão) podem implicar em maiores variações nas propriedades mecânicas. Por outro
lado, nos aços microligados a maior parte da contribuição nas propriedades mecânicas decorre
dos mecanismos de refino de grão, com destaque para a precipitação de carbonitretos,
sobretudo de elementos microligantes. Portanto, desde que se garantam condições para a
homogeneização da composição química (lingotamento) e uma boa solubilização / difusão de
elementos químicos durante o processamento termomecânico, os resultados esperados de
propriedades mecânicas são bastante confiáveis, minimizando a influência de pequenas
variações de composição química. Em outras palavras, o processamento termomecânico tem
uma maior participação nas propriedades mecânicas do que a composição química nos aços
microligados quando comparado ao aço-carbono.
A análise dos resultados da Tabela 8 mostrou que a espessura da chapa afeta
significativamente os limites de escoamento e de resistência dos dois aços. Entretanto,
observou-se que os coeficientes de variação dos dados de espessura (16% para o aço
55
microligado e 27% para o aço-carbono) foram, em geral, consideravelmente maiores que os
coeficientes de variação destas propriedades. Assim, apenas a espessura da chapa, isto é, o
grau de redução, não explica totalmente o comportamento mecânico dos materiais.
Com relação à ductilidade dos materiais, as diferenças observadas no alongamento (26,2%
para os aços-carbono contra 20,8% para os aços microligados – Tabela 7) provavelmente
decorrem da diferença de tamanho de grão de cada aço.
A análise da tenacidade é um pouco mais complexa, devendo-se considerar, entre outros
fatores, o tamanho de grão final e a homogeneidade desses grãos. Os resultados apresentaram
pequena variação na média (88 J e 92 J) e no desvio-padrão (26 J e 29 J) entre os dois aços
para os ensaios realizados a zero grau Celsius (Tabela 7). Isso parece estar relacionado com os
baixos teores de impurezas, principalmente enxofre e fósforo (Tabela 6), encontrados nos dois
aços. Também indica a importância do controle dos teores de impurezas e dos elementos de
liga nas operações de refino secundário na aciaria. Mais importante que isso é o grau de
homogeneidade das placas antes da laminação, onde, qualquer concentração de impurezas
pode trazer resultados catastróficos para a aplicação. Também vale ressaltar que as condições
da máquina de lingotamento, como o alinhamento entre rolos, é fundamental para minimizar a
linha de segregação central. Particularmente, a tenacidade é sensível a esse tipo de ocorrência.
Também vale lembrar que à temperatura de zero grau Celsius, grande parte dos aços ainda
preservam boa resistência ao impacto. Esse é o caso tanto do aço-carbono como também do
aço microligado. Entretanto, sabe-se que o aço microligado apresenta uma temperatura de
transição dúctil-frágil inferior à do aço-carbono, constituindo-se em melhores alternativas
quando se requer resistência ao impacto a baixas temperaturas (Honeycombe, 1981). O
coeficiente de variação apresentou-se relativamente elevado para ambos os aços (em torno de
30% - Tabela 7). Embora os valores reportados para o impacto Charpy sejam a média de três
corpos-de-prova diferentes, esse ensaio é muito suscetível a condições localizadas, desde o
teor de impurezas concentradas até as condições de usinagem. Portanto, embora os números
absolutos dos coeficientes de variação sejam significativos, um desvio-padrão próximo de 30
J, na prática industrial pode não implicar em diferenças significativas entre os materiais.
Já os valores de razão elástica, que serão discutidos mais à frente, diferem de maneira
significativa para os aços-carbono em comparação aos aços microligados, mesmo
considerando-se produtos com faixas equivalentes de resistência. Da literatura (MORAIS,
2002), constata-se que tanto o LE como o LR são dependentes da composição química e do
histórico de laminação, sobretudo das condições de resfriamento (BAKKALOGLU, 2002).
56
Entretanto, essa influência tem pesos significativamente diferentes. Foi constatado que
microestruturas ferrítico-perlíticas tendem a favorecer a ocorrência de altos valores de razão
elástica, os quais aumentam com o endurecimento por refino de grão, solução sólida e
precipitação. Entretanto, foi constatado que o aumento da fração de perlita diminui esse
quociente (GORNI et al, 2002). Os parâmetros de processo afetam o valor da razão elástica
conforme seus efeitos na microestrutura do material. Essa razão tende a se elevar quando se
usam maiores temperaturas de reaquecimento, uma vez que solubilizam maiores quantidades
de elementos microligantes, aumentando o grau de endurecimento por precipitação. O mesmo
ocorre para maiores graus de redução total e menores temperaturas de acabamento, que
tendem a refinar a microestrutura.
4.3. Efeito da composição química dos aços nas propriedades mecânicas
Antes de se analisar a correlação entre as propriedades mecânicas e a composição química, é
importante ressaltar que a composição química pode atuar tanto nos mecanismos de
endurecimento (solução sólida intersticial e substitucional, precipitação de partículas de
segunda fase, entre outras) como também na microestrutura do aço. Embora os aços estudados
sejam todos ferrítico-perlíticos, o teor de perlita pode variar consideravelmente entre o aço-
carbono e microligado. Pode-se dizer que não há consideráveis variações nas taxas de
resfriamento para cada tipo de aço (considerando o mesmo esquema de passes e faixa de
espessura final equivalentes), gerando sempre microestruturas com teores similares de perlita
(variando apenas com a variação de composição química). As Figuras 18 e 19 ilustram as
micrografias de cada tipo de aço.
Os teores de perlita estimados para o aço-carbono e o aço microligado foram de 20,9% e
16,1%, respectivamente. Esses resultados são comparáveis ao da Figura 6.
Além das fases constituintes (teor de perlita e ferrita), é considerado fundamental o controle
do tamanho de grão nas propriedades mecânicas. Modelos matemáticos como o de Kern et al
(1992) avaliam a evolução do tamanho de grão a cada passe ou evento do processamento
termomecânico (desde a saída do forno de reaquecimento até o final do resfriamento após o
último passe).
57
Figura 18: Micrografias dos aços estudados (esquerda: aço microligado ASTM A572-06 –
25,4 mm; direita: aço-carbono ASTM A36-05 – 25,4 mm).
Figura 19: Micrografias dos aços estudados (esquerda: aço microligado ASTM A572-06 –
25,4 mm; direita: aço-carbono ASTM A36-05 – 25,4 mm).
Embora não tenha sido avaliada a evolução do tamanho de grão no decorrer do processamento
termomecânico, o tamanho de grão ferrítico final foi analisado em amostras de aço-carbono e
microligado. Como era esperado, o tamanho de grão do aço microligado apresentou-se mais
refinado (12
µ
m), confirmando a importância dos mecanismos de endurecimento e a
composição química (carbonitretos) na promoção do refino de grão. A diferença no tamanho
de grão na comparação do aço microligado com o aço-carbono foi da ordem de 30% (12
µ
m e
18
µ
m, respectivamente).
De maneira similar à realizada por Kern et al (1992), foi possível estimar as propriedades
mecânicas dos produtos laminados em função da composição química e, também, da
espessura da chapa. Embora algumas informações fundamentais para essa análise, como a
temperatura de acabamento, o esquema de passes e as condições de enfornamento não tenham
sido analisadas, para efeito desse estudo, assumiu-se que a influência dessa variação é,
60 µm
300
µ
m
60 µm
300 µm
58
relativamente, pequena nas propriedades mecânicas analisadas, uma vez que o universo dos
dados é bastante restrito, isto é, as pequenas variações nas composições químicas e na faixa de
espessura implicam em condições similares de laminação.
A Figura 20 apresentou os resultados de LE e LR do aço-carbono e microligado em função da
espessura da chapa. Observaram-se tendências de diminuição linear dos valores de LE e LR
em função da espessura, como esperado. Entretanto, a dispersão dos resultados para cada
espessura de chapa foi alta, o que resultou em baixos valores de coeficiente de correlação (R²
entre 0,47 e 0,14, respectivamente, para o LE e o LR do aço-carbono; e R² da ordem de 0,20
tanto para o LE como para o LR do aço microligado).
Figura 20: Correlação entre o limite de escoamento e o limite de resistência com a espessura
dos aços.
Outra relevante correlação testada foi a variação das propriedades mecânicas em função do
teor de carbono. A Figura 21 ilustra a avaliação do efeito isolado do teor de carbono nas
propriedades mecânicas.
y(exp) = -6,5169x + 603,36
R
2
= 0,2039
400
450
500
550
600
6,00 7,00 8,00 9,00 10,00 11,00 12,00 13,00
Esp (mm)
LR (Mpa)
LR exp Linear (LR exp)
Aço microligado
y(exp) = -9,1226x + 556,36
R
2
= 0,2253
350
400
450
500
550
6,00 7,00 8,00 9,00 10,00 11,00 12,00 13,00
Esp (mm)
LE (Mpa)
LE exp Linear (LE exp)
Aço microligado
y(exp) = -6,5169x + 603,36
R
2
= 0,2039
400
450
500
550
600
6,00 7,00 8,00 9,00 10,00 11,00 12,00 13,00
Esp (mm)
LR (Mpa)
LR exp Linear (LR exp)
Aço-carbono
y = -7,3072x + 442,09
R
2
= 0,4698
300
325
350
375
400
425
450
475
6,00 7,00 8,00 9,00 10,00 11,00 12,00 13,00
Esp (mm)
LE (Mpa)
LE exp Linear (LE exp)
Aço-carbono
59
Figura 21: Correlação entre o limite de escoamento e o limite de resistência com o teor de
carbono dos aços.
Pode-se notar que com o incremento do teor de carbono ocorre uma elevação nas
propriedades mecânicas, confirmado pelo coeficiente sempre positivo nas equações de ajuste.
Entretanto, os valores de R² obtidos para essas equações apresentaram-se consideravelmente
baixos (entre 0,03 e 0,14, respectivamente, para o LE e para o LR do aço-carbono e 0,08 e
0,16 para o LE e o LR do aço microligado).
Objetivando-se melhorar o ajuste entre os dados experimentais e as equações de estimativa
das propriedades mecânicas, considerou-se um modelo similar ao de Kern. As equações de
Kern et al (1992) – Equações 3 e 4 - consideram que a composição química tem uma
participação linear (diretamente proporcional) na estimativa dos valores de LE e LR. Também
consideram que os coeficientes dessas equações devam ser sempre positivos para os
elementos químicos considerados. Os demais parâmetros do processamento termomecânico
também são diretamente proporcionais às propriedades mecânicas, exceto a taxa de
resfriamento, cuja contribuição é exponencial.
As Equações 5 e 6 apresentam as contribuições dos elementos C, Mn, Si, P, S, Al, Nb, Ti e N,
além da espessura final do produto (Esp em mm) obtidas por regressão linear múltipla de
todos os dados de LR e LE (89 dados de aços microligados mais 65 dados de aços-carbono),
sem, porém, limitar o sinal do coeficiente.
y(exp) = 782,5x + 364,31
R
2
= 0,078
350
400
450
500
550
0,10 0,11 0,12 0,13 0,14
%C
LE (Mpa)
LE exp Linear (LE exp)
y(exp) = 837,39x + 431,74
R
2
= 0,1585
400
450
500
550
600
0,10 0,11 0,12 0,13 0,14
%C
LR (Mpa)
LR exp Linear (LR exp)
y = 489,39x + 297,19
R
2
= 0,0334
300
350
400
450
500
0,14 0,15 0,16 0,17 0,18
%C
LE (Mpa)
LE exp Linear (LE exp)
y(exp) = 691,27x + 424,72
R
2
= 0,1405
400
450
500
550
600
0,14 0,15 0,16 0,17 0,18
%C
LR (Mpa)
LR exp Linear (LR exp)
Aço microligado Aço microligado
Aço-carbono
Aço-carbono
60
Para os cálculos das Equações 5 e 6 não foram considerados a temperatura de acabamento, o
tempo de enfornamento e eventuais teores residuais de outros elementos químicos como o
vanádio. O uso de uma equação única (tanto para aços-carbono como também para aços
microligados) apresentou valores de R² = 0,3082 e Erro² = 56.052 para o LR e R² = 0,7850 e
Erro² = 82.807 para o LE.
Os elementos de liga capazes de formar compostos intermetálicos que se precipitam na ferrita
durante o resfriamento do laminado a quente também contribuem significativamente para o
endurecimento do material. Este fato foi constatado para aços microligados ao Nb, NbTi e
NbV (MASSIP, 1978 apud GORNI et al, 2002). No caso dos aços microligados, a
importância de mecanismos de endurecimento, como a precipitação de carbonitretos, faz com
que adições de carbono sejam consumidas na combinação com elementos microligantes como
o nióbio e o titânio. Analisando o teor de nióbio e titânio presentes nos aços microligados,
constata-se que a diferença é pouco relevante (praticamente não há variações no teor de
titânio e o teor de nióbio variou, em média, apenas 0,002%). Isso indica que a variação do
endurecimento por precipitação é pouco significativa na faixa de composição química
investigada.
As equações obtidas apresentam algumas incoerências metalúrgicas relacionadas aos
coeficientes de elementos como o Mn, P, S, Al e N, seja pelo sinal (negativo) como também
pela ordem de grandeza (a equação proposta para o LR sugere que o Mn tenha um efeito 100
vezes menor que o N).
Diferentemente do trabalho de Kern et al (1992), o objetivo foi obter a melhor equação,
independentemente do sinal dos coeficientes. Uma provável razão para essas variações é a
faixa estreita de dados analisados e as pequenas variações na composição química, as quais
podem dificultar a identificação de uma tendência.
LR
1
= 148 %C + 23 %Mn + 93 %Si – 316 %P – 1275 %S – 1296 %Al + 946
%Nb – 553 %Ti – 3762 %N – 3,8 Esp + 576 (Equação 5)
LE
1
= 108 %C – 120 %Mn + 156 %Si + 611 %P – 220 %S –
1377 %Al +
3132 %Nb + 279 %Ti – 5869 %N – 8,1 Esp + 630 (Equação 6)
61
O desmembramento dessas equações em mais duas (uma exclusivamente com dados do aço
microligado e outra com dados do aço-carbono) também não apresentou um resultado
razoável, com coeficientes negativos para o carbono e para o manganês.
A correlação direta das propriedades mecânicas com a composição química ajuda na análise
da identificação das tendências. Analisando-se os gráficos anteriores (Figuras 20 e 21) pode-
se perceber que a curva de ajuste (tendência) quando se correlaciona as propriedades
mecânicas (LE e LR) com o teor de carbono e com a espessura, em geral, não apresenta uma
boa correlação. Embora se saiba que o incremento no teor de carbono contribui positivamente
para as propriedades mecânicas (um aço médio-carbono, normalmente, apresenta maiores
valores de LE e LR que um aço baixo-carbono laminado em condições similares), a
quantidade de variáveis do processo e os pequenos intervalos de composição química
investigados podem contribuir para ocultar as tendências. Mesmo assim, é possível verificar
que o aumento no teor de carbono tende a aumentar tanto o LE como o LR dos aços
microligados, enquanto que a correlação com o aço-carbono foi bastante baixa (o coeficiente
de inclinação das curvas foi bastante baixo em comparação com a equação de regressão linear
do aço microligado). Por outro lado, a correlação das propriedades mecânicas com a espessura
apresentou uma tendência inversa (LE e LR diminuem com o aumento da espessura),
representado pelo coeficiente negativo das equações lineares. Considerando-se que as placas
laminadas partiram da espessura de 260 mm, a diferença no grau de redução para as
espessuras de 6,00 mm e 12,70 mm pode não ser muito expressiva para justificar uma
variação maior nas propriedades mecânicas.
De forma a otimizar as equações para a previsão dos resultados de propriedades mecânicas,
restringiram-se as variáveis em teores de C, Mn e Si, conforme mostra a Equação 7.
onde, PM é o LE ou LR e Esp corresponde à espessura em mm.
Os coeficientes das variáveis obtidas nas regressões lineares do LE e LR para cada aço são
apresentados na Tabela 9.
PM = a %C + b %Mn + c %Si + d Esp + k (Equação 7)
62
Tabela 9: Coeficientes dos principais fatores para a previsão dos limites de escoamento e
resistência.
Aço PM a b c d k R²
Microligado
LR 463,6
0,0 135,2 -5,1 493,7 0,3028
Microligado
LE 200,3
0,0 199,4 -8,2 466,0 0,2789
Carbono LR 745,1
163,7 0,0 -3,0 217,0 0,3960
Carbono LE 658,7
70,6 0,0 -7,5 239,5 0,5383
Embora os valores de R² apresentados na Tabela 9 indiquem uma correlação modesta, existe
uma coerência metalúrgica nos resultados. Isso vale tanto para os sinais dos coeficientes como
também no peso relativo de cada um (proporcionalidade entre o C e o Mn e entre o C e o Si).
Uma provável razão para a baixa correlação entre os dados experimentais e os calculados
pode ter origem no processamento das chapas. A combinação das variáveis de produção,
como nos erros de medição de espessura, variações nos ajustes da abertura dos cilindros de
laminação, retirada e preparação de amostras, entre outras possibilidades, pode justificar as
significativas variações encontradas nos dados experimentais e a dificuldade em se obter
equações que possibilitem estimar as propriedades mecânicas, mesmo quando se considera
um intervalo limitado de dados.
4.4. Razão elástica
Do ponto de vista da razão elástica (RE), a popularização do uso de aços microligados para
essas aplicações encontra algumas restrições justamente nessa propriedade devido aos altos
valores relativos de RE apresentados pelos aços microligados (normalmente superiores a
95%). A Figura 22 apresenta as tendências dos valores de RE para cada tipo de aço em função
da espessura.
63
y = -0,0065x + 0,9286
R
2
= 0,1432
y = -0,0099x + 0,7892
R
2
= 0,5228
0,60
0,64
0,68
0,72
0,76
0,80
0,84
0,88
0,92
6,0 7,0 8,0 9,0 10,0 11,0 12,0 13,0
Esp (mm)
RE
Aço microligado Aço-carbono Linear (Aço microligado) Linear (Aço-carbono)
Figura 22: Valores de razão elástica em função da espessura da chapa.
Embora a literatura (GORNI et al, 2002) correlacione a razão elástica com o tamanho de grão
(e não com a espessura do produto acabado), mantendo-se os parâmetros gerais de laminação
inalterados (temperatura de forno, esquema de passes, entre outros), pode-se considerar que
há uma relação direta entre o tamanho de grão e a espessura final. Possivelmente, existem
diversas outras variáveis que podem impactar nessa relação: temperatura de acabamento,
condições de resfriamento interpasses, grau de encruamento (esquema de passes) e condições
de enfornamento (tempo e temperatura). Entretanto, os valores apresentados mostraram-se
coerentes com a literatura: com o aumento da espessura as chapas devem apresentar um maior
tamanho de grão e uma menor razão elástica. Mais que isso, os resultados ajudam a explicar a
diferença no valor da razão elástica do aço-carbono e microligado. Retornando às
micrografias (Figuras 18 e 19), pode-se notar que o tamanho de grão do aço microligado é,
consideravelmente, menor que no aço-carbono, sugerindo que a RE seja maior em
decorrência desse efeito.
A literatura também menciona o efeito de determinados elementos na razão elástica (RE),
como a tendência de elevação da RE pelo incremento de manganês e o efeito inverso pela
adição de carbono (HONEYCOMBE, 1981 apud GORNI et al, 2002). Porém, na faixa de
composição química avaliada, não se constatou esse efeito. Por exemplo, um incremento de
64
manganês de 1,35% para 1,42% nos aços-carbono, contribuiu negativamente para a razão
elástica (queda de 0,717 para 0,689). O teor de manganês é apenas um dos fatores que
contribuem para as propriedades mecânicas dos aços. Em princípio, o efeito do manganês
seria mais pronunciado no limite de resistência, aumentando o denominador da relação LE/LR
e, conseqüentemente, reduzindo a razão elástica. As Tabelas 10 e 11 apresentam os valores
calculados de RE, mantendo-se as demais condições constantes (percentual dos demais
elementos químicos e espessura do produto).
Tabela 10: Efeito do teor de manganês na razão elástica.
Aço Classificação dos dados %Mn
LE exp
(MPa)
LR exp
(MPa)
RE
Microligado Menores valores de %Mn (30% dos dados)
1,02 495 548 0,9039
Microligado Maiores valores de %Mn (30% dos dados)
1,11 477 554 0,8615
Carbono Menores valores de %Mn (30% dos dados)
1,35 379 531 0,7142
Carbono Maiores valores de %Mn (30% dos dados)
1,42 365 535 0,6818
Tabela 11: Efeito do teor de carbono na razão elástica.
Aço Classificação dos dados %C
LE exp
(MPa)
LR exp
(MPa)
RE
Microligado Menores valores de %C (30% dos dados)
0,122 473 553 0,8554
Microligado Maiores valores de %C (30% dos dados)
0,129 477 554 0,8615
Carbono Menores valores de %C (30% dos dados)
0,158 359 529 0,6774
Carbono Maiores valores de %C (30% dos dados)
0,163 362 530 0,6824
Das tabelas anteriores pode-se perceber que o efeito do manganês difere dos resultados
relatados na literatura (GORNI et al, 2002). Entretanto, os dados da literatura apresentam um
valor de R² consideravelmente baixo (da ordem de 0,12), não permitindo a extrapolação de
qualquer tendência. As Tabelas 10 e 11 mostram que, com o aumento do teor de manganês, há
uma redução na razão elástica. Inversamente, com o aumento do teor de carbono, há um
aumento no valor de RE. Portanto, desde que não haja variação significativa no teor de perlita
do aço, decorrente de mudança na composição química (fator não analisado nesse trabalho), a
elevação do teor de manganês do aço-carbono e microligado analisada, implicará numa
redução da razão elástica.
4.5. Efeito dos parâmetros de processamento
O processo de laminação apresenta uma série de variáveis complexas. Embora o grau de
controle de uma usina siderúrgica atual seja bastante elevado, a pluralidade das variáveis e
65
suas interações contribuem para tornar o processo industrial distante das condições ideais, isto
é, suscetível a alterações não programadas no desempenho das principais variáveis. O
presente trabalho adotou técnicas estatísticas para minimizar possíveis erros de controle,
porém, parte dos dados decorre de medições humanas, sensores que requerem ajustes, entre
outros pontos potenciais de falhas.
Algumas usinas ainda não têm um controle da temperatura de acabamento automatizado,
incluindo a usina da qual foram obtidos os dados deste trabalho. Isso significa que o mesmo
operador que realiza o ajuste do parafuso do laminador a cada passe é o responsável pelo
registro da temperatura. Além disso, existem os erros dos equipamentos de medição. Por
exemplo, a medição da temperatura da chapa com um pirômetro óptico pode ser afetada por
vapores, sujeiras e regulagem inadequada do suporte de fixação do instrumento de medição.
Isso ilustra o grau de complexidade das variáveis envolvidas. Outra consideração importante é
a padronização do momento de medição da temperatura. Pode haver dúvidas quanto ao
instante de medição - se antes ou após a aplicação do último passe – dificultando a
reprodutibilidade dos dados entre diferentes usinas siderúrgicas.
A prática da laminação inter-crítica (laminação da ferrita em coexistência com a austenita
pode causar alterações nas propriedades do laminado e produzir resultados contrários aos
obtidos numa laminação exclusivamente austenítica), que pode ocorrer por eventual falha no
controle de temperatura, exemplifica o potencial reflexo desse problema nas propriedades
mecânicas do material.
Outra prática relativamente comum é a adoção de passe de correção, que é um passe de
laminação adicional, sobretudo quando não se atingiu a tolerância de espessura objetivada. O
problema é que ocasionalmente esse passe pode ser demasiadamente intenso, refletindo em
alterações metalúrgicas e nas propriedades mecânicas dos materiais, uma vez que são
aplicados sob temperaturas relativamente baixas. Caso a carga de laminação ultrapasse um
determinado valor, a temperatura de acabamento a ser considerada deve ser a temperatura do
passe de correção (PLAUT, 1987).
Entretanto, não há nada mais prejudicial para a confiabilidade dos dados que falhas de
amostragem no esboço. A temperatura das pontas dos esboços apresenta-se bastante diferente
em relação às demais regiões (alta taxa de resfriamento), afetando também nas propriedades
mecânicas. É prática fundamental a remoção das pontas para a definição da região da amostra
(conforme ilustrado na Figura 16), porém também depende da intervenção humana.
66
Por fim, apenas para se limitar em alguns dos potenciais pontos de falha, a operação de
preparação dos corpos de prova também requer bastante atenção desde as diversas operações
de usinagem e transferência de identificação do corpo-de-prova para a rastreabilidade até a
aferição dos equipamentos de testes como a máquina de tração.
4.5.1. Efeito dos parâmetros de laminação do aço microligado
Os parâmetros de processo da laminação controlada atuam decisivamente na definição da
microestrutura final dos aços microligados, cujas características, por sua vez, definirão as
demais propriedades mecânicas, bem como a razão elástica do produto final. Dentre os
principais fatores que atuam na laminação, podem-se citar os parâmetros de reaquecimento
das placas (temperatura do forno que garanta a máxima solubilização dos elementos
microligantes e tempo suficiente para a cinética da dissolução sem que ocorra crescimento
exagerado do grão austenítico), os parâmetros da laminação propriamente ditos, como a
temperatura de espera, o esquema de passes, a temperatura de acabamento, entre outros, e,
eventualmente, os parâmetros de resfriamento das chapas.
Segundo Gorni (1996b), “as cargas de laminação geradas durante a fase de acabamento da
laminação controlada de aços microligados são superiores ao dobro das cargas obtidas durante
uma laminação normal de aços ao carbono”. Para os aços microligados, os fornos são
fundamentais também para garantir uma completa solubilização dos elementos microligantes,
como o nióbio e o titânio (o vanádio solubiliza-se completamente a temperaturas
relativamente baixas para os padrões de fornos de aquecimento - da ordem de 900ºC –
GALLEGO et al, 2003; LOURENÇO et al, 2001). Existem efeitos opostos em termos de
propriedades mecânicas envolvendo a solubilização dos microligantes. Uma completa
solubilização do nióbio, por exemplo, contribuirá efetivamente para o aumento das
propriedades mecânicas de tração, tais como o limite de escoamento e o limite de resistência
através dos mecanismos de endurecimento já citados anteriormente, como o endurecimento
por solução sólida. Por outro lado, as propriedades relativas ao impacto (tenacidade) poderão
ser prejudicadas caso haja algum crescimento de grão austenítico. Portanto, a melhor
combinação das propriedades mecânicas implicará numa temperatura de forno compatível
com alguma solubilização dos microligantes. Da literatura (USIMINAS, 1995), há exemplos
de aços ricamente microligados para vasos de pressão que, com um aumento de 30ºC no forno
de reaquecimento, proporcionou um incremento de LE e de LR, respectivamente, de 147 MPa
67
e 176 MPa, mantendo-se as demais condições constantes. A Tabela 12 apresenta a influência
do tempo de enfornamento nas propriedades mecânicas.
Tabela 12: Influência do tempo de enfornamento nas propriedades mecânicas do aço
microligado.
Esp
(mm)
LE
(MPa)
LR
(MPa)
Along
(%)
Eabs
(J)
%C %Mn
%Nb
%Ti
Menor tempo de forno (aproximadamente 4 horas)
Média 9,52
455 534 19,3 75 0,123
1,05
0,015
0,014
Desvio padrão 0,02
23 21 1,9 6 0,014
0,03
0,002
0,003
Mínimo 9,50
424 508 17,0 68 0,104
1,00
0,013
0,009
Máximo 9,53
480 562 22,0 83 0,138
1,07
0,019
0,016
Maior tempo de forno (aproximadamente 6 horas)
Média 9,53
492 555 19,1 81 0,124
1,07
0,016
0,014
Desvio padrão 0,00
19 12 2,8 14 0,012
0,04
0,002
0,002
Mínimo 9,53
463 539 16,0 58 0,109
1,00
0,014
0,009
Máximo 9,53
522 570 24,0 97 0,139
1,10
0,019
0,016
Da Tabela 12 pode-se observar que um aumento no tempo de enfornamento contribuiu para
um incremento nas propriedades mecânicas, sobretudo no caso do LE. Nesse caso, a base de
comparação, isto é, a espessura final do produto é similar, não havendo participação dessa
variável nos resultados de propriedade mecânica. Nestes resultados considerou-se cerca de 4
horas como a média menor de tempo de forno (6 amostras) e quase 6 horas como a média
maior de tempo de forno (7 amostras). A prática de algumas usinas tem apresentado
resultados similares. Na Usiminas, por exemplo, um aumento de 10 minutos de permanência
de uma placa no forno de reaquecimento em relação ao tempo padrão do forno tem
apresentado um incremento linear de até 0,40 kgf/mm
2
(cerca de 4 MPa) para aços
microligados com teores mais elevados que os aços estudados nesse trabalho (GUIMARÃES
et al, 1987). Embora não se disponha de dados relativos às temperaturas de enfornamento dos
aços analisados nesse trabalho, um pequeno aumento na temperatura de enfornamento está
diretamente ligado a um aumento nas propriedades mecânicas de tração (desde que não haja
crescimento de grão austenítico). Também não há influência perceptível nas propriedades de
68
impacto, uma vez que as temperaturas usadas nesse ensaio (zero grau Celsius) não são
significativas para se perceber perdas nessa propriedade.
Como regra geral, normalmente não se adota a mudança de temperatura nos fornos de
reaquecimento. Como os fornos são do tipo contínuo, qualquer alteração pode impactar a
seqüência de placas que serão laminadas posteriormente. De forma a otimizar o grau de
solubilização dos microligantes e, conseqüentemente, das propriedades mecânicas, adota-se
uma alteração no tempo de enfornamento. Essa técnica pode ser eficaz se o nível de
segregação, isto é, o grau de homogeneidade química das placas no lingotamento também for
otimizado.
Do ponto de vista do grau de redução da placa/chapa, sabe-se que quanto maior é o grau de
deformação a quente, maior será a tendência de se refinar a microestrutura. Como
mencionado por Gorni et al (2002), o aumento do grau de redução total leva ao refino de grão
do produto final e, conseqüentemente, a um aumento dos limites de escoamento e de
resistência. O aumento do grau de redução aplicado na fase de acabamento da laminação
controlada, isto é, o aumento da espessura de espera, tende a elevar a razão elástica do
produto por impactar no tamanho de grão final. Entretanto, segundo Gorni et al (2002), esse
efeito só passa a ser significativo para materiais mais “pesados” (espessos) como, por
exemplo, produtos com bitola acima de 32 mm (o efeito do grau de redução aplicado na fase
de acabamento da laminação controlada exerce pouca influência na razão elástica de chapas
grossas relativamente “leves” com até 25,4 mm). O presente trabalho não contempla uma
análise do grau de redução adotado para cada tipo de aço, assumindo que o esquema de passes
é o mesmo para todos os aços do mesmo tipo (a menos das variações de processamento dos
materiais). Conceitualmente, sabe-se que, com o abaixamento das temperaturas interpasses,
ocorre um encruamento maior das chapas. Isso decorre da menor taxa de recristalização e
recuperação a menores temperaturas. Assim, na comparação entre um aço-carbono laminado
de forma convencional e um aço microligado laminado de forma controlada, é de se esperar
que o aço microligado apresente um menor tamanho de grão (além do efeito de ancoramento
dos carbonitretos no crescimento dos grãos, há também o efeito do encruamento).
O efeito do abaixamento da temperatura de acabamento geralmente eleva a resistência
mecânica do aço. Outras propriedades como a razão elástica e a tenacidade dependem de
outros fatores ligados à definição da microestrutura do material, como a possibilidade de
laminação inter-crítica, ou seja, a transformação do material durante o processo de laminação
a quente e todo o histórico termomecânico do material. De acordo com a literatura (GORNI et
69
al, 2002), a temperatura final de laminação é diretamente proporcional à fração de perlita do
aço, sendo que se tem cerca de 17% de perlita para uma temperatura de acabamento da ordem
de 750°C.
Pode-se esperar que o abaixamento das temperaturas dos passes de deformação, decorrente da
diminuição da temperatura de acabamento, faça com que a austenita se recristalize menos
entre os passes, encruando de maneira mais intensa. Esse efeito é particularmente mais
intenso abaixo da temperatura de não-recristalização (KLIBER; SCHINDLER, 1996). Uma
vez que o encruamento da austenita acelera sua transformação em ferrita (Irvine, 1967 apud
Gorni et al, 2002), quanto menor a temperatura de acabamento, maior será a fração de ferrita
no material.
O aumento da fração de ferrita (a diferença é o teor de perlita) presente na microestrutura do
material no final de sua laminação e seu progressivo encruamento pela deformação a quente
deve contribuir para reduzir a ductilidade da microestrutura final (cerca de 5% a menos no
alongamento total a cada 20°C a menos na temperatura de acabamento – GORNI et al, 2002).
A Tabela 13 apresenta a influência da temperatura de acabamento nas propriedades mecânicas
dos aços microligados.
70
Tabela 13: Influência da temperatura de acabamento nas propriedades mecânicas do aço
microligado.
Esp
(mm)
LE
(MPa)
LR
(MPa)
Along
(%)
Eabs
(J)
%C %Mn
%Nb %Ti
Tacab
(°C)
Maiores temperatura de acabamento (aproximadamente 756ºC)
Média 10,22 450 528 20,7 96 0,124 1,08 0,016 0,013 756
Desvio padrão 1,81 31 23 2,7 30 0,012 0,04 0,002 0,003 4
Intervalo 6,40 122 81 12,0 126 0,037 0,16 0,006 0,010 19
Mínimo 6,30 399 495 15,0 45 0,104 1,00 0,013 0,008 751
Máximo 12,70 520 576 27,0 171 0,141 1,16 0,019 0,018 770
Menores temperatura de acabamento (aproximadamente 742
o
C)
Média 11,00 458 541 20,9 95 0,121 1,05 0,014 0,013 742
Desvio padrão 1,41 31 24 2,6 35 0,012 0,04 0,001 0,003 3
Intervalo 6,40 124 98 10,0 155 0,038 0,14 0,007 0,011 11
Mínimo 6,30 392 490 16,0 58 0,101 1,00 0,012 0,008 735
Máximo 12,70 516 588 26,0 213 0,139 1,15 0,019 0,018 746
Embora os resultados da Tabela 13 indiquem o aumento da resistência do aço microligado
com a diminuição da temperatura de acabamento, as variações das espessuras médias de cada
classe de aço e das composições químicas dificultam a análise.
Um abaixamento da temperatura de acabamento tende efetivamente a elevar tanto o limite de
escoamento como o de resistência do material. Esse efeito tende a ser intensificado se ocorrer
deformação na região inter-crítica, ou seja, abaixo da temperatura Ar
3
. Neste caso, a ferrita
que se forma durante a deformação sofre um encruamento progressivo sem restauração
significativa posterior, o qual aumenta acentuadamente a resistência mecânica do material.
Um estudo desenvolvido por Gorni, Silva e Silveira (2004b) mostra que o abaixamento da
temperatura de acabamento de 950ºC para 750°C levou a um aumento da ordem de 18% no
LE (uma variação média de 7 MPa a cada 20°C de alteração na temperatura de acabamento).
Efeito similar também foi verificado no limite de resistência, onde se elevou em 5%, ou seja,
uma elevação de 2,5 MPa a cada 20° C de redução na mesma faixa de temperatura. Nos
materiais analisados, uma variação de apenas 14°C na média da temperatura de acabamento
provocou um considerável incremento nas propriedades mecânicas. Os incrementos relativos
nos valores de LE e LR foram similares, não tendo sido observada influência significativa da
diminuição da temperatura de acabamento no razão elástica.
71
Foi possível notar que o efeito da temperatura de acabamento é relevante nas propriedades
mecânicas finais, elevando-as consideravelmente com redução de cerca de 10°C. Entretanto,
existe um limite máximo para a diminuição da temperatura, onde a carga de laminação não
pode exceder os limites do equipamento. Outro limitador é o requisito de forma da chapa.
Quanto menor a temperatura de acabamento, mais difícil é manter as tolerâncias de forma e
planicidade do material. Por fim, o maior problema em se reduzir a temperatura de
acabamento é o risco potencial de se laminar o material na zona inter-crítica, isto é, abaixo da
temperatura Ar
3
(temperatura na qual se inicia a transformação da austenita em ferrita), cujos
efeitos, em geral, podem ser prejudiciais à homogeneidade das propriedades mecânicas caso
coexistam as duas microestruturas no produto final (LEE; CHOO, 2000).
Adotando-se a equação de Boratto (Equação 1) para estimar a temperatura de não-
recristalização e a Equação 2 para estimar Ar
3,
chega-se ao valor de 777
o
C para os aços
microligados e 740
o
C para os aços-carbono. Como a laminação dos aços-carbono ocorre a
temperaturas superiores a Ar
3
, todo o processamento dessas chapas é concluído na região
austenítica. Por não apresentar teores significativos de elementos microligantes, não há a
precipitação de carbonitretos. Isso significa que não há vantagens em laminar esses materiais
a baixas temperaturas como as temperaturas próximas da Ar
3
(os únicos efeitos seriam um
aumento exagerado das cargas de laminação e um maior grau de encruamento do material,
possivelmente, causando perdas consideráveis de ductilidade que limitariam a aplicação
desses materiais).
No caso dos aços microligados, a temperatura de acabamento real é próxima da temperatura
Ar
3
. Isso significa que pode haver laminação intercrítica, contribuindo para o refino de grão
ferrítico. Desde que a dispersão no tamanho de grão austenítico não seja exagerada (regiões
adjacentes com variações médias relativas inferiores a 30%, por exemplo), a laminação
intercrítica, em geral, causará prejuízos nas propriedades mecânicas das chapas grossas.
Entretanto, caso sua abrangência seja limitada a poucas regiões, o efeito global tende a ser
mínimo. Dessa forma, a laminação dos aços microligados ocorre no campo austenítico.
72
5. CONCLUSÃO
Dentro das condições deste trabalho, no qual foram analisados 65 e 89 conjuntos de dados de
produção de chapas grossas de aços-carbono e aços microligados ao nióbio e titânio,
respectivamente, com espessuras nas faixas de 6,3 mm a 12,7 mm (média e desvio-padrão de
10,4 mm e 1,7 mm) e 6,3 mm a 12,5 mm (média e desvio-padrão de 9,0 mm e 2,4 mm), foi
possível concluir que:
1) Os valores médios dos dados de limite de resistência e energia absorvida no ensaio de
impacto Charpy (a zero grau Celsius) foram similares nos dois aços (aproximadamente
535 MPa e 90 J, respectivamente). Já os valores médios de limite de escoamento e
alongamento total foram significativamente diferentes, tendo os aços microligados
apresentado médias de 460 MPa e 20,8%, respectivamente, e os aços-carbono médias
de 379 MPa e 26,2%, respectivamente;
2) Os coeficientes de variação das propriedades mecânicas foram similares nos dois aços,
mostrando que a produção de chapas grossas do aço microligado, embora mais
complexo, resultou em produtos com constâncias de propriedades mecânicas similares
aos da produção do aço-carbono;
3) Em ambos os aços, foi possível constatar o esperado efeito de aumento do limite de
escoamento e do limite de resistência com o aumento do teor de carbono e da
combinação dos elementos de liga;
4) Em ambos os aços, os valores de limite de escoamento e limite de resistência variaram
inversamente com a espessura final da chapa. Entretanto, o efeito da espessura foi
mais acentuado no limite de escoamento, causando redução da razão elástica com o
aumento da espessura;
5) Foram obtidas equações empíricas para prever os valores de limite de escoamento e
limite de resistência das chapas de cada aço em função da composição química (C, Mn
e Si) e da espessura final. Entretanto, a confiabilidade no uso dessas equações é baixa
devido à pequena variação dos parâmetros investigados;
6) O aumento do tempo de enfornamento para a laminação causou aumento nas
propriedades mecânicas (limite de escoamento e limite de resistência) dos aços
microligados, indicando a importância deste parâmetro na cinética de dissolução dos
elementos microligantes; e
73
7) A temperatura de acabamento apresentou efeito inverso nos valores de limite de
escoamento e limite de resistência, devido possivelmente a um maior refino de grão
nos aços microligados.
74
6. BIBLIOGRAFIA
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