METODOLOGIA PARA DETERMINAR OS TIPOS DE AMACIAMENTOS QUE
ATUAM EM PROCESSOS TERMOMECÂNICOS
Wiliam Regone (1), Alberto Moreira Jorge Júnior (2) e Oscar Balancin (3)
DEMa, Universidade Federal de São Carlos
(1) [email protected], (2) [email protected], (3) [email protected].
RESUMO
Para caracterizar o comportamento mecânico de um aço IF sob condições de laminação
de tiras a quente, este foi submetido a ensaios de torção em condições próximas à do
processamento. O comportamento das curvas tensão x deformação foram analisados através de
métodos já bem descritos na literatura. Para longos intervalos de tempo entre passes a liga sofre
quase que uma recristalização completa para todas as temperaturas. Para curtos intervalos de
tempo entre passes ocorre um pequeno acúmulo de deformação de passe para passe. Durante os
últimos estágios de acabamento, existe algum acúmulo de deformação e, ambas, recristalização
estática e dinâmica ocorrem em um grau significativo. Para correlacionar os fenômenos
metalúrgicos com as variáveis envolvidas no processamento foi proposto uma metodologia
capaz de resumir e tornar mais fácil esta análise.
Palavras-Chave: Aço IF; Torção a Quente; Fenômenos Metalúrgicos.
ABSTRACT
In order to characterize the mechanical behavior of an IF steel under strip-rolling
schedules, samples were subjected to torsional simulation. The flow stress was analyzed
through a methodology well described in literature. For long interpass times the grade
undergoing nearly full recrystallization at all temperatures. Short interpass times lead to some
pass-to-pass strain accumulation. During the latter stages of finishing, there is some strain
accumulation, and both static and dynamic recrystallization occur to a significant degree. In
order to correlate the metallurgical phenomena with the involved variables in the process, it
was proposed a method that resumes and facilitate the analysis.
Key Words: IF steel; Hot Torsion; Metallurgical Phenomena.
CONGRESSO BRASILEIRO DE ENGENHARIA E CIÊNCIA DOS MATERIAIS, 14., 2000, São Pedro - SP. Anais
42101
1. INTRODUÇÃO
O processo de laminação a quente é costumeiramente caracterizado em termos da
quantidade de deformação, taxa de deformação, temperatura e tempo entre passes [1]. A
evolução microestrutural que acontece durante a laminação é determinada pela interação entre
as variáveis acima e as temperaturas críticas Tnr e Ar3 (as temperaturas de não recristalização
e começo da transformação da austenita em ferrita).
Os vários trabalhos que vêm sendo realizados [1-3] para analisar a inter-relação desse
complexo conjunto de variáveis com as temperaturas críticas e a recristalização dinâmica em
aços laminados a quente, devem incluir a identificação dos mecanismos de amaciamento (isto
é, tipos de recristalização da austenita) que acontecem durante a laminação de tiras, para
clarificar as diferenças microestruturais entre os processos de chapas grossas e tiras a quente.
Utilizando-se conceitos bem determinados pela literatura do comportamento de curvas
taxa de encruamento x tensão [4,5], da tensão média equivalente x o inverso da temperatura
[6] e de métodos para a identificação de mecanismos de amaciamento que ocorrem durante o
processamento termomecânico [7,8], pretende-se propor uma metodologia simples de análise
para a caracterização dos processos de amaciamento que ocorrem durante operações de
laminação de chapas grossas e tiras a quente com relação aos parâmetros de processamento.
2. MATERIAIS E MÉTODOS
O aço IF utilizado neste trabalho foi fornecido pela Companhia Siderúrgica Paulista
(COSIPA), e sua composição química encontra-se na Tabela 1.
Tabela 1 – Composição química do material (% em peso)
C
Mn
Si
Al
S
P
Ti
N
0,003
0,132
0,011
0,003
0,007
0,01
0,065
0,006
O estudo do comportamento mecânico e simulação do processamento a quente deste
aço IF com adição de titânio foi realizado através de ensaios de torção a quente. Os testes
mecânicos foram realizados utilizando-se uma máquina horizontal de ensaios de torção a
quente controlada por um computador. Os corpos de prova eram cilíndricos com raio de 3,15
mm e comprimento útil de 20 mm. As curvas tensão versus deformação equivalentes são
obtidas através de expressões apropriadas [9].
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Os ensaios foram realizados em seqüência de deformação programada ou múltiplos
passes, em resfriamento contínuo, para simular o processamento termomecânico, nas
seguintes condições: temperatura de encharque de 1200 °C, com tempo de patamar de 10
minutos, logo a seguir os corpos de prova foram submetidos a uma deformação de 20%,
denominada de passe "zero" (D0), para produzir, de forma homogênea, o refino de grãos
austeníticos iniciais, simulando passes de desbaste de uma laminação a quente. Em seguida os
corpos de prova foram resfriados até a temperatura de ensaio, que variaram de 1158 a 836 oC,
com uma taxa de resfriamento de 2 °C/s, simulando diversas temperaturas de entrada. A
seguir os corpos de prova foram deformados em uma sequência de 19 passes com 30% de
deformação, com tempos entres passes que variaram de 38; 3; 1; 0,5 s.
3. RESULTADOS
3.1 Comportamento das curvas tensão x deformação nos ensaios de múltiplos passes
As curvas da figura 1 foram obtidas a partir dos ensaios realizados pelas seqüências de
deformações programadas consecutivas, conforme descrito anteriormente, com diferentes
temperaturas de entrada e tempos entre passes.
Na Figura 1a, com tempo entre passes de 38 segundos, observa-se a ocorrência de
transformação de fase (γ→α), bem determinada pela variação de tensão durante o
processamento. A região de transição, determinada em outros trabalhos [10,11], corresponde
ao início de transformação de fase, Ar3, a 907 oC e ao fim, Ar1, em 870 °C.
As Figuras 1b a 1d apresentam curvas tensão x deformação de ensaios realizados na
faixa de temperaturas correspondente à região austenítica, com tempos entre passes de 3, 1 e
0,5 segundos, respectivamente. As Figuras 1e e 1f apresentam curvas tensão x deformação de
ensaios realizados na faixa de temperaturas correspondente à região ferrítica, com tempos
entre passes de 1 e 0,5 segundos, respectivamente.
Para analisar o comportamento do amaciamento durante a realização desses ensaios,
foram construídas curvas taxa de encruamento (θ=dσ/dε) x tensão aplicada, que estão
representadas pelas curvas das Figuras 2 e 3. Nas Figuras 2a e b estão representadas as
derivadas das curvas da Figura 1a. Na Figura 2a, região austenítica, observa-se que somente
ocorre recristalização dinâmica para a curva do passe 1 (A1), determinado pela inflexão final
da curva θ x σ, em todos os outros casos, inclusive para a Figura 2b (região ferrítica),
observa-se apenas a recristalização estática e recuperação dinâmica como mecanismos de
amaciamento atuantes. Neste caso, existe a ocorrência de recristalização estática pois a
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deformação aplicada ultrapassou a deformação crítica para a recristalização estática e o tempo
entre passes foi suficiente para tal.
160
Tensão Equivalente (MPa)
Tensão Equivalente (MPa)
160
140
passe 1
120
100
80
60
40
20
0
0.0
0.5
1.0
1.5
2.0
2.5
3.0
140
120
100
80
60
40
20
0
3.5
0
1
2
Deformação Equivalente
3
140
140
120
100
80
60
40
20
0
2
3
4
5
120
100
80
60
passe 1
40
20
0
0
6
1
2
160
140
140
120
passe 1
80
60
40
20
0
1
2
3
4
5
6
(d)
160
Tensão Equivalente (MPa)
Tensão Equivalente (MPa)
(c)
0
3
Deformação Equivalente
Deformação Equivalente
100
6
(b)
160
Tensão Equivalente (MPa)
Tensão Equivalente (MPa)
(a)
1
5
Deformação Equivalente
160
0
4
4
5
120
100
80
60
40
20
0
0
6
1
2
3
4
5
6
Deformação Equivalente
Deformação Equivalente
(f)
(e)
Figura 1 - Curvas tensão x deformação equivalentes com múltiplos passes em resfriamento
contínuo com taxa de deformação de 1 s
-1
e taxa de resfriamento de 2oC/s. (a) tempo entre
passes de 38 s e início de deformação a 1158 °C. (b) tempo entre passes de 3 s e início de
deformação a 1010 °C. (c) tempo entre passes de 1 s e início de deformação a 978 °C. (d) tempo
entre passes de 0,5 s e início de deformação a 979 °C. (e) tempo entre passes de 1 s e início de
deformação a 870 °C. (f) tempo entre passes de 0,5 s e início de deformação a 836 °C.
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Na Figura 3 estão representadas as derivadas das curvas das figuras 1d e 1f,
respectivamente. Na Figura 3a, para deformações dentro da região austenítica, observa-se a
presença de recuperação dinâmica, e recristalização estática após A1, pois não se observa o
ponto de inflexão na curva θ x σ desse passe, mas atingiu-se a deformação crítica para a
recristalização estática. Para todas as outras curvas observa-se a presença de recristalização
dinâmica, durante a deformação e metadinâmica que é insuficiente para amaciar o material
durante o curto intervalo entre passes. Na Figura 3b, para deformações dentro da região
ferrítica, observa-se apenas a ocorrência de recuperação dinâmica e recristalização estática,
600
600
500
500
400
Taxa de encruamento
Taxa de encruamento, θ (MPa)
também insuficiente para amaciar totalmente o material durante o curto intervalo entre passes.
passe 1
300
200
100
0
400
300
200
100
0
0 15 30 45 60 30 40 50 60 70 40 60 80
40 60 80100
0 40 80 40
Tensão (MPa)
(a)
80 40
80 40
8040
80 40 80 120
Tensão (MPa)
(b)
Figura 2 - Curvas da taxa de encruamento versus a tensão aplicada, obtidas a partir da
derivadas das curvas da Figura 1a: (a) para região austenítica e (b) para a região ferrítica.
Quando esse aço é deformado acima da Ar3, as curvas da figura 1 possuem formas
arredondadas, com uma redução do arredondamento bastante aparente com o progresso da
recristalização dinâmica. Isto é causado pela presença de titânio em solução sólida [1], ou seja
, um efeito de arraste de soluto. Quando a temperatura de entrada de deformação diminui até
978 oC (aproximadamente 70 oC acima da Ar3), a tensão do primeiro passe aumenta e a
deformação é acumulada no segundo passe de acabamento. Depois disso, quando a
temperatura de entrada diminui, a tensão também diminui com a temperatura devido à
formação de uma grande fração volumétrica de ferrita.
3.2 Comportamento da tensão média equivalente
A tensão média equivalente (TME) obtida durante ensaios realizados a 1 s-1, com
intervalos de tempo entre passes de 30 s está apresentada na Figura 4 como uma função do
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inverso da temperatura absoluta. Como pode ser observado, em altas temperaturas não existe
a presença de Tnr (temperatura de não recristalização) em condições de laminação chapas
grossas. A transição austenita-ferrita é caracterizada por uma diminuição apreciável da tensão
média. A temperatura de transição (Ar3), mencionada anteriormente, de 907 oC [10,11] foi
obtida pelo modelo proposto por Boratto et al. [6]. A deformação na região ferrítica é
acompanhada por um rápido aumento na tensão, sem uma noticiável recristalização durante o
intervalo de tempo entre passes.
600
1000
900
800
Taxa de encruamento
Taxa de encruamento
500
400
passe 1
300
200
100
700
600
500
400
300
200
100
0
0
80 100 80 100
80 100
80 100 80 100 80 100
30 45 60 30 45 60 30 45 60 30 45 60 30 45 60 30 45 60
Tensão (MPa)
Tensão (MPa)
(b)
(a)
Figura 3 - Curvas da taxa de encruamento versus a tensão aplicada para deformações
realizadas na região austenítica (a), derivadas das curvas da figura 1d e para deformações
realizadas na região ferrítica (b), derivadas das curvas da figura 1e.
o
Temperatura ( C)
160
1155
977
838
7
8
9
727
636
10
11
140
TME (MPa)
120
100
80
60
40
20
0
6
12
-1
10000/T (K )
Figura 4 - Tensão média equivalente versus 10000/T obtida a partir de ensaios realizados com
taxa de deformação de 1 s-1e tempo entre passes de 30 s.
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4. DISCUSSÃO
A chave para o controle da microestrutura, durante a laminação a quente, encontra-se
no efeito das variáveis do processo de laminação sobre os seguintes mecanismos: (a)
encruamento, (b) recristalização estática, (c) recristalização dinâmica e (d) precipitação.
O efeito do intervalo de tempo entre passes nessas operações pode ser explicada
baseada nos dados apresentados nas Figuras 1, 4 e 5. Na Figura 5 as TMEs, determinadas pelo
emprego das seqüências de passes descritas anteriormente (Figura 1) com diferentes
temperaturas de entrada, estão plotadas contra o inverso da temperatura absoluta. A linha reta
representa os dados obtidos a partir de deformações do passe 1 (A1), após um longo tempo de
espera depois do passe zero (D0), em todas as condições de processamento. Os seguintes
pontos são bastante evidentes nestas figuras: recristalização estática completa depois de cada
passe, utilizando-se qualquer uma das condições anteriores. Diminuindo-se a temperatura do
primeiro passe de acabamento permite-se algum aumento na tensão média, do primeiro para o
segundo passe (A2), com um grande aumento observado quando a temperatura A1 está
próxima a 978 oC. Este aumento observado na tensão de A1 para A2 é causado por acumulo
de deformação, isto é, pela ausência de recristalização estática nesta faixa de temperatura.
Este aumento é seguido por uma diminuição da tensão após A2, com a tensão média tendendo
a se tornar paralela à reta de recristalização estática, mas com um nível maior que a mesma.
Isto é devido à ausência de grande quantidade de precipitação, com a ocorrência de
recristalização dinâmica e metadinâmica nestas condições. A precipitação de Ti4C2S2 foi
observada em outros trabalhos [12,13], mas não aparece como significante para produzir
qualquer efeito no comportamento da recristalização, como pode ser observado na Figura 5.
Com respeito ao intervalo de tempo entre passes, claramente este não provoca nenhum
efeito significativo, já que o potencial para precipitação é pequeno. Estas condições favorecem a
ocorrência de acumulo de deformação (empanquecamento) nos estágios iniciais do acabamento
(A1 → A2), seguido por amaciamento por recristalização dinâmica e metadinâmica nos últimos
passes de laminação de tiras a quente, dentro da região austenítica. Na região ferrítica pode ser
observado o mesmo fenômeno de recristalização estática e aumento da tensão de A1 para A2,
entretanto, não se observa a ocorrência de recristalização dinâmica, somente recuperação
dinâmica e recristalização estática que amaciam totalmente o material.
Em termos de parâmetros do processo, pode ser observado na Figura 5 que um
aumento no intervalo de tempo entre os passes de desbaste para o primeiro de acabamento
(D0 → A1) e/ou diminuição da temperatura de A1 tende a promover o seguinte: (a) um
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aumento rápido da carga de laminação de passe para passe, durante os primeiros passes; (b)
cargas maiores em todos os passes de acabamento subseqüentes.
0
0
C
C
1010993 976 960 943 927 910
900 880 860 840 820 800 780
160
160
140
TME (MPa)
130
150
DRX + MDRX
140
acúmulo de
deformação
130
120
120
110
110
100
100
90
80
90
passe 2
80
70
70
60
60
50
40
50
passe 1
40
reta da SRX
30
30
região
(γ + α )
20
10
TME (MPa)
150
região austenítica (γ)
20
região ferrítica (α)
10
0
0
7.7 7.8 7.9 8.0 8.1 8.2 8.3 8.4 8.5
8.6
8.8
9.0
9.2
9.4
9.6
-1
[10000/T], (k )
Figura 5 - Curva da TME versus o inverso da temperatura absoluta correspondente a todas as
seqüências de deformações programadas realizadas. Tempo entre passes de 38 s (--■--).
Tempo entre passes de 3 s (+). Tempo entre passes de 1 s (•). Tempo entre passes de 0,5 s (ο).
Mostrando a influência da temperatura do primeiro passe de acabamento na TME e os
mecanismos de amaciamento presentes.
5. CONCLUSÕES
(1) Para as condições de ensaio utilizadas existe a ocorrência de recristalização estática
completa após o primeiro passe de acabamento depois dos passes em condições de laminação
de chapas grossas ou da deformação de desbaste da seqüência de tiras a quente. Durante os
estágios finais, quando as condições de laminação de tiras a quente são utilizadas, existe o
acúmulo de alguma deformação e, ambas, recristalização estática e dinâmica ocorrem em um
grau significativo.
(2) A análise das curvas de tensão média equivalente não indicou evidencias de que a
precipitação de Ti4C2S2O tenha influenciado de forma significativa a recristalização.
(3) A metodologia utilizada, a partir da construção de gráficos do tipo da Figura 5, mostrou-se
adequada para uma análise simples e global dos resultados, podendo-se simular de forma
confiável o comportamento do material durante seu processamento mecânico.
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42108
6. REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS
[1] SAMUEL, F.H., Mat. Sci. Eng., vol. A142, p. 95, 1991.
[2] SAMUEL, F.H.; YUE, S.; JONAS, J.J. and ZBIDEN, B.A., Iron Steel Int., vol. 29, p. 878,
1989.
[3] SAMUEL, F.H.; YUE, S.; JONAS, J.J. and BARNES, K.R., Iron Steel Int., vol. 30, p.
216, 1990.
[4] G. H. AKBARI, C.M. SELLARS and J. A. WHITEMAN; Mat. Scie. and Tech.;Vol 11; p.
1261; 1995.
[5] REGONE. W. e BALANCIN, O.. ; REM ( Revista de Escola de Minas de Ouro Preto).
Vol 51, p.27; jan/mar. 1998.
[6] BORATTO, F. et al., Thermec-88, ed. I. Tamura, Tokyo, Japan, p. 383, 1988.
[7] JONAS, J.J; Mat. Sci. Eng.; vol. A 184; p.155, 1994.
[8] SICILIANO, F. Jr; MINAMI K.; MACCAGNO, T. M . and JONAS, J, J., ISIJ Int., Vol.
36; p. 1500, 1996.
[9] LUTON, M.J. - "Hot Torsion testing" - In: Dieter, G.E. Ed., Workability Testing
Techniques. Metals Park, Ohio, A.S.M., pp. 95 - 133. 1984.
[10] REGONE, W.; JORGE JÚNIOR, A.M. e BALANCIN, O. - "Thermomechanical
properties and microstructural characterization of IF Steel"; Proc. of 9th Meeting of
Portuguese Materials Society (Materials 99), Guimarães, Portugal, vol. 2, pp. 25-30 (1999).
[11] REGONE, W.; JORGE JÚNIOR, A.M. e BALANCIN, O. - “Comportamento Mecânico
A Quente De Um Aço IF”. Contribuição técnica apresentada no 53o Congresso Anual da
ABM, Belo Horizonte, de 13 a 17 de setembro de 1998.
[12] HUA, M.; GARCIA, C.I. and DeARDO, A.J., Metall. Mat. Trans.A, vol. 28A, pp. 1769,
1997
[12] REGONE, W.; JORGE JÚNIOR, A.M. AND BALANCIN, O., submetido à Acta
Microscópica.
7. AGRADECIMENTOS
Os autores agradecem à Fundação de Amparo à Pesquisa do Estado de São Paulo FAPESP- pelo apoio dado ao desenvolvimento deste trabalho.
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