REDEMAT
REDE TEMÁTICA EM ENGENHARIA DE MATERIAIS
UFOP – CETEC – UEMG
UFOP - CETEC - UEMG
Dissertação de Mestrado
“Estudo sobre o desprendimento do revestimento de
zinco em materiais galvanizados com liga de Fe-Zn”
MESTRANDO: RONALDO RODRIGUES VIEIRA
Orientador: Prof. Antônio Claret Soares Sabioni
Dissertação apresentada ao Programa
de Pós-Graduação da REDEMAT
Ouro Preto, Maio de 2007.
1
REDEMAT
REDE TEMÁTICA EM ENGENHARIA DE MATERIAIS
UFOP – CETEC – UEMG
UFOP - CETEC - UEMG
Ronaldo Rodrigues Vieira
“Estudo sobre o desprendimento do revestimento de
zinco em materiais galvanizados com liga de Fe-Zn”
Dissertação de mestrado apresentada ao Programa
de Pós-Graduação em Engenharia de Materiais da
REDEMAT, como parte integrante dos requisitos
para a obtenção do título de Mestre em Engenharia
de Materiais.
Área de concentração: Engenharia de Superfícies
Orientador: Prof. Antônio Claret Soares Sabioni
Ouro Preto, maio 2007.
2
V657e
Vieira, Ronaldo Rodrigues.
Estudo sobre o desprendimento do revestimento de zinco em materiais
galvanizados com liga de Fe-Zn [manuscrito] / Ronaldo Rodrigues Vieira. – 2007.
x, 108f.: il., grafs., tabs.
Orientador: Prof. Dr. Antônio Claret Soares Sabioni.
Dissertação (Mestrado) - Universidade Federal de Ouro Preto. Escola de
Minas. Rede Temática em Engenharia de Materiais.
Área de concentração: Análise e seleção de materiais.
1. Zinco - Revestimentos - Teses. 2. Aço - Teses. 3. Crateras - Teses.
I. Universidade Federal de Ouro Preto. II. Título.
CDU: 669.58
3
SUMÁRIO
AGRADECIMENTOS............................................................................................................ ii
LISTA DE TABELAS E FIGURAS..............................................................................iii
GLOSSÁRIO...........................................................................................................................vii
RESUMO..................................................................................................................................ix
ABSTRACT...............................................................................................................................x
1. INTRODUÇÃO...................................................................................................................1
2. OBJETIVOS........................................................................................................................3
3. REVISÃO BIBLIOGRÁFICA...........................................................................................4
3.1 Processo de galvanização..............................................................................................4
3.2 Formação de fases no revestimento GA.....................................................................6
3.3 Ocorrências de powdering no material GA.................................................................8
3.4 O efeito das crateras no revestimento GA...............................................................13
3.5 Metodologia de analise do powdering........................................................................17
4. MATERIAIS E MÉTODOS............................................................................................18
4.1 Materiais......................................................................................................................18
4.2 Metodologia.................................................................................................................19
5. RESULTADOS E DISCUSSÃO......................................................................................23
5.1 Resultados do aço IF comum.....................................................................................23
5.2 Resultados do aço UBC-BH180.................................................................................44
5.3 Resultados do aço UBC-BH220.................................................................................64
5.4 Resultados do aço IF-FOS220....................................................................................86
6. CONCLUSÕES...............................................................................................................106
7. REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS..........................................................................108
i
AGRADECIMENTOS
O autor agradece a todos os que contribuíram na elaboração deste trabalho, e de uma forma especial a:
-
Professor Dr. Antônio Claret Soares Sabioni pela orientação e sugestões apresentadas
para definição das diretrizes deste trabalho.
-
A toda equipe da Unigal LTDA e em especial aos Senhores: Dr. Yuji Umetsu, Eng.
Alberto Ignácio, Eng. Heyne Rodrigues de Lima e ao Eng. Douglas Teixeira do Reis.
-
A equipe do Centro de Pesquisa e Desenvolvimento da Usiminas, Doutorando Aldo
Henrique da Almeida Barbosa, Doutora Cynthia Helena Soares Bouças Teixeira, Doutor
Túlio Magno Fuzessy de Melo e Técnico José Januário Zacarias, pelo apoio e disponibilidade
para discussão de resultados.
-
A Mestranda Tatiana Dias Araújo, pelo apoio e incentivo.
ii
LISTA DE TABELAS E FIGURAS
Tabelas..............................................................................................................................Página
Tabela III.1:
Tabela IV.1:
Tabela IV.2:
Tabela V.1:
Tabela V.2:
Tabela V.3:
Tabela V.4:
Características e propriedades das fases do sistema ferro-zinco ..........................4
Lista de materiais com revestimento GA a serem analisados.............................18
Níveis de energia padrão das fases do sistema Fe-Zn.........................................22
Resultados Gerais do aço IF comum...................................................................43
Resultados Gerais do aço UBC-BH180..............................................................63
Resultados Gerais do aço UBC-BH220..............................................................85
Resultados Gerais do aço IF-FOS220...............................................................105
Figuras
Figura 3.1 Figura 3.2 Figura 3.3 -
Esquema de um planta de galvanização por imersão a quente ...........................5
Diagrama binário ilustrando as fases presentes entre ferro e zinco ....................7
Amostras aquecidas de 0 a 40 segundos com o inicio de
formação de fases de um revestimento GA – MEV,
Imagem de elétrons secundários 2000x[13]..........................................................7
Figura 3.4 - Enriquecimento do %Fe na revestimento GA em função
do acréscimo de temperatura de tratamento térmico ..........................................9
Figura 3.5 - Intensificação da ocorrência de Powdering no revestimento
GA em função do acréscimo de temperatura de tratamento
térmico .............................................................................................................10
Figura 3.6 - Resultado do teste Double Olsen de materiais com diferentes
substratos...........................................................................................................11
Figura 3.7 - Influência da temperatura de tratamento térmico no surgimento
da fase Γ de revestimento GA...........................................................................12
Figura 3.8 - Enriquecimento do %Fe na revestimento GA em função do tempo ................13
Figura 3.9 - Comportamento do revestimento sob tração e compressão .............................14
Figura 3.10- Seção transversal de revestimento GA substrato IF-Ti-Nb
com cratera .......................................................................................................15
Figura 3.11- Esquema sobre a formação de fases do revestimento GA.................................16
Figura 3.12- Esquema sobre a realização do teste de V- Bend...............................................17
Figura 4.1- Maquina de ensaio V – Bende 60°.....................................................................20
Figura 4.2- Exemplo do teste V – Bend................................................................................21
Figura 5.1- Fotomicrografias do revestimento GA com substrato IF
comum em 20s...................................................................................................23
Figura 5.2- Fotomicrografias do revestimento GA com substrato IF
comum em 30s...................................................................................................25
Figura 5.3- Fotomicrografias do revestimento GA com substrato IF
comum em 40s...................................................................................................26
Figura 5.4- Relação entre o teor de ferro no revestimento e
temperatura de tratamento térmico do substrato IF comum..............................28
Figura 5.5- Relação entre o teor de ferro no revestimento e
tempo de tratamento térmico do substrato IF comum.......................................29
Figura 5.6- Relação entre a classificação de Powdering e
temperatura de tratamento térmico do substrato IF comum..............................30
iii
Figura 5.7Figura 5.8Figura 5.9Figura 5.10Figura 5.11Figura 5.12Figura 5.13Figura 5.14Figura 5.15Figura 5.16Figura 5.17Figura 5.18Figura 5.19Figura 5.20Figura 5.21Figura 5.22Figura 5.23Figura 5.24Figura 5.25Figura 5.26Figura 5.27Figura 5.28Figura 5.29Figura 5.30-
Relação entre a classificação de Powdering e
tempo de tratamento térmico do substrato IF comum.......................................30
Relação entre a classificação de Powdering e
%Fe no revestimento com tempo de 20s...........................................................32
Relação entre a classificação de Powdering e
%Fe no revestimento com tempo de 30s...........................................................32
Relação entre a classificação de Powdering e
%Fe no revestimento com tempo de 40s...........................................................33
Curvas de Dissolução Eletroquímica para tempo
de Tratamento Térmico de 20s..........................................................................34
Curvas de Dissolução Eletroquímica para tempo
de Tratamento Térmico de 30s..........................................................................37
Curvas de Dissolução Eletroquímica para tempo
de Tratamento Térmico de 40s..........................................................................39
Desenvolvimento da Fase Γ em Função da Concentração
de Ferro Ocasionando as Ocorrências e Powdering no
Revestimento GA e Tratamento Térmico de 20s..............................................41
Ocorrência de Powdering em função da relação entre as
fases δ e Γ do revestimento GA com substrato IF comum................................42
Fotomicrografias do revestimento GA com substrato UBC
BH180 em 20s............................................................................ ......................44
Fotomicrografias do revestimento GA com substrato UBC
BH180 em 30s...................................................................................................46
Fotomicrografias do revestimento GA com substrato UBC
BH180 em 40s...................................................................................................47
Relação entre o teor de ferro no revestimento e
temperatura de tratamento térmico do substrato UBC-BH180.........................48
Relação entre o teor de ferro no revestimento e
tempo de tratamento térmico do substrato UBC-BH180...................................49
Relação entre a classificação de Powdering e
temperatura de tratamento térmico do substrato UBC-BH180.........................50
Relação entre a classificação de Powdering e
tempo de tratamento térmico do substrato UBC-BH180...................................51
Relação entre a classificação de Powdering e
%Fe no revestimento com tempo de 20s para UBC-BH180.............................53
Relação entre a classificação de Powdering e
%Fe no revestimento com tempo de 30s para UBC-BH180.............................53
Relação entre a classificação de Powdering e
%Fe no revestimento com tempo de 40s para UBC-BH180.............................54
Curvas de Dissolução Eletroquímica para tempo
de Tratamento Térmico de 20s para UBC-BH180............................................55
Curvas de Dissolução Eletroquímica para tempo
de Tratamento Térmico de 30s para UBC-BH180............................................57
Curvas de Dissolução Eletroquímica para tempo
de Tratamento Térmico de 40s para UBC-BH180............................................59
Desenvolvimento da Fase Γ em Função da Concentração
de Ferro Ocasionando as Ocorrências e Powdering no
Revestimento GA e Tratamento Térmico de 20s para UBC-BH180................61
Ocorrência de Powdering em função da relação entre as
Fases δ e Γ do revestimento GA com substrato UBC-BH180..........................62
iv
Figura 5.31- Fotomicrografias do revestimento GA com substrato UBC
BH220 em 20s...................................................................................................65
Figura 5.32- Fotomicrografias do revestimento GA com substrato UBC
BH220 em 30s...................................................................................................66
Figura 5.33- Fotomicrografias do revestimento GA com substrato UBC
BH220 em 40s...................................................................................................68
Figura 5.34- Relação entre o teor de ferro no revestimento e
temperatura de tratamento térmico do substrato UBC-BH220.........................70
Figura 5.35- Relação entre o teor de ferro no revestimento e
tempo de tratamento térmico do substrato UBC-BH220...................................70
Figura 5.36- Relação entre a classificação de Powdering e
temperatura de tratamento térmico do substrato UBC-BH220.........................71
Figura 5.37- Relação entre a classificação de Powdering e
tempo de tratamento térmico do substrato UBC-BH220...................................72
Figura 5.38- Relação entre a classificação de Powdering e
%Fe no revestimento com tempo de 20s para UBC-BH220.............................73
Figura 5.39- Relação entre a classificação de Powdering e
%Fe no revestimento com tempo de 30s para UBC-BH220.............................74
Figura 5.40- Relação entre a classificação de Powdering e
%Fe no revestimento com tempo de 40s para UBC-BH220.............................74
Figura 5.41- Curvas de Dissolução Eletroquímica para tempo
de Tratamento Térmico de 20s para UBC-BH220............................................75
Figura 5.42- Curvas de Dissolução Eletroquímica para tempo
de Tratamento Térmico de 30s para UBC-BH220............................................78
Figura 5.43- Curvas de Dissolução Eletroquímica para tempo
de Tratamento Térmico de 40s para UBC-BH220............................................81
Figura 5.44- Desenvolvimento da Fase Γ em Função da Concentração
de Ferro Ocasionando as Ocorrências e Powdering no
Revestimento GA e Tratamento Térmico de 20s para UBC-BH220................83
Figura 5.45- Ocorrência de Powdering em função da relação entre as
Fases δ e Γ do revestimento GA com substrato UBC-BH220..........................84
Figura 5.46- Fotomicrografias do revestimento GA com substrato IF
FOS220 em 20s.................................................................................................86
Figura 5.47- Fotomicrografias do revestimento GA com substrato IF
FOS220 em 30s.................................................................................................87
Figura 5.48- Fotomicrografias do revestimento GA com substrato IF
FOS220 em 40s.................................................................................................89
Figura 5.49- Relação entre o teor de ferro no revestimento e
temperatura de tratamento térmico do substrato IF FOS220.............................90
Figura 5.50- Relação entre o teor de ferro no revestimento e
tempo de tratamento térmico do substrato IF FOS220......................................91
Figura 5.51- Relação entre a classificação de Powdering e
temperatura de tratamento térmico do substrato IF FOS220.............................92
Figura 5.52- Relação entre a classificação de Powdering e
tempo de tratamento térmico do substrato IF FOS220......................................92
Figura 5.53- Relação entre a classificação de Powdering e
%Fe no revestimento com tempo de 20s para IF FOS220................................93
Figura 5.54- Relação entre a classificação de Powdering e
%Fe no revestimento com tempo de 30s para IF FOS220................................94
v
Figura 5.55- Relação entre a classificação de Powdering e
%Fe no revestimento com tempo de 40s para IF FOS220................................94
Figura 5.56- Curvas de Dissolução Eletroquímica para tempo
de Tratamento Térmico de 20s para IF FOS220..............................................95
Figura 5.57- Curvas de Dissolução Eletroquímica para tempo
de Tratamento Térmico de 30s para IF FOS220...............................................98
Figura 5.58- Curvas de Dissolução Eletroquímica para tempo
de Tratamento Térmico de 40s para IF FOS220.............................................102
Figura 5.59- Desenvolvimento da Fase Γ em Função da Concentração
de Ferro Ocasionando as Ocorrências e Powdering no
Revestimento GA e Tratamento Térmico de 20s para IF FOS220..................103
Figura 5.60- Ocorrência de Powdering em função da relação entre as
Fases δ e Γ do revestimento GA com substrato IF FOS220...........................104
vi
GLOSSÁRIO
BAKE HARDENABILITY – Palavra em inglês que da origem a abreviatura da sigla BH.
BH – Sigla abreviada usada para determinação da qualidade de alguns tipos de aços,
normalmente destinados a indústria automobilística, que possuem envelhecimento durante o
processo de tratamento térmico da pintura da carroceria do automóvel.
COMPLEX PHASE – Aços de alta resistência mecânica constituídos por mias de três fases
metálica.
CUPPING TEST – Ensaio para verificar a aderência do revestimento de zinco no substrato,
após o ensaio o corpo de prova fica na forma de um copo.
DOBRAMENTO T – Ensaio para verificar a aderência do revestimento de zinco no
substrato, durante o ensaio o corpo-de-prova é dobrando sobre um espaçador que possui sua
mesma espessura.
DOUBLE OLSEN – Ensaio para verificar a aderência do revestimento de zinco no substrato,
durante o ensaio o corpo-de-prova sofre deformação em duas direções.
DUAL PHASE – Aços de alta resistência mecânica constituídos por duas ‘fases’ metálicas,
martensita e ferrita.
FLAKING – Nome que recebe o defeito proveniente do arrancamento de zinco do
revestimento por aderência do mesmo na ferramenta de estampagem.
GA – Sigla abreviada usada para determinação do tipo de revestimento de zinco que o
material galvanizado possui, sendo GA abreviatura de Galvannealed, ou seja, revestimento
com liga de Fe-Zn.
GALVANNEALED – Palavra em inglês que da origem a abreviatura da sigla GA, tem o
significado composto de galvanizado recozido.
GALVANNEALING – Processo de fabricação do material GA, Galvannealed.
GI – Sigla abreviada usada para determinação do tipo de revestimento de zinco que o material
galvanizado possui, sendo GI abreviatura de Galvanized, ou seja, galvanizado com zinco
puro.
GLEEBLE – Equipamento simulador de tratamento térmico.
IF – Sigla abreviada usada para determinação de tipo de aço livre de interstícios (Interticial
Free), sem participação de carbono em solução sólida.
UBC-BH180 – Sigla abreviada usada para determinação de tipo de aço Ultra Baixo Carbono,
com limite de escoamento de 180Mpa, que possuem envelhecimento durante o processo de
tratamento térmico da pintura da carroceria do automóvel elevando assim seu limite de
escoamento mesmo depois de deformado.
vii
UBC-BH220 – Sigla abreviada usada para determinação de tipo de aço Ultra Baixo Carbono,
com limite de escoamento de 220Mpa, que possuem envelhecimento durante o processo de
tratamento térmico da pintura da carroceria do automóvel elevando assim seu limite de
escoamento mesmo depois de deformado.
IF COMUM – O mesmo que IF.
IF-FOS220 – Sigla abreviada usada para determinação de tipo de aço livre de intersticiais
(Interticial Free), com limite de escoamento de 220Mpa, que possuem alta resistência
mecânica em função da alta participação de fósforo.
MEV – Microscópio Eletrônico de Varredura.
IF Ti – Nb – Sigla abreviada usada para determinação de tipo de aço livre de intersticiais
(Interticial Free) estabilizado ao titânio e nióbio.
POWDERING – Nome que recebe o defeito proveniente do lascamento e desprendimento do
revestimento de zinco gerando pó de zinco durante o processo de estampagem.
REFOSFORADO – Nome que recebe aços identificados pela sigla XX-FOSXXX, exemplo
IF-FOS220.
OUT-BURST – Nome que recebe a reação difusional que ocorre entre o contorno de grão da
superfície do substrato e o revestimento de zinco.
OLSEN TEST – Ensaio para verificar a aderência do revestimento de zinco no substrato,
durante o ensaio o corpo-de-prova sofre deformação em uma direção.
STONE CHIPPING – Ensaio para verificar a aderência do revestimento de zinco no
substrato, durante o ensaio o corpo-de-prova sofre projeção de pequenas pedras.
TRIP – Aços de alta resistência mecânica, que após a conformação é constituído por três
‘fases’ metálicas, martensita, bainita e ferrita.
V-BEND 60° – Ensaio para verificar a aderência do revestimento de zinco no substrato,
durante o ensaio o corpo-de-prova sofre dobramento em 60°.
340MPa (340H) – Nomenclatura também recebida pelo aço UBC-BH220.
viii
RESUMO
O processo de galvanização por imersão a quente é utilizado para produzir
revestimentos sobre substratos de aço, com o objetivo de aumentar a resistência à corrosão.
Dentre esses revestimentos destaca-se o galvannealed (GA), por possuir uma estrutura
composta por fases Zn-Fe, que lhe conferem excelente desempenho na aplicação em peças de
automóveis. Esse desempenho se deve às suas melhores características de soldabilidade,
conformabilidade, resistência à corrosão após a pintura e ancoramento da camada de tinta.
A qualidade desse revestimento GA está estreitamente relacionada com fatores como
o substrato, a composição química do banho de Zn e as condições operacionais de
processamento. Dentre estas condições se destaca o tratamento térmico do revestimento no
forno de indução, pois o tratamento térmico afeta diretamente a proporção das diferentes fases
da liga Zn-Fe do revestimento.
Nesse estudo foram determinadas as influências das condições de tratamento térmico
do revestimento, basicamente da temperatura e do tempo, sobre a qualidade do revestimento
GA. Para isso foram utilizados aços com diferentes composições químicas, processados
industrialmente. Nessas amostras, além da caracterização do revestimento através de MEV,
difração de raios-X e dissolução eletroquímica, foram realizadas, também, simulações em
escala de laboratório do tratamento térmico de formação da liga GA, de maneira a analisar
dentro de uma faixa ampla de processo, a sua influência sobre a qualidade da camada
galvanizada. Foram realizados tratamentos térmicos na Gleeble, variando-se a temperatura e o
tempo. Os resultados das simulações em laboratório permitiram determinar condições
adequadas para tratamento térmico dos aços estudados, mostrando que abaixo das condições
ideais de tratamento térmico o revestimento não está completamente transformado em GA, e
acima destas mesmas condições ocorre um enriquecimento excessivo de Fe no revestimento,
com a formação preferencial da fase “gama - Γ”, que fragiliza a camada galvanizada e
provoca a ocorrência de “powdering”.
Entre as condições de tratamento térmico, a temperatura é o parâmetro mais
significativo para controlar o %Fe e conseqüentemente a formação da fase Γ.
ix
ABSTRACT
The hot dip galvanizing process is used for the production of coatings over steel
substrates with the objective of increasing the corrosion resistance. One important coating
among these is the galvannealed (GA), with a structure composed by Zn-Fe phases, which
give gives an excellent performance in the application on automotive parts. This performance
is due to its good properties of weldability, formability, corrosion resistance after painting and
paint layer anchoring.
The quality of the galvannealed (GA) coating is closely related to factors such as the
substrate, the chemical composition of the zinc bath and the processing operational
conditions. Among these conditions, the heat treatment of the coating in the induction furnace
deserves especial attention since it affects the proportion of the different phases of the Zn-Fe
alloy.
This study determines the influence of the coating heat treatment conditions,
basically temperature and processing time, over the GA coating quality. In order to do this,
steels with different chemical compositions industrially processed were used. In these
samples, besides the characterization of the coating via SEM, X-ray diffraction and
electrochemical dissolution, laboratory scale simulations of the heat treatment for the
formation of the GA alloy were conducted, so as to analyze in a wide processing range its
influence on the quality of the galvanized layer. The heat treatments with varying
temperatures and times were realized in a Gleeble machine. The results of the laboratory
simulations allowed the determination of the adequate conditions for the heat treatment of the
steels studied, showing that below the ideal conditions of thermal treatment the coating is not
completely transformed in GA, and above these same conditions it happens an excessive
enrichment of iron in the coating, with the preferential formation of the phase "Γ - phase"
which embrittles the galvanized layer and results in the occurrence of "powdering".
Among the conditions of thermal treatment, is the temperature the most significant
parameter to control the % Fe and consequently the formation of the phase Γ.
x
CAPÍTULO 1 – INTRODUÇÃO
Há pouco mais de duas décadas, os aços que constituíam quase 100% dos materiais
utilizados na fabricação de automóveis sofreram uma grande evolução, para enfrentar a
concorrência com materiais poliméricos e metais como o alumínio. Algumas montadoras
chegaram a fabricar modelos com quase toda carroceria constituída de alumínio. Diante desta
ameaça, as maiores empresas fornecedoras de aço para indústria automobilística
desenvolveram projetos de melhoria para seus produtos e passaram a fabricar aços de alta
resistência mecânica e de boa estampabilidade, como os aços: IF, BH, Refosforados, Dual
Phase, Trip e Complex Phase. Para a melhoria da resistência à corrosão, foi então
implementado um processo largamente utilizado na construção civil, e pouco difundido, até
aquele momento, na indústria automobilística, o de revestimento de zinco em aços.
O uso de materiais galvanizados por imersão a quente na indústria automobilística
vem se intensificando a cada dia. Isto se deve ao fato deste material possuir maior resistência
à corrosão, quando comparado à resistência dos outros tipos de aços.
O processo de galvanização por imersão a quente é utilizado para produzir
revestimentos sobre substratos de aço, com o objetivo precípuo de aumentar a resistência à
corrosão. Dentre estes revestimentos, destaca-se o GA, por possuir uma estrutura composta
por fases Fe-Zn, que lhe confere melhor desempenho na aplicação em carrocerias de
automóveis quando comparado a outros tipos de revestimentos. Esta superioridade deve-se às
suas melhores características de soldabilidade, conformabilidade, resistência à corrosão após a
pintura, aceitabilidade à tinta e melhor desempenho quando submetido ao processo de préfosfatização. Com excelente desempenho durante as várias etapas para a construção de um
automóvel, o aço com revestimento GA conquistou um amplo mercado.
Segundo dados da literatura pesquisada, as ocorrências inconvenientes relacionadas à
aplicação do material GA na fabricação de automóveis estão intimamente correlacionados
com a formação de fases presentes em sua liga de Fe-Zn, que, por sua vez, é determinada pelo
controle do tratamento térmico que o material recebe
[1, 2,3]
. Este controle determinará a
qualidade do revestimento, pois, caso o tratamento térmico seja insuficiente, ocorrerá uma má
formação de liga e o teor de ferro poderá ficar abaixo do mínimo para formação das fases. Por
outro lado, se o tratamento térmico for excessivo, ocorrerá um grande desenvolvimento de
uma das fases do revestimento, deteriorando a aderência do mesmo sobre o substrato. Este
problema é conhecido como powdering.
1
É bem verdade que há outros fatores que também podem influenciar a formação de
fases no revestimento GA, fatores tais como: alumínio livre no banho de zinco do pote de
galvanização, substrato (aço), etc.; mas, neste estudo, estes valores foram fixados para que
tais parâmetros não interfiram nos resultados.
Dessa forma, foram simulados ciclos de tratamento térmico em escala de laboratório
com curvas de aquecimento e resfriamento similares aos que ocorrem em escala industrial,
para que a formação de fases no revestimento ocorresse da mesma forma em que é concebida
no processo normal de produção. A escolha dos materiais a serem ensaiados (IF comum,
UBC-BH180, UBC-BH220 e IF-FOS220) foi em função da grande utilização dos mesmos na
construção de automóveis, principalmente em painéis expostos como capô, porta, tampa
traseira e etc. E também pó possuir diferentes composições químicas, o que possibilitará a
observação da influência dos substratos na formação de fases do revestimento.
Os resultados encontrados nesta pesquisa apontaram que: tratamentos térmicos
excessivos promovem altas concentrações de ferro no revestimento, que, por sua vez,
proporcionam um grande desenvolvimento da fase Г (gama); o desenvolvimento excessivo da
fase Г ocorre em detrimento da fase δ (delta), e uma das formas verificadas para prever a
ocorrência de powdering foi encontrar uma relação entre as intensidades presentes de fase δ e
Г; e um outro aspecto importante, foi a determinação de parâmetros adequados para
tratamento térmico dos diferentes materiais ensaiados, no intuito de evitar as causas das
ocorrências de powdering no material GA.
2
CAPÍTULO 2 - OBJETIVOS
Este estudo foi desenvolvido, tendo os seguintes objetivos:
•
Identificar as influências das condições de tratamento térmico, tempo e
temperatura, sobre a formação de fases do revestimento GA nos substratos de
aços IF comum, UBC-BH180, UBC-BH220 e IF-FOS220;
•
Realizar a caracterização química e morfológica do revestimento,
principalmente quanto à formação de fases intermetálicas Fe-Zn,
determinando o grau de influência da condição de tratamento térmico sobre a
qualidade do material GA;
•
Identificar as condições que provocam a ocorrência do desprendimento do
revestimento de zinco, powdering.
3
CAPÍTULO 3 - REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
3.1 Processo de galvanização
O processo de galvanização por imersão a quente é utilizado para produzir
revestimentos sobre substratos de aço, com o objetivo precípuo de aumentar a resistência à
corrosão. Atualmente, dois tipos de revestimentos vêm sendo utilizados para aços destinados
à indústria automobilística: O GI e o GA. Dentre estes, o GA destaca-se por possuir melhores
propriedades durante a aplicação em peças expostas para automóveis, tais como: resistência à
corrosão após pintura, soldabilidade e aderência da tinta
[1, 2, 3]
. Estas boas características têm
garantido uma ampla aplicação destes materiais em painéis internos e expostos na construção
de automóveis.
O processo de obtenção de materiais com revestimento GA consiste em revestir um
substrato de aço com zinco puro e, a seguir, realizar tratamento térmico para que ocorra a
formação de liga entre o revestimento e o substrato. A liga é formada por fases que se
diferenciam pela concentração de ferro presente em cada uma delas, conforme tabela I.
TABELA III - Características e propriedades das fases do sistema ferro-zinco [4].
Fase
Sistema Cristalino
(Nome da Fase)
Teor de Ferro
Fórmula
Dureza
(%massa)
Química
(HV)
η (eta)
Hexagonal
< 0,03
Zn
37
ζ (zeta)
Monoclínico
5–6
FeZn13
270
δ1 (delta)
Hexagonal
7 – 12
FeZn7
450 - 470
Γ1 (gama 1)
CFC
17 – 19
FeZn4
500 - 550
Γ (gama)
CCC
23 – 28
Fe3Zn10
450
Fe-α
CCC
95
Fe
150
A figura 3.1 mostra uma ilustração esquemática do fluxo de produção de uma linha de
galvanização por imersão a quente composta de limpeza eletrolítica, forno de recozimento
contínuo, torre de galvannealing e laminador de encruamento.
4
FIGURA 3.1 - Esquema de uma planta de galvanização por imersão a quente [5].
No processo de galvanização por imersão a quente, o substrato, tira de aço, passa por
vários processos, na seguinte ordem:
•
Desengraxamento da superfície em uma solução de água com soda cáustica aquecida,
retirando todo o óleo residual do processo de redução a frio anterior à galvanização. Em
seguida, passa por um enxágüe e por uma secagem que geralmente é feita a vapor. A
limpeza da superfície do substrato é essencial para que não ocorram interferências na
formação de fases entre o revestimento e o substrato ou até mesmo para não
comprometer a aderência do zinco na superfície da tira de aço;
•
Recozimento contínuo do substrato a temperaturas de aquecimento e encharque
próximas de 780°C, em atmosfera controlada obtida por uma mistura de gás nitrogênio
e hidrogênio com umidade atmosférica controlada. O controle da atmosfera semiredutora do processo de recozimento é também muito importante para a redução de
alguns tipos de óxidos superficiais que dificultariam a formação de fases do
revestimento GA;
•
Revestimento de zinco por imersão em pote com banho de zinco líquido com a adição
de um pequeno percentual de alumínio. Se for revestimento GA, o material ainda
receberá tratamento térmico na torre de galvannealing, para formação de fases do
revestimento GA. O controle deste tratamento térmico garantirá a qualidade do
revestimento quanto à resistência ao desprendimento de zinco, o powdering;
5
•
Encruamento para enquadrar forma e propriedades mecânicas, pós-tratamento de
passivação de superfície e/ou oleamento. Estes últimos processos não possuem
influência direta sobre a formação de fases do revestimento GA, uma vez que o material
já está com as fases do revestimento formadas quando passa pelos mesmos.
3.2. Formação de fases no revestimento GA
A torre de Galvannealing é geralmente composta de: um forno de aquecimento, um
forno de encharque e seguidas seções de resfriamento com névoa de água e/ou ar. Nas linhas
de galvanização mais modernas, o forno de aquecimento é constituído de uma ou mais
bobinas de indução. Durante a produção de material GA, a tira de aço revestida passa por
dentro das bobinas que constituem o Forno de Indução. Estas bobinas, por sua vez, produzem
um campo elétrico, que induz uma corrente elétrica sobre a tira de aço revestido com zinco
puro e, por efeito Joule, ocorre o aquecimento instantâneo do material.
Este tratamento térmico que o material recebe logo após o revestimento é de
fundamental importância para as características e propriedades do revestimento GA, sendo
um parâmetro determinante para a qualidade na aplicação do material GA [5].
Durante o tempo em que o material sofre tratamento térmico, ocorre uma interdifusão
entre o substrato de aço e o revestimento de zinco, que proporciona o surgimento das fases.
Considerando que o substrato sai do banho de zinco com temperatura de aproximadamente
430°C e, em seguida, é aquecido a temperaturas que variam entre 430° e 700°C no Forno de
Indução, a primeira fase a ser formada é a fase Zeta (ζ); e em conseqüência da intensificação
da presença de ferro no revestimento, surgem, respectivamente, as fases Delta (δ) e Gama (Γ)
[6]
. O mecanismo de formação de fases pode ser por difusão de ferro da superfície do substrato
para o revestimento de zinco, ou pelo fenômeno de out-burst, que é uma explosão reativa na
interdifusão entre o zinco e o ferro presente no contorno de grão do substrato. Segundo
registros presentes na literatura conhecida, a ocorrência do out-busrt torna o revestimento
frágil e susceptível à ocorrência de powdering, com o agravante de que não é possível
controlar este fenômeno [5].
A ordem de surgimento das fases na formação do revestimento GA pode ser verificada
se for analisado o diagrama binário de Fe-Zn da figura 3.2 ou nas figuras 3.3, nas quais
Loureiro et al. (1999) demonstraram, em microfotografia, o desenvolvimento das fases sob
uma temperatura constante de 460°C com tempo variando de 0 a 40 segundos.
6
°C
Liquido
Liquido + г
г
δ1+ г
L+δ1
г 1+ г
L+ζ
η+ ζ
ζ + δ1
δ1+ г1
г1
ζ
% Fe em peso
FIGURA 3.2 – Diagrama binário ilustrando as fases presentes entre ferro e zinco [6].
0s a 460°C
5s a 460°C
10s a 460°C
FIGURA 3.3 – Amostras aquecidas a 460°C durante tempo de 0 a 40 segundos com o término
da formação de fases de um revestimento GA. MEV, Imagem de elétrons
secundários 2000x [7].
7
20s a 460°C
30 s a 460°C
40 s a 460°C
FIGURA 3.3 – Continuação.
Para a realização deste experimento, os autores utilizaram um material de substrato IF
revestido com zinco puro, submeteram as amostras a um ciclo de aquecimento em um
dilatômetro FORMASTOR-F com aquecimento por indução, simulando o que aconteceria em
forno de indução industrial. Em estudos mais recentes
[8, 9]
, além de caracterizar as fases,
muitos pesquisadores têm desdobrado esforços no intuito de quantificar estas fases, buscando
encontrar correlações entre os problemas apresentados na aplicação do material e as
características e propriedades de cada fase no revestimento GA. Um dos pontos mais
discutidos e sobre o qual reside maior convergência de conclusões é a concentração de ferro
presente nas fases.
3.3. Ocorrências de powdering no material GA
A concentração de ferro no revestimento é determinante quanto ao problema de
desplacamento de zinco durante a estampagem, o powdering. Uma alta concentração de ferro
no revestimento GA é proveniente do emprego de alta temperatura de tratamento térmico após
o revestimento, o que provoca um excesso de formação de fases Γ até mesmo nos materiais
com substratos que possuem altas concentrações de fósforo, elemento que retarda a difusão de
ferro para o revestimento [10]. Na literatura disponível
[11, 12]
, o powdering é atribuído a altas
concentrações de ferro no revestimento e conseqüentemente a um alto desenvolvimento da
fase Γ. Isso pode ser perfeitamente entendido, pois esta fase é a que possui maior
concentração de ferro entre as fases que compõe o revestimento GA, sendo também umas das
fases com maior dureza. Exatamente por ser muito dura, sua absorção de energia durante a
8
conformação mecânica no processo de estampagem é baixa e promove, assim, o lascamento
do revestimento, gerando o problema de powdering.
Os resultados a seguir foram obtidos por Chen et al. (2004) através de teste de
dobramento em T de amostras de revestimento GA, com substrato de material Bake
Hardenability 340MPa (340H). Porém, este teste não é muito comum para aplicação em
material GA como os testes V-Bend 60° e Double Olsen. Todavia, esta análise serve como
uma boa referência, uma vez que todas as amostras testadas foram produzidas em escala
industrial e com os mesmos parâmetros de processo, com variação somente na temperatura do
Forno de Indução e espessura do revestimento. Neste caso específico, os pesquisadores
fixaram todos os parâmetros e variaram somente a temperatura de tratamento térmico, ou seja,
a temperatura do Forno de Indução, com o intuito de verificar a influência da temperatura de
tratamento térmico sobre as ocorrências de powdering e enriquecimento de Fe no
revestimento de zinco.
Observa-se na figura 3.4, Chen et al. (2004), uma relação quase linear entre o aumento
da temperatura e o enriquecimento de ferro no revestimento. Este experimento demonstrou
uma específica preocupação do autor com a temperatura de tratamento térmico de formação
do revestimento GA, afirmando ainda que para pesos de revestimento menores que 55g/m2, a
temperatura do Forno de Indução é um parâmetro de ajuste muito importante no controle do
powdering. Os resultados desse ensaio foram obtidos através de técnicas de fluorescência de
raios-X e análise espectrométrica de plasma.
%Fe no revestimento
Zinco ~ 45 g/m²
Zinco ~ 55 g/m²
Temperatura de tratamento térmico °C
FIGURA 3.4 - Enriquecimento do %Fe no revestimento GA em função do acréscimo de
temperatura de tratamento térmico. Chen et al. (2004).
9
Nesta figura 3.4, fica claro a relação entre o aumento de temperatura e o acréscimo do
teor de ferro no revestimento. Pode-se também perceber que a quantidade de ferro dependerá
da massa de zinco existente, pois o percentual de ferro está relacionado ao total de
revestimento existente. Isso explica por que em duas amostras de mesmo substrato que
sofreram o mesmo ciclo de tratamento térmico existem concentrações diferentes de ferro.
A figura 3.5 mostra que a ocorrência de powdering está relacionada à temperatura
empregada no tratamento térmico do revestimento GA. Nesta figura, pode-se perceber que a
diferença na massa do revestimento não apresentou grande influência na ocorrência de
powdering, apesar do revestimento mais fino possuir mais ferro. Este fenômeno pode estar
relacionado não à quantidade de ferro presente no revestimento e sim à forma sobre a qual
este ferro está disposto no material, como propôs o estudo publicado por Cheng et al. (1995).
Este estudo de Cheng et al. mostrou um material GA de substrato BH, cuja formação da fase
Г1 ocorreu após a formação da fase Г, o que fragiliza o revestimento, uma vez que a fase Г1,
apesar de possuir menor quantidade de ferro, possui maior dureza.
powdering massa g/m²
Zinco ~ 45 g/m²
Zinco ~ 55 g/m²
Temperatura de tratamento térmico °C
FIGURA 3.5 - Intensificação da ocorrência de powdering no revestimento GA em função do
acréscimo de temperatura de tratamento térmico. Chen et al. (2004).
Nas linhas de produção de material com revestimento GA são empregados,
normalmente, dois tipos de teste de aderência do revestimento. Como já foi mencionado, os
testes mais comuns para verificar a existência de powdering são os testes V-Bend e Double
Olsen, os quais provocam conformação no material simulando uma estampagem. Durante
10
estes testes, caso o teor de ferro no revestimento esteja muito alto, haverá também um excesso
de formação de fase Г ou fase Г1. Quando o revestimento sofrer esforços devido à
conformação mecânica, a fase Г presente na interface do substrato com o revestimento
trincará e, logo em seguida, soltar-se-á, provocando a ocorrência de powdering. Tal
ocorrência pode inviabilizar a utilização do material no processo de estampagem para a
construção de automóveis.
A figura 3.6 mostra resultados obtidos por Cheng et al. (2000), em que são
relacionados o percentual de Fe no revestimento GA e a intensidade de perda de massa do
revestimento por ocorrência de Powdering em dois tipos de substratos diferentes: material
ultra baixo carbono estabilizado ao Ti e ao Nb – Ti. Para este teste, foram utilizadas técnicas
de ICP para análise de composição química do revestimento; Double Olsen para verificação
das ocorrências de powdering; e uma linha de galvanização piloto, que fornece resultados
iguais aos obtidos em escala industrial. A vantagem de se usar um simulador de galvanização
(linha de galvanização piloto) é de que o custo de cada experiência fica menor do que o custo
Perda de massa por powdering
de algumas experiências feitas em escala industrial.
%Fe no revestimento GA
FIGURA 3.6 - Resultado do teste Double Olsen de materiais com diferentes substratos. Cheng
et al. (2000).
O uso de baixas temperaturas de tratamento térmico para transformação de fases do
revestimento GA também pode ocasionar problemas como o excesso de aderência do
revestimento na ferramenta de estampagem, provocando acúmulo de zinco nos contornos da
ferramenta e escamação do revestimento, o que é conhecido como Flaking. Uma temperatura
11
adequada para a formação de fases no revestimento GA é aquela que propiciará um valor
aproximado de 11% de Fe no revestimento, com o qual se obtêm bons resultados quanto aos
problemas de Flaking e powdering [11].
Em alguns estudos, o uso de baixas temperaturas de tratamento térmico tem sido
apresentado como uma eficiente solução para os problemas de powdering. Nakamori et al.
(1988) mostraram que o uso de baixas temperaturas de tratamento térmico promove o
surgimento da fase Γ1 (Fe5Zn21), inibindo o desenvolvimento da fase Γ (Fe3Zn10). Esta medida
poderia, então, resolver os problemas de excesso de crescimento da fase Γ e reduzir o teor de
ferro no revestimento GA. Entretanto, já é conhecido o fato de que a fase Γ1 possui maior
dureza que a fase Γ, e um dos motivos para as ocorrências de powdering é o excesso de
dureza do revestimento. Neste mesmo estudo, Nakamori et al. (1988) observa que valores de
temperaturas acima de 550°C podem começar a deteriorar as propriedades do revestimento
GA quanto à resistência ao surgimento de powdering e que, certamente, temperaturas acima
de 570°C provocam o aumento da espessura da fase Γ e a redução da fase δ
[12]
. Segundo
Guttmann (1994), a fase δ possui concentração de ferro, em média, 50% menor do que a fase
Γ [4]. Por este motivo, a presença dessa fase no revestimento GA é importante, pois sendo esta
mais macia, sua capacidade de absorção de esforços e deformações mecânicas é maior.
Na figura 3.7, Chen et al. (2004) mostraram que o uso de temperaturas diferentes em
um mesmo substrato (Bake Hardenability 340H) promoverá o surgimento de diferentes
espessuras de fase: com o aumento da temperatura, a fase Γ, que não é boa para a ocorrência
de powdering, aumenta significativamente; e com a redução adequada da temperatura de
tratamento térmico, esta fase torna-se menos espessa e de difícil visualização.
Temperatura alta
Temperatura baixa
FIGURA 4.7 – Influência da temperatura de tratamento térmico no surgimento da fase Γ de
revestimento GA. Chen et al. (2004).
12
O tempo em que o material revestido é exposto a certas temperaturas também é um
fator determinante para as características do revestimento GA. Se a temperatura for fixada e a
variação for no tempo de aquecimento, o revestimento que tiver o maior ciclo de
aquecimento, terá maior formação de fase Γ. Uma boa estratégia para ter um bom
revestimento é ajustar o melhor tempo com a melhor temperatura. O mais recomendável para
o material com substrato 340H, é ajustar um ciclo de tratamento térmico, em que a
temperatura inicial seja elevada rapidamente e, logo em seguida, tenha-se baixas temperaturas
de encharque [12]. A figura 3.8 mostra um dos resultados do estudo realizado por Nakamori et
al. (1988), no qual há uma clara demonstração de como o tempo também é um fator
predominante para determinar a concentração de ferro no revestimento GA.
FIGURA 3.8 - Enriquecimento do %Fe no revestimento GA em função do tempo [12].
3.4. O efeito das crateras no revestimento GA
Em estudos anteriores, foi constatado que a morfologia do revestimento tem grande
influência sobre as ocorrências de powdering, no entanto, a morfologia é também influenciada
pela temperatura de tratamento térmico. Quando o revestimento GA possui crateras em sua
superfície, as ocorrências de powdering são minimizadas. Este fato pode ser relacionado com
o aumento de lubricidade que o material adquiri ou pela alteração do fator de fricção; mas
para provar esta relação, deve-se realizar um estudo para evidenciá-la [13].
13
O’Dell et al. (2003) concluíram, em seu estudo sobre as ocorrências de crateras e os
efeitos dos parâmetros de processo sobre os mesmos, que a presença de crateras reduz as
ocorrências de powdering, porque ocorre um alívio na compressão do revestimento quando o
mesmo é conformado. Esta ocorrência pode ser explicada pela análise de tensões recebidas
por uma amostra com revestimento GA submetida à deformação. Para obtenção de dados
nesta pesquisa, também foi utilizada uma linha de galvanização piloto e as amostras
trabalhadas foram de aço IF Ti – Nb [14].
A figura 3.9 mostra, esquematicamente, como seria o comportamento do revestimento
com e sem crateras durante a deformação.
.
Revestimento
Tração
Tração
Substrato
FIGURA a
Arrancamento do revestimento
Revestimento
Compressão
Compressão
Substrato
FIGURA b
Alívio de tensão
Revestimento
Compressão
Compressão
Substrato
FIGURA c
FIGURA 3.9 – Comportamento do revestimento com crateras sob compressão [14].
14
O revestimento possui bom comportamento quando é submetido às forças de tração, o
que não acontece quando a força de deformação é de compressão. O revestimento sem
crateras não absorve a compressão, desencadeando o arrancamento de cristais da fase Zeta,
iniciando os problemas de powdering. Quando o revestimento possui crateras, ocorre um
alívio nas tensões recebidas, o que não permitiria que o revestimento se soltasse
[14]
, como
pôde ser visto na figura 3.9.
Muitos parâmetros podem influenciar o surgimento de crateras, mas entre estes o mais
significativo é a temperatura de tratamento térmico que o material recebe após o revestimento
no pote de zinco. Muitos estudos têm sido direcionados para descobrir qual é o efeito destas
crateras durante e após a aplicação em peças para automóveis, além do efeito de minimizar as
ocorrências de powdering. Alguns destes estudos já concluíram que a presença de crateras
aumenta a aderência da tinta sobre o revestimento e isso certamente se deve ao aumento da
ancoragem do filme de tinta, o que promoverá maior resistência à corrosão após a pintura.
A figura 3.10 apresenta o corte de uma seção transversal em um revestimento com
presença de crateras.
cratera
FIGURA 3.10 – Seção transversal de um revestimento GA substrato IF Ti - Nb com cratera.
O'Dell, S. P et al. (2003).
A influência da temperatura de tratamento térmico sobre as ocorrências de crateras
vem sendo demonstrada em muitos estudos
[13, 14]
. O fato é que muitos pesquisadores
encontraram resultados convergentes, mostrando que a redução de temperatura, aumenta a
15
densidade de crateras presentes no revestimento GA, conseqüentemente, reduzindo as
ocorrências de powdering.
Estas ocorrências de crateras podem também estar relacionadas
com o mecanismo de difusão para a formação das fases do revestimento GA, pois, segundo
dados da literatura disponível, a formação de fases pode ocorrer pelo fenômeno out-burst ou
pela difusão de ferro da superfície dos grãos do substrato para o revestimento.
A formação de fase no revestimento GA, quando não acontece por out-burst, ocorre na
seguinte seqüência: primeiro são formados os cristais da fase Zeta (ζ) a partir dos cristais da
fase Eta (η), que é a fase natural do zinco puro com baixa solubilidade de Fe; em seguida,
com o aumento da difusão de ferro para o revestimento de zinco, forma-se a fase Delta (δ); e,
por último, ocorre a formação da fase gama (Г), sendo esta última a fase localizada na
interface do revestimento com o substrato e aquela que possui maior concentração de ferro
[13]
. A formação de fases pelo fenômeno de out-burst traria prejuízos ao revestimento, pois
como esta reação é muito rápida e desordenada, cristais da fase gama poderiam ficar expostos
na superfície do revestimento ou até mesmo promover o surgimento de crateras [11].
A figura 3.11 é uma ilustração sobre a formação de fases do revestimento GA pela
difusão de ferro através da superfície dos grãos do substrato e através da difusão que ocorre,
preferencialmente, no contorno de grãos da superfície do substrato e o revestimento
conhecido como out-burst.
Forno de
Encharque
Out-burst
Forno de
Indução
Alumínio Presente no Banho de
Zinco
FIGURA 3.11 - Esquema sobre a formação de fases do revestimento GA. Lima, H. R. (2004).
16
3.5 Metodologia de análise do powdering
Para determinar a resistência à ocorrência de powdering que o revestimento GA
possui, os pesquisadores têm-se utilizado de diversos tipos de ensaios de conformação, como:
Cupping test, Olsen test, Double Olsen, Dobramento T, V-Bend 60°, Stone Chipping, etc.
Destes testes, o mais utilizado para análise do revestimento GA é o teste V-Bend 60°.
O teste V-Bend 60° consiste em dobrar, em um ângulo de 60°, um corpo de prova de
material com revestimento GA e, logo depois, desdobrá-lo. Colar uma fita adesiva específica
para este teste sobre a região da dobra, em seguida arrancá-la e verificar quanto de zinco do
revestimento ficou aderido à fita. Esta medição é feita observando qual é a largura da região
com material desprendido, na fita, em milímetros. Os valores menores que 5 milímetros são
considerados bons para aplicação do material em peças expostas de automóveis, como
ilustrado na figura 3.12.
60°
Medir a largura do
desprendimento
de zinco.
FIGURA 3.12 - Esquema sobre a realização do teste V-Bend 60°. Fujii, S. et al. (2000).
17
CAPÍTULO 4 – MATERIAIS E MÉTODOS
4.1 Materiais
Os materiais selecionados para este estudo são aqueles que atualmente possuem maior
consumo pela indústria automobilística para a constituição de carrocerias de automóveis. Tais
materiais estão relacionados na tabela 4.1.
TABELA IV.1 - Lista de materiais com revestimento GA a serem analisados.
Grupo
S
Al
0,0018 0,10 0,007 0,010
0,003
0,036
0,020 0,0014 0,0020
IF- FOS220 0,0023 0,29 0,007 0,051
0,009
0,037
0,020
0,018
0,0026
UBC- BH180 0,0022 0,21 0,006 0,022
0,010
0,062
0,002
0,009
0,0029
UBC- BH220 0,0022 0,38 0,006 0,042
0,010
0,050
0,002
0,009
0,0029
IF comum
C
Mn
Si
P
Ti
Nb
N
O material IF (livre de intersticiais) é normalmente utilizado na construção de peças
expostas, como: teto, laterais e, algumas vezes, em portas de automóveis. Já os materiais IFFOS220 (refosforados de alta resistência mecânica), UBC-BH180 e UBC-BH220 (têm sua
resistência mecânica aumentada após tratamento térmico de cura da tinta que recebem como
pintura) são normalmente utilizados na construção de: capôs, pára-lamas, tampas traseiras,
portas e em várias peças de reforço estrutural dos automóveis.
Estes materiais utilizados como peças expostas de automóveis são, normalmente, os
mais críticos no processo de estampagem, pois se ocorrer algum defeito na peça estampada e
isso não for visto para correção ou para descarte da peça inteira, existe o risco de tal
inconveniente ser detectado somente após a pintura, pois os defeitos gerados na estamparia
são realçados após receber tinta. Lembrando que em uma estamparia de montadora de
automóveis todas as peças são feitas em série, pode-se então calcular o prejuízo e o atraso na
produção caso ocorra algum tipo de defeito, como por exemplo, a ocorrência de powdering.
Quando acontece problema de powdering há um acúmulo de pó de zinco nas ferramentas de
18
estampagem, provocando o surgimento de caroços em relevo nas peças estampadas. Por tais
motivos, os materiais da tabela 4.1 foram selecionados para este estudo.
4.1.1 Preparação das Amostras
Os materiais selecionados para este estudo foram amostrados em escala industrial.
Durante a produção normal de material de revestimento GA, o forno de indução que faz o
tratamento térmico para transformação das fases do revestimento foi desligado durante alguns
segundos. Este desligamento do forno fez com que cada material selecionado, produzidos
com todos os parâmetros ajustados para produção de material com revestimento GA, ficassem
com uma parte com o revestimento não transformado. Esta parte com revestimento sem
transformação foi seccionada do restante do material e dividida em três partes. Cada uma
dessas partes gerou outras oitenta partes, totalizando um número de duzentos e quarenta
corpos-de-prova para cada material, que foram destinados para tratamento térmico na Gleeble.
Após o tratamento térmico, os duzentos e quarenta corpos-de-prova foram separados em cinco
grupos e destinados aos seguintes ensaios: Análise de powdering, microscopia eletrônica de
varredura, análise química do revestimento, análise por difração de raios-X e, em seguida,
para o ensaio de dissolução eletroquímica. Os últimos quarenta e oito corpos-de-prova
ficaram separados como reservas, destinados a uma possível repetição de algum ensaio.
4.2 Metodologia
4.2.1 Tratamento Térmico na Gleeble
As amostras selecionadas produzidas em escala industrial com revestimento não
transformado sofreram tratamento térmico na Gleeble simulando a produção em escala
industrial. Foram simulados doze ciclos de tratamento térmico para cada material, com
tempos de 20s, 30s e 40s a temperaturas de 580°C, 560°C, 540°C e 520°C. O intuito de
ensaiar vários ciclos de tratamento térmico é reproduzir diferentes situações de temperatura e
velocidade da linha de produção, que normalmente são utilizadas no processamento de tais
materiais. Com os resultados dos demais ensaios e a conclusão deste estudo, serão escolhidos
ciclos de tratamento térmico adequados para cada material.
19
4.2.2 Análise de powdering
Foram destinadas quatro amostras de cada condição experimental para o ensaio de
powdering. Cada uma das amostras foi limpa com álcool etílico, depois secas e colocadas na
máquina de teste V-Bend, na qual estava instalada ferramenta de dobramento de 60°. Após o
dobramento, foi realizado o desdobramento das amostras e a adesão de uma fita adesiva a
cada corpo-de-prova. Depois de removidas as fitas, as mesmas foram coladas em papel
branco, em que a quantidade de zinco que se desprendeu de cada corpo-de-prova foi medida e
registrada. Como para cada condição foram realizadas quatro análise, o valor final registrado
para cada condição foi o resultado da média dos quatro registros anteriores.
Um exemplo do teste de V-Bend, assim como a máquina preparada para a realização
do mesmo, está ilustrado nas figuras 4.1 e 4.2.
Dobramento
Desdobramento
FIGURA 4.1 – Máquina de ensaio do teste V-Bend 60°.
20
FIGURA 4.2 – Exemplo do teste V-Bend 60°.
4.2.3 Microscopia Eletrônica de Varredura
Foram preparados quatro corpos de prova de cada condição ensaiada. Os
embutimentos foram feitos com resina de cura lenta para não prejudicar a integridade do
revestimento, e, em seguida, as amostras embutidas foram encaminhadas para o polimento e
ataque químico. Após a preparação das amostras, as mesmas foram analisadas por
microscopia eletrônica de varredura (MEV), em que foi caracterizada a constituição
morfológica do revestimento (superfície e seção).
4.2.3 Difração de Raios-X e Dissolução Eletroquímica
No ensaio de difração de raios-X, foi utilizada uma técnica de contagem quantitativa da
presença das fases do revestimento GA, em que foram utilizados padrões de reconhecimento
das fases para medição dos corpos-de-prova.
Pelo fato do ensaio de difração de raios-X não ser destrutivo, os mesmos corpos de
prova que foram verificados neste ensaio, foram destinados ao ensaio de dissolução
eletroquímica do revestimento (curva de polarização potênciostática anódica/catódica).
21
A dissolução foi realizada em solução contendo: 100gL-1 de ZnSO4.7H2O, 200gL-1 de
NaCl e uma densidade de corrente elétrica de 2mAcm-2. Com a análise das curvas resultantes
da dissolução eletroquímica foi possível determinar as fases formadas no revestimento GA
através da comparação dos níveis de energia que cada fase apresentou com valores registrados
na literatura pesquisada expostos na tabela 4.2.
Assim como nos ensaios anteriores, cada condição de tratamento térmico foi verificada
quatro vezes, e o valor médio dos resultados considerado como resultado final.
TABELA IV.2 – Níveis de energia padrão das fases do sistema Fe-Zn [15]
Fases
Zn
ζ
δ
Γ / Γ1
ΓPSE
Potencial (mV)
-950 a -960
-830 a -850
-835 a -858
-775 a 780
-665 a -690
4.2.4 Caracterização Química do Revestimento
Nas amostras completamente transformadas em GA após o tratamento térmico na
Gleeble foram realizadas análises de composição química do revestimento, através da técnica
de ICP – OES plasma (inductively coupled plasma optical emission spectrometry). A
preparação das amostras para esta análise foi feita pela dissolução do revestimento com HCl
50%, contendo um inibidor de ataque ao metal base (aço), composto de hexametileno de
tetramina 3,5%. Após dissolver o revestimento, a solução foi conduzida ao analisador a
plasma. Como para cada condição foram feitas quatro análises, o valor final registrado para
cada condição foi o resultado da média dos quatros registros.
22
CAPÍTULO 5 – RESULTADOS E DISCUSSÃO
Os resultados obtidos para os materiais com os quatro tipos de substratos serão
apresentados de forma separada e na seguinte seqüência: aço IF comum, aço UBC-BH180,
aço UBC-BH220 e aço IF-FOS200.
5.1 Resultados do Aço IF
5.1.1 Fotomicrografias para o Tratamento Térmico de 20s
Os resultados obtidos com os ensaios do aço IF comum podem ser interpretados de
forma bem clara com a visualização das imagens construídas pela micrografia eletrônica de
varredura mostradas na figura 5.1. É possível observar nestas imagens que com a redução da
temperatura inicial de tratamento térmico para um mesmo tempo de 20s, a fase Г torna-se
visivelmente menos presente; a interface entre o substrato e o revestimento torna-se mais
sinuosa com temperaturas mais baixas, o que está relacionado com a menor ocorrência de
difusão de ferro do substrato obtida para temperaturas mais baixas; e nas imagens de
superfície do material, ainda é possível observar que algumas irregularidades existentes
intensificam-se à medida que ocorre a redução da temperatura inicial de tratamento. Estas
irregularidades são conhecidas na literatura como crateras.
.
Trincas superficiais
Г mais intensa.
IF. 580°C x 20s seção transversal.
500x
IF. 580°C x 20s seção transversal.
1800x
IF. 580°C x 20s. Superfície. 800x
FIGURA 5.1 – Fotomicrografias do revestimento GA com Substrato IF em 20s.
23
Trincas superficiais
Г com descontinuidade.
IF. 560°C x 20s seção transversal.
1000x
IF. 560°C x 20s seção transversal.
3500x
IF. 560°C x 20s. Superfície. 1500x
Г com pouca formação
IF. 540°C x 20s seção transversal.
500x
Estrutura parecida com
formação por out-burst
IF. 520°C x 20s seção transversal.
500x
IF. 540°C x 20s seção transversal.
1800x
Cristais de ζ e δ sem
formação visível de Г
IF. 520°C x 20s seção transversal.
1800x
IF. 540°C x 20s. Superfície. 800x
Irregularidades ou crateras
IF. 520°C x 20s. Superfície. 800x
FIGURA 5.1 – Continuação.
Para as temperaturas acima de 540°C, pode-se observar o surgimento de trincas
superficiais, que podem estar relacionadas com o aumento de dureza do revestimento rico em
ferro e com a grande presença de fase Г. Para a temperatura de 520°C, a seção transversal
apresenta um revestimento com transformação de fases insuficiente. Nesta condição, é
possível identificar uma estrutura muito parecida com a formação de out-burst. Com a
ampliação de 3500x, a imagem revelada é a de cristais grosseiros das fases ζ e δ. Esta
condição de cristais em excesso da fase ζ poderia ocasionar no material um defeito similar ao
powdering, mas por conseqüência de temperatura baixa, o Flaking. Sendo assim, através desta
análise de imagem, podemos verificar que para o tempo de 20s, temperaturas próximas a
560°C e 580°C não seriam indicadas para o material IF, por formação em excesso da fase Г e
que temperaturas próximas a 520°C seriam insuficientes para a completa formação de fases
neste substrato. Dessa forma, a temperatura aparentemente mais indicada para o tempo de 20s
24
seria a de 540°C, pois a ocorrência de fase Г foi minimizada e não houve excesso de
formação de fase ζ.
5.1.2 Fotomicrografias para o Tratamento Térmico de 30s
Para o tratamento térmico de 30s, pode-se observar nas imagens de superfície da
figura 5.2 que, da mesma forma como no tratamento térmico de 20s, na medida em que foi
reduzida a temperatura inicial de tratamento, a formação de fases na superfície apresentou-se
com formas menos refinadas e com mais irregularidades. Pode-se observar também que para a
temperatura de 580°C há a existência de trincas superficiais. Para as imagens da seção
transversal, pode-se observar que para temperatura de 580°C existe uma aparente formação de
fase Г excessiva e que para outras temperaturas esta fase apresenta-se de forma visualmente
mais discreta, embora sempre presente. Sendo assim, somente com análise de imagens, a
única afirmação que pode ser feita é de que a temperatura de 580°C não seria indicada para o
material IF e para as outras temperaturas é necessário realizar o ensaio de powdering.
Г mais intensa.
IF. 580°C x 30s seção transversal.
500x
IF. 580°C x 30s seção transversal.
1800x
Trincas
IF. 580°C x 30s. Superfície. 800x
Г intensa.
IF. 560°C x 30s seção transversal.
500x
IF. 560°C x 30s seção transversal.
1800x
IF. 560°C x 30s. Superfície. 800x
FIGURA 5.2 – Fotomicrografias do revestimento GA com Substrato IF em 30s.
25
Г menos intensa
IF. 540°C x 30s seção transversal.
500x
IF. 540°C x 30s seção transversal.
1800x
IF. 520°C x 30s seção transversal.
500x
IF. 520°C x 30s seção transversal.
1800x
IF. 540°C x 30s. Superfície. 800x
Г intensa
IF. 520°C x 30s. Superfície. 800x
FIGURA 5.2 – Continuação.
5.1.3 Fotomicrografias para o Tratamento Térmico de 40s
Para o tratamento térmico de 40s, foi verificado através de análise de imagem da
figura 5.3 que, como nas condições anteriores, a intensidade da fase Г diminui quando são
aplicadas temperaturas iniciais de tratamento térmico menores. Entretanto, a fase Г continua
visivelmente presente até mesmo para a condição de temperatura inicial mais baixa, que é de
520°C. Pode-se também verificar que apesar da temperatura de tratamento térmico ser a mais
baixa, a superfície da amostra ensaiada com 40s e 520°C possui trincas superficiais.
Trincas
Г muito intensa
IF. 580°C x 40s seção transversal.
1000x
IF. 580°C x 40s seção transversal.
3500x
IF. 580°C x 40s. Superfície. 1500x
FIGURA 5.3 – Fotomicrografias do revestimento GA com Substrato IF em 30s.
26
Г intensa
IF. 560°C x 40s seção transversal.
500x
IF. 560°C x 40s seção transversal.
1800x
IF. 540°C x 40s seção transversal.
500x
IF. 540°C x 40s seção transversal.
1800x
IF. 560°C x 40s. Superfície. 800x
Г menos intensa
IF. 540°C x 40s. Superfície. 800x
Trincas
Г menos intensa
IF. 520°C x 40s seção transversal.
500x
IF. 520°C x 40s seção transversal.
1800x
IF. 520°C x 40s. Superfície. 800x
FIGURA 5.3 – Continuação
Na literatura pesquisada, não existe registros sobre uma possível relação entre essas
trincas superficiais e a ocorrência de powdering. Entretanto, para o substrato IF, foi observado
que o surgimento de trincas ocorreu somente em condições de temperatura alta ou de tempos
maiores. Esta relação será analisada quando for realizada a análise de powdering e os
resultados desta análise forem confrontados com as análises de imagem obtidas por
microscopia eletrônica de varredura.
5.1.4 Composição Química do Revestimento
O ensaio de composição química do revestimento é importante, pois determina o teor
de ferro na liga Fe-Zn. Um revestimento para ser considerado como GA, deve o mesmo
possuir uma liga de Fe-Zn em que o teor de ferro deverá estar compreendido entre 7% e 16% .
27
Já para o estudo proposto, é importante verificar se existe uma relação entre o percentual de
participação de ferro no revestimento e a ocorrência de powdering. Quando for encontrado
algum bom resultado, é necessário, ainda, certificar-se de que a composição química do
revestimento pode ser considerada como a composição de um revestimento GA, ou seja, com
percentual de ferro entre 7% e 16%.
Nas figuras 5.4 e 5.5, são mostrados os resultados obtidos da composição química do
revestimento através de análise de ICP – OES para todas as condições ensaiadas termicamente
na Gleeble com o substrato de aço IF comum. Nestes resultados, é possível verificar através
de análise gráfica que, como relatado na literatura pesquisada, o percentual de ferro na
composição do revestimento aumenta à medida que se aumenta a temperatura de tratamento
térmico e/ou o tempo de tratamento. Verifica-se também que o teor de ferro presente para as
temperaturas de 540°C e 520°C são muito próximos, apresentando diferenças menores que
0,2%.
18
IF Comum - Participação de Ferro no Revestimento
em Função da Temperatura de Tratamento Térmico
20s
30s
40s
Teor de Fe (%)
16
14
12
10
8
6
520°C
540°C
560°C
580°C
20s
10, 52
10, 38
11, 43
12, 55
30s
10, 71
10, 8
12, 35
13, 39
40s
11, 13
11
14, 4
14, 28
Temperatura (°C)
FIGURA 5.4 – Relação entre o teor de ferro no revestimento e temperatura de tratamento
térmico.
28
18
IF Comum - Participação de Ferro no Revestimento
em Função do Tempo de Tratamento Térmico
580°C
560°C
540°C
520°C
Teor de Fe (%)
16
14
12
10
8
6
20s
30s
40s
580°C
12, 55
13, 39
14, 28
560°C
11, 43
12, 35
14, 4
540°C
10, 38
10, 8
520°C
10, 52
10, 71
11
11, 13
Tempo de Tratamento Térmico (s)
FIGURA 5.5 – Relação entre o teor de ferro no revestimento e tempo de tratamento térmico.
5.1.5 Ensaio de V – Bend para avaliação de powdering
O ensaio de verificação de powdering simula a conformação que o material recebe
durante a estampagem. São considerados bons resultados, os valores obtidos menores ou
iguais a 3, e dependendo do tipo da peça em que o material será aplicado, este valor poderá
chegar a 4. Os valores maiores são considerados de risco para aplicação na estampagem com
destino a peças expostas de um automóvel.
Nas figuras 5.6 e 5.7, são mostrados os resultados obtidos no ensaio de V–Bend 60°, em
função da temperatura e do tempo de tratamento térmico. Pode-se verificar que os resultados
relatados em trabalhos anteriores
[2, 3, 8, 11, 14]
condizem com os encontrados neste estudo, nos
quais foi encontrada uma relação direta entre o aumento de temperatura e o aumento no valor
de classificação do teste de powdering para o material com substrato IF comum (figura 5.7).
Nesta mesma análise, pode-se verificar que há uma crescente graduação nas curvas
isotérmicas, no sentido de acréscimo na classificação de resultado de powdering, o que
confirma a forte relação entre a temperatura de tratamento térmico e a ocorrência deste
defeito.
29
10
IF Comum - Classificação no Ensaio de powdering
em Função da Temperatura de Tratamento Térmico
9
20s
30s
40s
Classificação
8
7
6
5
4
3
2
1
0
520°C
540°C
560°C
580°C
20s
1
2
5
5
30s
1
3
6
7
40s
3
3
7
6
Temperatura (°C)
FIGURA 5.6 – Relação entre a classificação de powdering e temperatura de tratamento
térmico.
10
9
IF Comum - Classificação no Ensaio de Powdering
em Função do Tempo de Tratamento Térmico
580°C
560°C
540°C
520°C
Classificação
8
7
6
5
4
3
2
1
0
20
30
40
580°C
5
7
6
560°C
5
6
7
540°C
2
3
3
520°C
1
1
3
Tempo de Tratamento Térmico (s)
FIGURA 5.7 – Relação entre a classificação de powdering e tempo de tratamento térmico.
30
Com os resultados da análise de powdering versus temperatura de tratamento térmico,
pode-se encontrar uma forte relação entre esses dois parâmetros. Esta relação concorda com
os resultados encontrados por Nakamori et al. (1988), relatando que temperaturas acima de
550°C poderiam deteriorar o revestimento GA em função da ocorrência de powdering. E
nesta pesquisa, os resultados encontrados revelam que somente nas temperaturas de 520°C e
540°C foram obtidos valores aceitáveis na classificação do ensaio de powdering para um
substrato de aço IF comum.
5.1.6 Trincas Superficiais Versus Ocorrência de powdering
Durante as análises de imagens obtidas no MEV, foram encontradas algumas trincas na
superfície do revestimento. Estas trincas poderiam estar relacionadas com o aumento de
dureza do revestimento, entretanto, não foi encontrada nenhuma relação entre as ocorrências
de trincas e a ocorrência de powdering. Algumas amostras tratadas com temperatura inicial de
520°C em um ciclo de 40s apresentaram trincas superficiais e obtiveram boa classificação no
ensaio de V–Bend 60°.
5.1.7 Concentração de Ferro no Revestimento Versus Ocorrência de powdering
Para vários autores [2, 8, 11, 12], há uma estreita relação entre as ocorrências de powdering e
a concentração de ferro no revestimento GA.
Nas figuras 5.8, 5.9 e 5.10, estão dispostos gráficos que relacionam os resultados do teste
V–Bend 60° com a concentração de ferro no revestimento. Com a análise destas figuras, podese verificar que a existência desta relação é verdadeira. Nas três figuras, observa-se que os
valores considerados bons para o teste V–Bend estão todos alinhados na faixa de concentração
de ferro, compreendida entre 10% e 12%, o que está de acordo com os resultados encontrados
por Chattopadhyay et al. (2004), o qual relatou que um revestimento GA de boa qualidade
possui concentração de ferro de aproximadamente 11%.
31
IF Comum - Classificação no Ensaio de Powdering
e Concentração de Ferro em Função do Temperatura de Tratamento Térmico
6
16
15
14
13
4
12
3
11
% Ferro
Classificação
5
10
2
9
8
1
Classificação - 20s
%FE - 20s
0
7
6
520°C
540°C
560°C
580°C
Temperatura (°C)
FIGURA 5.8 – Relação entre a classificação de powdering e %Fe no revestimento para o
ciclo 20s.
IF Comum - Classificação no Ensaio de Powdering
e Concentração de Ferro em Função do Temperatura de Tratamento Térmico
8
16
15
7
14
13
5
12
4
11
% Ferro
Classificação
6
10
3
9
2
Classificação - 30s
1
%FE - 30s
0
8
7
6
520°C
540°C
560°C
580°C
Temperatura (°C)
FIGURA 5.9 – Relação entre a classificação de powdering e %Fe no revestimento para o
ciclo 30s.
32
IF Comum - Classificação no Ensaio de Powdering
e Concentração de Ferro em Função do Temperatura de Tratamento Térmico
8
16
15
7
14
13
5
12
4
11
% Ferro
Classificação
6
10
3
9
2
8
Classificação - 40s
%FE - 40s
1
0
7
6
520°C
540°C
560°C
580°C
Temperatura (°C)
FIGURA 5.10 – Relação entre a classificação de powdering e %Fe no revestimento para o
ciclo 40s.
5.1.8 Resultados da Dissolução Eletroquímica e Difração de Raios-X
Com a análise dos resultados da dissolução eletroquímica e difração de raios-X, torna-se
possível concluir este estudo do entendimento do fenômeno de transformação de fases e
formar uma idéia conclusiva sobre as possíveis causas das ocorrências de powdering. Nas
curvas de dissolução eletroquímica, é possível verificar a presença das fases e acompanhar o
desenvolvimento das mesmas no revestimento GA. Já nos resultados de difração de raios-X, é
possível quantificar a participação de cada fase no montante total do revestimento.
Portanto, no ensaio de dissolução eletroquímica, foi possível observar que, para
temperaturas mais altas, ocorre um sensível aumento nos patamares de cada fase presente no
revestimento. A classificação destes patamares obedece a seguinte ordem: primeiramente, é
dissolvida a fase ζ (Zeta), que é a mais externa e possui a menor espessura entre as fases do
revestimento e por este motivo é quase imperceptível durante o ensaio de dissolução; em
seguida, ocorre a dissolução da fase δ (Delta), que é a mais espessa; e por último, ocorre a
33
dissolução da fase Γ (gama), que é a fase que está mais próxima do substrato
[15]
. Foi
percebido também o surgimento de um fenômeno produzido pelo ensaio de dissolução
eletroquímica conhecido na literatura como fase fantasma ou fase pseudo gama, que aparece
após o patamar da fase gama [16, 17].
Na figura 5.11, são mostradas as curvas de dissolução eletroquímica do revestimento com
substrato IF comum para condição de tempo de tratamento térmico de 20s. Condição esta, em
cuja todas as condições de temperatura é possível observar que o fenômeno do surgimento da
fase pseudo gama ocorre no patamar com nível de energia próximo a 690mV, a fase Γ foi
identificada no patamar de energia compreendido entre os níveis de 770mV a 780mV e a fase
δ identificada juntamente com a fase ζ entre os níveis de energia de 830mV a 850 mV. Nestas
curvas, pode-se perceber que os patamares das fases do revestimento são mais extensos para
os valores de temperatura de tratamento térmico mais altas, principalmente a fase Г.
Justamente onde os patamares referentes as fase Г são menos extensos, nas condições de
540°C e 520°C, é que foram encontrados valores de classificação de powdering bons.
.
PSE Γ
ζ
Γ
δ
Curva de dissolução eletroquímica – 580°C e 20s
FIGURA 5.11 – Curvas de Dissolução Eletroquímica para Tempo de Tratamento Térmico de
20s.
34
Γ
PSE Γ
ζ
δ
Curva de dissolução eletroquímica – 560°C e 20s
PSE Γ
Γ
ζ
δ
Curva de dissolução eletroquímica – 540°C e 20s
FIGURA 5.11 – Continuação
35
PSE Γ
δ
Γ
ζ
Curva de dissolução eletroquímica – 520°C e 20s
FIGURA 5.11 – Continuação
Na figura 5.12, são mostradas as curvas de dissolução eletroquímica para condição de
tratamento térmico de 30s. Com a análise destas curvas, pode-se perceber um comportamento
semelhante ao comportamento do tratamento térmico com tempo de 20s. Entretanto, para a
temperatura mais baixa, 520°C, com tempo de 30s, os patamares das fases do revestimento
são mais definidos e mais aparentes que na curva com a mesma temperatura, mas com tempo
menor. Porém, ainda assim, para a condição de 30s, os bons valores de classificação de
powdering foram novamente encontrados para as temperaturas de 540°C e 520°C, que
possuem extensão de patamar referente à fase Г, menor que nas condições de temperatura de
580°c e 560°C.
36
PSE Γ
ζ
Γ
δ
Curva de dissolução eletroquímica – 580°C e 30s
PSE Γ
Γ
ζ
δ
Curva de dissolução eletroquímica – 560°C e 30s
FIGURA 5.12 – Curvas de Dissolução Eletroquímica para Tempo de Tratamento Térmico de
30s.
37
PSE Γ
ζ
δ
Γ
Curva de dissolução eletroquímica – 540°C e 30s
PSE Γ
ζ
δ
Γ
Curva de dissolução eletroquímica – 520°C e 30s
FIGURA 5.12 – Continuação
Na figura 5.13, estão as curvas de dissolução eletroquímica na condição de tempo de
tratamento térmico de 40s. Na qual é possível observar que os patamares da fase Г são
maiores quando comparados às condições anteriores de tempo de 20s e 30s, o que confirma o
que foi observado nas análises de imagem do MEV. E, mais uma vez, as condições de
temperatura de 540°C e 520°C, aprovadas na classificação de powdering foram aquelas que
38
apresentaram as menores extensões de patamares referentes as fase Г, o que converge
totalmente com as informações contidas na literatura pesquisada.
PSE Γ
ζ
Γ
δ
Curva de dissolução eletroquímica – 580°C e 40s
PSE Γ
ζ
δ
Γ
Curva de dissolução eletroquímica – 560°C e 40s
FIGURA 5.13 – Curvas de Dissolução Eletroquímica para Tempo de Tratamento Térmico de
40s.
39
PSE Γ
ζ
Γ
δ
Curva de dissolução eletroquímica – 540°C e 40s
PSE Γ
ζ
δ
Γ
Curva de dissolução eletroquímica – 520°C e 40s
FIGURA 5.13 – Continuação
As análises quantitativas de intensidade das fases do revestimento GA foram realizadas
através de difração de raios-X de baixo ângulo. Nas quais foi possível observar que, assim
como consta na literatura disponível, a fase Г se intensifica com o enriquecimento de ferro no
40
revestimento, e com o crescimento desta fase em detrimento da fase δ ocorre um aumento da
quantidade de powdering.
Na figura 5.14, são mostrados os resultados da análise de raios-X do revestimento GA
com substrato IF Comum. E como já observado, temperaturas elevadas provocam o
crescimento da fase Г e a elevação do valor de classificação das ocorrências de powdering.
Nesta análise, todos os dados de todas as condições de tratamento térmico foram agrupados
em um só gráfico de dispersão, para a verificação da influência da fase Г sobre a ocorrência
de powdering. Assim, foi possível verificar pelas curvas de tendência representativa que a
classificação do powdering cresce em função do aumento da fase Г, que por sua vez,
desenvolve-se com o aumento da concentração de ferro.
Desenvolvimento da Fase Г em Função da Concentração de Ferro
Ocasionando as Ocorrências de Powdering - IF-Comum
8
15
14
6
13
5
12
4
11
3
10
2
Concentração de Ferro
Classificação de Powdering
7
9
1
0
8
25
30
35
40
45
50
Intensidade da Fase Г
Classificação x Intensidade
55
60
65
Intensidade x % Ferro
FIGURA 5.14 – Desenvolvimento da Fase Г em Função da Concentração de Ferro
Ocasionado as Ocorrências de powdering no Revestimento GA.
41
Outra importante verificação realizada nesta pesquisa, foi a existência de uma
fundamental relação existente entre as fases δ e Г. Esta relação surge, então, como um
importante parâmetro para a determinação das causas da ocorrência de powdering. Este fato
converge com informações contidas na literatura pesquisada que afirmam que a fase Г cresce
em detrimento da fase δ e que este crescimento provocaria o aumento das ocorrências de
powdering.
Na figura 5.15, estão os resultados da classificação de powdering em função da relação
entre δ/Г. Nestes resultados, também é possível observar que existe uma relação na qual,
quanto maior for o resultado da equação δ / Г, menor será a classificação de powdering se for
seguida a curva de tendência representativa.
Ocorrência de Powdering em Função da Relação Fase δ / Г
8
Classificação de Powdering
7
6
5
4
3
2
1
0
1,5
2
2,5
3
3,5
4
4,5
5
Intensidade da Fase δ / Г
FIGURA 5.15 – Ocorrência de powdering em função da relação entre as fases δ e Г do
revestimento GA.
42
5.1.9 Resumo dos Resultados dos Ensaios com Aço IF comum
Na tabela V estão agrupados todos os resultados obtidos nos ensaios realizados com
aço IF comum. Nesta tabela é possível observar as condições idéias para que o valor de
classificação de powdering fique menor ou igual a 3, onde se percebe que tanto o percentual
de Fe quanto a intensidade da fase Г possuem influencia sobre o resultado final da
classificação do material. Os resultados onde a fase η foi encontrada também foram
classificados como ruim.
TABELA V.1 – Resultados Gerais do aço IF comum
Tabela de Resultados dos Ensaios do Material IF comum - Tempo 20s
Temp. °C
580
560
540
520
Temp. °C
580
560
540
520
Temp. °C
580
560
540
520
% Fe
12,55
11,43
10,38
10,52
σ
0,32
0,28
0,15
0,20
Г
% Fe
13,39
12,35
10,80
10,71
σ
0,29
0,20
0,25
0,10
Г
% Fe
14,28
14,4
11
11,13
σ
0,33
0,24
0,20
0,25
δ/Г
σ
powdering σ
0,8
5
0,5
5
2
0
1
0
Fase η
Não
Não
Não
Não
Situação
Ruim
Ruim
Bom
Excelente
powdering
Fase η
Situação
Ruim
Ruim
Bom
Excelente
55
2,3
0,08
51
2,5
0,07
46
3,0
0,03
30
4,6
0,05
Tabela de Resultados dos Ensaios do Material IF comum - Tempo 30s
δ/Г
σ
σ
60
2,4
0,05
0,5
Não
7
57
2,7
0,03
0,5
Não
6
47
3,1
0,08
3
0
Não
47
3,4
0,07
1
0
Não
Tabela de Resultados dos Ensaios do Material IF comum - Tempo 40s
Г
δ/Г
σ
52
56
56
51
1,8
2,9
2,5
3,2
0,09
0,04
0,05
0,04
powdering σ
0,8
6
0,5
7
3
0
3
0
Fase η
Não
Não
Não
Não
Situação
Ruim
Ruim
Bom
Bom
43
5.2 Resultados do Aço UBC-BH180
5.2.1 Fotomicrografias do Tratamento Térmico de 20s
Para o tratamento térmico de 20s, a formação de fases do revestimento GA com um
substrato de aço UBC-BH180 comportou-se de forma semelhante à formação de fases
ocorridas com o revestimento do substrato IF comum, como pode ser observado na figura
5.15. No entanto, mesmo com a temperatura inicial de tratamento térmico em 580°C, não se
observa na seção transversal uma formação exagerada de fase Г, e na imagem de superfície
pode ser observado a existência de cristais menos refinados que no caso do revestimento com
substrato IF comum tratado termicamente com as mesmas condições.
Para a temperatura de 560°C, pode-se verificar que existe uma maior densidade de
crateras; já para a temperatura de 540°C, que os cristais grosseiros das fases ζ e δ estão mais
próximos da superfície em comparação ao revestimento com substrato IF; quando para a
temperatura de 520°C, verifica-se uma clara ocorrência de out-burst.
Г mais visível
BH180. 580°C x 20s seção
transversal. 500x
BH180. 580°C x 20s seção
transversal. 1800x
Г visivelmente discreta
BH180. 560°C x 20s seção
transversal. 500x
BH180. 560°C x 20s seção
transversal. 1800x
BH180. 580°C x 20s Superfície.
800x
Crateras
BH180. 560°C x 20s Superfície.
800x
FIGURA 5.16 – Fotomicrografias do revestimento GA com Substrato UBC-BH180 em 20s.
44
Crateras
Estrutura formada por out-burst
BH180. 540°C x 20s seção
transversal. 500x
Cristais de ζ e δ e pouca
formação visível de Г
BH180. 540°C x 20s seção
transversal. 1800x
BH180. 540°C x 20s Superfície.
800x
Trincas
out-burst
BH180. 520°C x 20s seção
transversal. 500x
out-burst
BH180. 520°C x 20s seção
transversal. 1800x
BH180. 520°C x 20s Superfície.
800x
FIGURA 5.16 – Continuação
Esta comparação entre as imagens da transformação de fases de revestimento com
diferentes substratos deixa entendido que apesar da resposta ao tratamento térmico ser
semelhante, o revestimento com substrato UBC-BH180 possui uma maior resistência à
transformação de fases, e que a reação de out-burst é um dos mecanismos de difusão de ferro
do substrato para o revestimento presentes entre as reações.
5.2.2 Fotomicrografias para o Tratamento Térmico de 30s
Para o tratamento térmico com o tempo de 30s, pode ser observado na figura 5.17 que a
formação de fase Г apresenta-se visivelmente com a mesma intensidade que a formação da
mesma fase no tratamento térmico com tempo de 20s. Entretanto, algumas diferenças entre
estas condições são bem aparentes, tais como: a reação de out-burst para esta condição com
tempo de 30s é bem mais intensa e visível, e a formação de cristais grosseiros de fase ζ e δ
que foram vistos para a temperatura de 540°C no tempo de 20s não são mais vistos para o
tempo de 30s em nenhuma faixa de temperatura.
Para esta condição de tratamento térmico, pode-se verificar através de análises das
imagens obtidas pelo MEV, que existe uma completa transformação do revestimento a partir
da temperatura de 540°C, o que para o tempo de 20s somente aconteceu após a temperatura
de 560°C.
45
BH180. 580°C x 30s seção
transversal. 500x
BH180. 580°C x 30s seção
transversal. 1800x
BH180. 580°C x 30s Superfície.
800x
Crateras
BH180. 560°C x 30s seção
transversal. 500x
BH180. 560°C x 30s seção
transversal. 1800x
BH180. 560°C x 30s Superfície.
800x
Crateras
BH180. 540°C x 30s seção
transversal. 500x
BH180. 540°C x 30s seção
transversal. 1800x
BH180. 540°C x 30s Superfície.
800x
out-burst
BH180. 520°C x 30s seção
transversal. 1800x
BH180. 520°C x 30s Superfície.
800x
Estrutura formada por out-burst
BH180. 520°C x 30s seção
transversal. 500x
FIGURA 5.17 – Fotomicrografias do revestimento GA com Substrato UBC-BH180 em 30s.
5.2.3 Fotomicrografias do Tratamento Térmico de 40s
Para o tratamento térmico de 40s, como pode ser visto na figura 5.18, verifica-se que
não é possível a visualização da reação de out-burst mesmo para a temperatura mais baixa e
pode ser observada uma discreta formação visível de fase Г para a temperatura mais alta. Nas
imagens de superfície, observa-se que as aparências de irregularidades formadas por crateras
46
podem ser vistas a partir de 520°C, e não a partir de 540°C como visto nos tratamentos
anteriores. Ou seja, as irregularidades formadas por crateras não são mais vistas para a
temperatura de 540°C, sendo que, nos tratamentos anteriores, apareciam a esta temperatura e
somente desapareciam após 560°C.
BH180. 580°C x 40s seção
transversal. 500x
Г mais visível
BH180. 580°C x 40s seção
transversal. 1800x
BH180. 580°C x 40s Superfície.
800x
BH180. 560°C x 40s seção
transversal. 500x
BH180. 560°C x 40s seção
transversal. 1800x
BH180. 560°C x 40s Superfície.
800x
Crateras
BH180. 540°C x 40s seção
transversal. 500x
BH180. 540°C x 40s seção
transversal. 1800x
BH180. 540°C x 40s Superfície.
800x
Crateras
BH180. 520°C x 40s seção
transversal. 500x
BH180. 520°C x 40s seção
transversal. 1800x
BH180. 520°C x 40s Superfície.
800x
FIGURA 5.18 – Fotomicrografias do revestimento GA com Substrato UBC-BH180 em 40s.
47
Com este último tratamento térmico, pode-se fazer uma comparação de imagens e
verificar que a imagem obtida para a temperatura de 520°C e 40s equivale, aparentemente, à
imagem obtida com a temperatura de 540°C e 30s, e assim sucessivamente, ou seja, de cada
10s que se acrescenta retira-se 20°C de temperatura para obter uma imagem de semelhantes.
5.2.4 Composição Química do Revestimento
Os resultados de composição química para o revestimento com substrato UBC-BH180
confirmam que o que foi percebido nas análises de imagens obtidas pelo MEV está correto.
Pode-se perceber através da análise das figuras 5.19 e 5.20 que ao contrário do material IF
comum, nem todos os ciclos de tratamento térmico conseguiram transformar totalmente o
revestimento de zinco puro em um liga de Fe-Zn com no mínimo 7% de participação de ferro;
o que vem reforçar a idéia de que o material UBC-BH180 possui uma maior resistência à
formação de liga no revestimento.
16
UBC-BH180 - Participação de Ferro no Revestimento
em função da Temperatura de Tratamento Térmico
14
Teor de Fe (%)
12
10
8
6
20s
30s
40s
4
2
0
20s
30s
40s
520°C
540°C
560°C
580°C
3,31
4,51
8,11
5,99
8,74
9,41
9,72
10,14
10,82
10,29
11,26
13
Temperatura (°C )
FIGURA 5.19 – Relação entre o teor de ferro no revestimento e a temperatura de tratamento
térmico.
48
16
14
UBC-BH180 - Participação de Ferro no Revestimento
em função da Tempo de Tratamento Térmico
580°C
560°C
540°C
520°C
Teor de Fe (%)
12
10
8
6
4
2
0
20s
30s
580°C
10,29
11,26
40s
13
560°C
9,72
10,14
10,82
540°C
5,99
8,74
9,41
520°C
3,31
4,51
8,11
Tempo de Tratamento Térmico (s)
FIGURA 5.20 – Relação entre o teor de ferro no revestimento e o tempo de tratamento
térmico.
Através da análise dos dois gráficos, é possível verificar que, diferentemente do material
IF comum, há uma grande dificuldade de ocorrer difusão de ferro do substrato para o
revestimento de zinco no material com substrato UBC-BH180. Enquanto o menor percentual
de ferro encontrado para o revestimento do substrato IF comum foi de mais de 10%, para o
material UBC-BH180 foi de 3,31%. Também é possível observar que apesar da difusão de
ferro ser atrasada por efeito do substrato UBC-BH180, os valores encontrados para os maiores
tempos e maiores temperaturas não estão muito distantes dos maiores valores encontrados
para o revestimento de substrato IF comum.
Ainda é possível fazer uma relação entre as imagens obtidas pelo MEV e a composição
química do revestimento. Neste caso, verifica-se que onde existe uma aparente estrutura
grosseira de out-burst ou de cristais de ζ e/ou δ, o percentual de ferro está muito baixo. Esta
condição indica que, nestes casos, o revestimento de zinco com substrato UBC-BH180 ainda
não está completamente transformado.
A qualidade do revestimento não pode ser julgada somente pelo percentual de ferro,
mas alguns ciclos de tratamento térmico, como por exemplo, os ciclos que possuem tempos
de 20s e 30s e temperatura de 520°C que não atingiram o valor mínimo de 7% de ferro no
49
revestimento já podem ser descartados. E para os demais ciclos de tratamento térmico, cujo
percentual de ferro ficou acima do mínimo, ainda será necessário analisar os resultados dos
demais ensaios.
5.2.5 Ensaio de V–Bend para avaliação de powdering
Para a análise dos resultados do ensaio de V-Bend do material UBC-BH180, deve-se
descartar os resultados referentes aos pontos em que a concentração de ferro no revestimento
não atingiu valor maior ou igual a 7%. Conforme já mencionado, para ser considerado
revestimento GA, deve existir no mínimo 7% de ferro como elemento presente no
revestimento, porém, nos gráficos presentes nas figuras 5.21 e 5.22, tais resultados com
porcentagens de ferro menores que 7% serão mantidos, para melhorar a ilustração do efeito da
temperatura e tempo de tratamento térmico sobre a ocorrência de powdering.
Observando estes gráficos, verifica-se que a temperatura e o tempo possuem efeito
semelhante sobre o resultado deste teste. Observa-se ainda que os tempos de 30s e 40s e as
temperaturas de 560°C e 580°C possuem tendências muito próximas.
8
UBC-BH180 - Classificação no Ensaio de Powdering
em função da Temperatura de Tratamento Térmico
7
20s
30s
40s
Classificação
6
5
4
3
2
1
0
20s
30s
40s
520°C
540°C
560°C
580°C
1
1
1
1
1
2
2
5
6
4
6
6
Temperatura (°C )
FIGURA 5.21 – Relação entre a classificação de powdering e a temperatura de tratamento
térmico.
50
8
7
580°C
560°C
540°C
520°C
UBC- BH180 - Classificação no Ensaio de Powdering
em função do Tempo de Tratamento Térmico
Classificação
6
5
4
3
2
1
0
20s
30s
40s
580°C
4
6
6
560°C
2
5
6
540°C
1
1
2
520°C
1
1
1
Tempo de Tratamento Térmico (s)
FIGURA 5.22 – Relação entre a classificação de powdering e o tempo de tratamento térmico.
Com as análises gráficas dos resultados deste ensaio, pode-se verificar que o efeito da
temperatura sobre a classificação deste teste quando comparado ao que aconteceu com o
material IF comum demonstra que o material UBC-BH180 possui uma maior resistência ao
desprendimento de zinco, ou seja, ao powdering. Considerando que o maior valor de
classificação do material IF comum foi 7, que o do material UBC-BH180 não passou de 6 e
que as quantidades de valores registrados abaixo de 4 para o material IF comum é inferior às
quantidades destes valores registrados para o material UBC-BH180, pode-se certamente
afirmar que o fato do material UBC-BH180 possuir uma maior resistência ao powdering está
relacionado com a maior resistência que este material tem diante da transformação de fases do
revestimento. Esta resistência, por sua vez, pode estar relacionada à presença de elementos
como o fósforo na composição química do substrato em quantidade bem superior ao valor
registrado para o material IF comum. Considerando ainda que o material IF comum possui
valores de titânio e nióbio bem superiores aos valores existentes no material UBC-BH180,
pode-se observar que, possuindo mais fósforo e menos titânio e nióbio, o material UBCBH180 possui grãos e contorno de grãos menos limpos que o material IF comum, e uma vez
que o contorno de grãos é uma das principais fontes de ferro para a transformação de fases no
51
revestimento de zinco, a difusão de ferro do substrato para o revestimento estaria sendo
atrasada pela presença de fósforo no contorno de grãos do substrato UBC-BH180.
5.2.6 Concentração de Ferro no Revestimento Versus Ocorrência de powdering
Para avaliação e determinação da qualidade do revestimento GA há necessidade de que
dois requisitos sejam atendidos. Como já mencionado, é necessário um valor mínimo de 7%
de ferro no revestimento GA e que a classificação do teste de powdering tenha valor de no
máximo 4. Nas figuras 5.23, 5.24 e 5.25, estão ilustrados os resultados da classificação do
teste de powdering paralelo aos resultados de concentração de ferro no revestimento.
Observando estas figuras, pode-se verificar que existe uma relação entre a concentração de
ferro e a classificação do teste de powdering, e que as únicas condições que atenderam aos
dois requisitos citados acima para determinação do revestimento GA são as de temperaturas
de 560°C e 580°C com o tempo de 20s e as de 540°C e 520°C, ambas com 40s. O fato de
somente as maiores temperaturas com curto intervalo de tempo, ou baixas temperaturas com
tempos maiores terem conseguido atingir o requisito mínimo de concentração de ferro no
revestimento é reflexo da dificuldade da difusão de ferro do substrato para o revestimento,
como já comentado.
52
UBC-BH180 - Classificação no Ensaio de Powdering
e Concentração de Ferro em Função do Temperatura de Tratamento Térmico
5
16
14
12
10
3
8
2
% Ferro
Classificação
4
6
4
1
Classificação - 20s
%FE - 20s
0
2
0
520°C
540°C
560°C
580°C
Temperatura (°C)
FIGURA 5.23 – Relação entre a classificação de powdering e %Fe no revestimento para o
ciclo 20s.
UBC-BH180 - Classificação no Ensaio de Powdering
e Concentração de Ferro em Função do Temperatura de Tratamento Térmico
7
12
6
10
8
4
6
3
% Ferro
Classificação
5
4
2
1
Classificação 30s
%FE 30s
0
2
0
520°C
540°C
560°C
580°C
Temperatura (°C)
FIGURA 5.24 - Relação entre a classificação de powdering e o %Fe no revestimento para o
ciclo 30s.
53
UBC-BH180 - Classificação no Ensaio de Powdering
7
14
6
12
5
10
4
8
3
6
2
4
1
Classificação 40s
%FE 40s
0
% Ferro
Classificação
e Concentração de Ferro em Função do Temperatura de Tratamento Térmico
2
0
520°C
540°C
560°C
580°C
Temperatura (°C)
FIGURA 5.25 - Relação entre a classificação de powdering e o %Fe no revestimento para o
ciclo 40s.
5.2.7 Resultados da Dissolução Eletroquímica e Difração de Raios-X
Os resultados do ensaio de dissolução eletroquímica do revestimento GA com
substrato UBC-BH180 confirmaram o que os ensaios anteriores indicavam. Por efeito da
composição química do substrato UBC-BH180, a transformação de fases do revestimento
acontece de forma mais lenta quando comparado ao revestimento com substrato IF comum.
Este fato pode ser bem entendido se forem comparados os patamares da fase Г do material
com substrato IF comum e os patamares da mesma fase do material com substrato UBCBH180.
Na figura 5.26, estão as curvas de dissolução eletroquímica do revestimento GA com
substrato UBC-BH180 para a condição de tempo de tratamento térmico de 20s. na qual se
observa que com este substrato, o desenvolvimento da fase Г é bem menor quando comparado
com os resultados do mesmo teste realizado com substrato IF comum. Percebe-se ainda que o
fenômeno do surgimento da fase fantasma, pseudo Г, está presente em todas as condições de
temperatura. Para as temperaturas de 540°C e 520°C, o revestimento ainda possui fase η (eta),
ou seja, Zn puro sem participação de ferro, o que não ocorreu quando o substrato era o
material IF comum. Para estas mesmas temperaturas, também foram observados grandes
patamares de fase ζ, o que não é comum para um revestimento completamente transformado.
54
Se esta mesma análise for realizada com o auxilio dos resultados de imagens do MEV,
já observados anteriormente, pode-se entender que o fenômeno de out-burst é insuficiente
para transformar todo o revestimento, formando somente as fases ζ e δ em grandes
proporções, sem alcançar uma mínima concentração de ferro no revestimento. É possível
também perceber que nos pontos em que as imagens obtidas pelo MEV apresentavam cristais
grosseiros de ζ e δ, as curvas de dissolução eletroquímica mostraram grandes patamares
referentes a essas mesmas fases, e que mesmo para as temperaturas maiores, a participação da
fase Г no revestimento foi discreta, o que justifica os bons resultados obtidos na classificação
de powdering para estas condições.
PSE Γ
ζ
δ
Γ
Curva de dissolução eletroquímica – 580°C e 20s
PSE Γ
ζ
Γ
δ
Curva de dissolução eletroquímica – 560°C e 20s
55
FIGURA 5.26 – Curvas de Dissolução Eletroquímica para Tempo de Tratamento Térmico de
20s.
PSE Γ
Г
ζ
δ
η
Curva de dissolução eletroquímica – 540°C e 20s
PSE Γ
Г
δ
ζ
η
Curva de dissolução eletroquímica – 520°C e 20s
FIGURA 5.26 – Continuação
Na figura 5.27, são mostradas curvas com as condições de tempo de tratamento
térmico de 30s, e da mesma forma como foi observado anteriormente com tempo de 20s,
percebe-se que os patamares correspondentes à fase Г são muito discretos e que o fenômeno
da fase fantasma, pseudo Г, está presente em todas as condições. A condição de tratamento
térmico de 30s difere-se de forma clara da condição de 20s pela ausência de fase η nas
56
temperaturas mais baixas, 520°C e 540°C; o que demonstra que o revestimento com este
substrato, nesta condição, está completamente transformado e não resta fase de zinco puro
presente no revestimento, apesar de ainda possuir um valor de concentração de ferro muito
baixa. E para esta condição de 30s, é possível verificar que, novamente, a curva que
apresentou a menor extensão de patamares referentes às fase Г são as que foram aprovadas na
classificação de powdering.
PSE Γ
ζ
Г
δ
Curva de dissolução eletroquímica – 580°C e 30s
PSE Γ
Г
ζ
δ
Curva de dissolução eletroquímica – 560°C e 30s
57
FIGURA 5.27 – Curvas de Dissolução Eletroquímica para Tempo de Tratamento Térmico de
30s.
PSE Γ
Г
ζ
δ
Curva de dissolução eletroquímica – 540°C e 30s
Г
PSE Γ
δ
ζ
Curva de dissolução eletroquímica – 520°C e 30s
FIGURA 5.27 – Continuação
Na figura 5.28 são mostradas as curvas com as condições de tempo de tratamento
térmico de 40s, e assim como nos tempos de 20s e 30s, é possível verificar a presença do
58
patamar referente à pseudo Г em todas as condições. Verifica-se também para o tempo de 40s,
que os patamares da fase Г são discretamente maiores quando comparado ao que ocorreu nos
tempos de 20s e 30s, principalmente para a temperatura de 580°C, verifica-se ainda a redução
do patamar referente à fase ζ em relação às mesmas condições de temperatura nos ensaios de
20s e 30s de tratamento térmico.
ζ
Г
PSE Γ
δ
Curva de dissolução eletroquímica – 580°C e 40s
ζ
Г
PSE Γ
δ
Curva de dissolução eletroquímica – 560°C e 40s
59
FIGURA 5.28 – Curvas de Dissolução Eletroquímica para Tempo de Tratamento Térmico de
40s.
Г
ζ
PSE Γ
δ
Curva de dissolução eletroquímica – 540°C e 40s
Г
PSE Γ
ζ
δ
Curva de dissolução eletroquímica – 520°C e 40s
FIGURA 5.28 – Continuação
60
Os resultados dos ensaios de difração de raios-X para o revestimento com substrato
UBC-BH180 mostraram que em função da resistência à difusão de ferro do substrato para o
revestimento, o desenvolvimento da fase Г do revestimento foi bem menor quando
comparado ao desenvolvimento da mesma fase com substrato IF comum.
Na figura 5.29, estão os resultados do ensaio de difração de raios-X, nos quais se pode
perceber que todos os valores de intensidade para fase Г estão abaixo de 45, o que não
ocorreu quando o substrato era o material IF comum, em que a maioria dos valores ficaram
acima de 45. Sendo assim, verifica-se que como o material UBC-BH180 possui menor
concentração de ferro e, conseqüentemente, menor desenvolvimento de fase Г, o mesmo
possui maior resistência à formação de powdering quando comparado ao material IF comum.
Este fato pode ser confirmado quando se compara o valor médio de ocorrência de powdering
dos revestimentos de ambos os substratos (IF comum= 4,1; UBC-BH180= 3,7), em cuja
concentração de ferro registrou valores entre 7% e 16%, ou seja, com revestimento todo
transformado. Ainda sobre a figura 5.29, verifica-se que os valores de classificação de
powdering pioram, significativamente, quando a intensidade da fase Г fica superior a 35 e os
valores de concentração de ferro acima de 10%.
7
14
6
12
5
10
4
8
3
6
2
4
1
2
0
Concentração de Ferro
Classificação de Powdering
Desenvolvimento da Fase Г em Função da Concentração de Ferro
Ocasionando as Ocorrências de Powdering UBC-BH180
0
15
20
25
30
35
40
45
50
Intensidade da Fase Г
Classificação x Intensidade
Intensidade x % Ferro
61
FIGURA 5.29 – Desenvolvimento da Fase Г em Função da Concentração de Ferro
Ocasionado as Ocorrências de powdering no Revestimento GA.
Na figura 5.30, estão os resultados da análise entre a relação da intensidade da fase δ e a
fase Г. Para esta análise, foram isolados os resultados onde a concentração de ferro não
atingiu o mínimo de 7%, ou seja, onde o revestimento não foi completamente transformado
com todas as fases definidas. Os demais resultados indicam a mesma relação que foi
encontrada na análise anterior com substrato IF comum. Entretanto, esta relação apresenta-se
um pouco mais discreta, considerando que os dados onde a classificação de powdering foi alta
estão um pouco mais dispersos em relação a curva de tendência representativa.
Outro ponto a ser observado foi que mesmo com valores resultantes da relação entre δ e Г
bem maiores que no ensaio do material IF comum, altos valores de classificação de
powdering ocorreram. Sendo assim, pode-se concluir que os valores entre a relação δ/Г bons
para o revestimento com substrato IF comum não são os mesmo quando o substrato é o
material UBC-BH180.
Ocorrência de Powdering em Função da Relação Fase δ / Г
10
9
Valores isolados,
concentração de ferro
abaixo de 7%
Classificação de Powdering
8
7
6
5
4
3
2
1
0
3,5
4
4,5
5
5,5
6
6,5
7
7,5
8
8,5
9
9,5
10
Intensidade da Fase δ / Г
FIGURA 5.30 – Ocorrência de powdering em função da relação entre as fases δ e Г do
revestimento GA.
62
5.2.8 Resumo dos Resultados dos Ensaios com Aço UBC-BH180
Na tabela V.2 estão agrupados todos os resultados obtidos nos ensaios realizados com
aço UBC-BH180. Nesta tabela é possível observar que as condições idéias para que o valor de
classificação de powdering fique menor ou igual a 3 são sensivelmente diferentes das
condições do material IF comum. Percebe-se que tanto o valore de percentual de Fe quanto a
intensidade da fase Г necessitam ser menores para o aço UBC-BH180. E da mesma forma que
para o material IF comum, os resultados onde a fase η foi encontrada também foram
classificados como ruim.
TABELA V.2 – Resultados Gerais do aço UBC-BH180
Tabela de Resultados dos Ensaios do Material UBC-BH180 - Tempo 20s
Temp. °C % Fe
σ
Г
δ/Г
σ
powdering σ
Fase η Situação
0,4
580
10,29 0,22 37
0,02
Não
Ruim
4
5,1
560
9,72 0,28 33
0,04
2
0,5
Não
Bom
5,6
Sim
540
0,03
1
0
Ruim
5,99 0,20 32
5,5
Sim
520
0,03
1
0
Ruim
3,31 0,12 17
3,1
Tabela de Resultados dos Ensaios do Material UBC-BH180 - Tempo 30s
Temp. °C % Fe
σ
Г
δ/Г
σ
powdering σ
Fase η Situação
580
11,26 0,21 40
0,03
Não
Ruim
0,2
6
4,7
560
10,14 0,23 31
0,05
Não
Ruim
0,3
5
5,6
540
8,74 0,15 29
0,04
1
0
Não
Bom
6,1
520
0,01
1
0
Não
Ruim
4,51 0,11 23
7,3
Tabela de Resultados dos Ensaios do Material UBC-BH180 - Tempo 40s
Temp. °C % Fe
σ
Г
δ/Г
σ
powdering σ
Fase η Situação
0,4
580
13
0,15 44
0,03
Não
Ruim
6
4,2
0,1
560
10,82 0,10 37
0,03
Não
Ruim
6
4,9
540
9,41 0,15 37
0,05
2
0
Não
Bom
5,0
520
8,11 0,18 34
0,02
1
0
Não
Excelente
5,1
63
5.3 Resultados do Aço UBC-BH220
5.3.1 Fotomicrografias para o Tratamento Térmico de 20s
Para o ciclo de tratamento térmico com tempo de 20s para o material com substrato
UBC-BH220, percebe-se através de análise das imagens da figura 5.31, que assim como o
material UBC-BH180, o material UBC-BH220 também possui certa resistência à formação de
fases do revestimento, porém, este material possui uma particularidade ainda não vista nos
demais materiais analisados. Na imagem com tempo de 20s e temperatura de 520°C, pode-se
verificar que existe uma formação de fases que ocorre por um mecanismo diferente da
formação de out-burst. Este tipo de formação, segundo a literatura pesquisada, ocorre quando
a difusão de ferro acontece através da superfície dos grãos que estão na interface do substrato
com o revestimento. Este tipo de transformação ocorre formando fases na seguinte seqüência:
ζ, δ e, por último, Г. Para este caso, percebe-se a formação de bastonetes de estrutura
monoclínica a partir da interface do revestimento com o substrato e, logo em seguida, na
temperatura de 540°C, existe a ocorrência de out-burst, que empurra os cristais de ζ e δ para a
superfície do revestimento. A superfície do revestimento é normalmente composta pela fase ζ
ou por cristais intermediários que são misturas de ζ e δ, mas na imagem de superfície com
temperatura de 580°C, pode-se perceber um grande cristal hexagonal da fase δ, que foi
empurrado à superfície pela explosão reativa de out-burst.
Com a análise destas imagens, pode-se verificar que antes da reação de out-burst,
ocorre a difusão de ferro por outro tipo de mecanismo. E este fato foi percebido somente no
material UBC-BH220. As diferenças entre este material e o substrato UBC-BH180 estão nas
concentrações de fósforo e manganês, que no material UBC-BH220 encontram-se em valores
quase duas vezes maior que no material UBC-BH180. Sendo assim, pode-se entender que,
como relatado em trabalhos anteriores
[9, 10]
, com uma quantidade maior de fósforo no
contorno de grãos, onde ocorre o out-burst, a energia necessária para provocar este fenômeno
no material de substrato UBC-BH220 foi maior que a energia necessária para iniciar a difusão
de ferro pela superfície dos grãos da interface entre o substrato e o revestimento. No entanto,
logo após a difusão de ferro pela superfície do contorno de grãos ter começado, a energia
aplicada no sistema foi suficiente para iniciar a explosão reativa de out-burst.
64
Crateras
δ na superfície
BH220. 580°C x 20s seção
transversal. 500x
BH220. 580°C x 20s seção
transversal. 1800x
BH220. 580°C x 20s Superfície.
800x
BH220. 560°C x 20s seção
transversal. 500x
BH220. 560°C x 20s seção
transversal. 1800x
BH220. 560°C x 20s Superfície.
800x
out-burst
BH220. 540°C x 20s seção
transversal. 500x
ζ e δ indo para
superfície
BH220. 540°C x 20s seção
transversal. 1800x
ζ
Difusão diferente de out-burst
BH220. 520°C x 20s seção
transversal. 500x
BH220. 520°C x 20s seção
transversal. 1800x
Inicio transformação
BH220. 540°C x 20s Superfície.
800x
Sem transformação
BH220. 520°C x 20s Superfície.
800x
FIGURA 5.31 – Fotomicrografias do revestimento GA com Substrato UBC-BH220 em 20s.
65
5.3.2 Fotomicrografias do Tratamento Térmico de 30s
Para o tratamento térmico com tempo de 30s, verifica-se através de análise das
imagens mostradas na figura 5.32, que o revestimento com substrato UBC-BH220 apresenta
maior resistência à transformação de fases do revestimento GA quando comparado ao
revestimento com substrato UBC-BH180 nas mesmas condições de tratamento térmico.
Enquanto no material UBC-BH180 a presença de crateras na superfície do revestimento inicia
no tempo de 30s, e temperatura de 540°C, no material UBC-BH220, isso somente acontece
quando a temperatura atinge 560°C. Ainda com esta mesma comparação, pode-se observar
que a existência de crateras no material UBC-BH180 extingue-se com a temperatura de
580°C, enquanto no material UBC-BH220 é possível à observação de crateras nesta mesma
temperatura.
Para este ciclo de tratamento térmico de 30s, não foi possível a visualização de um
mecanismo de difusão diferente do out-burst, provavelmente, porque tal fato ocorreu antes do
tempo de 30s, pois, como já foi observado, esta ocorrência acontece na faixa dos 20s. Mesmo
assim, é possível, nas temperaturas de 520°C e 540°C, a observação de cristais das fases ζ e δ
sendo empurrados para a superfície pela reação de out-burst.
δ
Crateras
BH220. 580°C x 30s seção
transversal. 500x
BH220. 580°C x 30s seção
transversal. 1800x
BH220. 580°C x 30s Superfície.
800x
Crateras
BH220. 560°C x 30s seção
transversal. 500x
BH220. 560°C x 30s seção
transversal. 1800x
BH220. 560°C x 30s Superfície.
800x
66
FIGURA 5.32 – Fotomicrografias do revestimento GA com Substrato UBC-BH220 em 30s.
ζ e δ indo para
superfície
BH220. 540°C x 30s seção
transversal. 500x
Estrutura formada por out-burst
BH220. 520°C x 30s seção
transversal. 500x
BH220. 540°C x 30s seção
transversal. 1800x
BH220. 540°C x 30s Superfície.
800x
out-burst
BH220. 520°C x 30s seção
transversal. 1800x
BH220. 520°C x 30s Superfície.
800x
FIGURA 5.32 – Continuação
A associação da densidade de crateras com a temperatura de tratamento térmico do
revestimento GA foi feita anteriormente por Halle. P. M et al. (2001) e por O'Dell, S. P et al.
(2003), em que a presença de crateras foi considerada benéfica ao revestimento por ajudar a
conter a ocorrência de powdering. Entretanto, a existência de crateras é resultado do uso de
baixas temperaturas, o que também proporciona uma menor participação de ferro no
revestimento e a formação visível de fase Г mais discreta. Portanto, com este estudo, é
possível verificar que a existência de crateras não pode ser considerada a única responsável
pela resistência do revestimento à ocorrência de powdering, e sim a associação entre a
participação mais baixa de ferro no revestimento, com uma menor formação de fase Г e a alta
densidade de crateras.
A existência de crateras no material UBC-BH220 mesmo com a temperatura de
tratamento térmico de 580°C, confirma a maior resistência deste substrato diante da formação
de fases do revestimento GA e indica que esta temperatura, que foi considerada alta para o
material UBC-BH180 e, principalmente, para o material IF comum, não pode ser classificada
como inadequada para o material UBC-BH220. Porém, a confirmação deste fato dependerá
dos resultados do teste V-Bend, que mede a resistência do revestimento GA à ocorrência de
powdering.
67
5.3.3 Fotomicrografias do Tratamento Térmico de 40s
Para o tratamento térmico do revestimento de zinco com substrato UBC-BH220
durante 40s, pode-se verificar nas imagens da figura 5.33, da mesma forma que aconteceu no
tratamento térmico de 30s, cristais de estrutura monoclínica sendo empurrados para a
superfície após a reação de out-burst. Também é possível observar que para este tempo de 40s
com a temperatura de 580°C, a estrutura presente na superfície é mais refinada e quase não é
possível perceber a existência de crateras. E na seção transversal, é possível visualizar um
discreto crescimento da fase Г. Estas condições indicam que apesar da temperatura de 580°C
já ter sido considerada relativamente baixa, ou seja, insuficiente para este substrato, neste
caso, cujo tempo foi de 40s, esta mesma condição pode ser considerada excessiva, no entanto,
a confirmação deste fato também dependerá dos resultados do teste de V-Bend.
Г
BH220. 580°C x 40s seção
transversal. 500x
BH220. 580°C x 40s seção
transversal. 1800x
BH220. 580°C x 40s Superfície.
800x
BH220. 560°C x 40s seção
transversal. 500x
BH220. 560°C x 40s seção
transversal. 1800x
BH220. 560°C x 40s Superfície.
800x
Estrutura formada por out-burst
BH220. 540°C x 40s seção
ζ e δ indo para
superfície
BH220. 540°C x 40s seção
BH220. 540°C x 40s Superfície.
68
transversal. 500x
transversal. 1800x
800x
FIGURA 5.33 – Fotomicrografias do revestimento GA com Substrato UBC-BH220 em 40s.
BH220. 520°C x 40s seção
transversal. 500x
BH220. 520°C x 40s seção
transversal. 1800x
BH220. 520°C x 40s Superfície.
800x
FIGURA 5.33 – Continuação
5.3.4 Composição Química do Revestimento
Com os resultados da análise de composição química do revestimento com substrato
UBC-BH220, pode-se verificar que assim como os resultados deste ensaio com substrato
UBC-BH180, a temperatura de tratamento térmico possui influência significativa sobre a
concentração de ferro no revestimento. Nas figuras 5.34 e 5.35, estão os gráficos com os
resultados da concentração de ferro em função de temperatura e do tempo de tratamento
térmico, nos quais se pode observar que nem todas as condições de tratamento térmico
conseguiram atingir o percentual mínimo de 7% da participação de ferro no revestimento e
que somente as temperaturas de 560°C e 580°C atingiram este requisito em todos os tempos
de tratamento térmico. Com as análises destes dois gráficos, é possível confirmar o que foi
verificado com as análises de imagens obtidas através do MEV, a maior resistência à
transformação de fases do revestimento que o material UBC-BH220 possui em relação ao
material UBC-BH180. E ainda é possível observar um fato ocorrido que pode vir a ser uma
particularidade do material UBC-BH220: para todas as condições de tempo de tratamento
térmico na temperatura de 580°C, a concentração de ferro no revestimento ficou em torno de
11%. Diante desta observação, pode-se entender que existe um ponto de saturação de
concentração de ferro no revestimento quando o substrato é o material UBC-BH220.
69
14
UBC-BH220 - Participação de Ferro no Revestimento
em Função da Temperatura de Tratamento Térmico
13
12
11
10
Teor de Fe (%)
9
8
7
6
5
4
20s
30s
40s
3
2
1
0
520°C
540°C
560°C
580°C
20s
2, 1
8, 58
11, 47
10, 79
30s
3, 23
4, 88
10, 75
11, 87
40s
1, 88
7, 39
9, 82
11, 86
Temperatura (°C)
FIGURA 5.34 – Relação entre o teor de ferro no revestimento e temperatura de tratamento
térmico.
16
14
580°C
560°C
540°C
520°C
UBC-BH220 - Participação de Ferro no Revestimento
em Função da Tempo de Tratamento Térmico
Teor de Fe (%)
12
10
8
6
4
2
0
580°C
560°C
540°C
520°C
20s
30s
40s
10,79
11,87
11,86
11,47
10,75
9,82
8,58
2,1
4,88
3,23
7,39
1,88
Tempo de Tratamento Térmico (s)
FIGURA 5.35 – Relação entre o teor de ferro no revestimento e tempo de tratamento térmico.
70
5.3.5 Ensaio de V – Bend para avaliação de powdering
Os resultados do teste V-Bend para classificação de powdering do revestimento com
substrato UBC-BH220 mostram que entre todos os materiais ensaiados até então, este
material em questão é o que apresenta a maior resistência à ocorrência deste problema. As
figuras 5.36 e 5.37 ilustram os gráficos dos mencionados resultados, nos quais se pode
observar que a partir de 560°C começa o surgimento de desprendimento da liga de Fe-Zn, o
que caracteriza o powdering. Também é possível verificar que assim como a temperatura, o
tempo de tratamento térmico tem importante influência sobre os resultados deste teste. No
tempo de 40s, observa-se uma grande elevação no valor da classificação do teste quando o
valor da temperatura de tratamento térmico passa de 540°C, o que indica que acima desta
temperatura, o tempo de 40s é inadequado para este material. As temperaturas de 520°C e
540°C obtiveram excelentes resultados de classificação, entretanto, o valor percentual de
participação de ferro no revestimento para estas mesmas temperaturas está muito baixo,
alguns pontos, inclusive, com valores menores que o mínimo de 7%. Sendo assim, pode-se
entender que estas temperaturas também são parâmetros inadequados para o tratamento
térmico do revestimento com este substrato, restando somente os parâmetro 560°C e 580°C,
ambas com tempos de 20s e 30s com resultados aprovados.
7
UBC-BH220 - Classificação no Ensaio de powdering
em Função da Temperatura de Tratamento Térmico
Classificação
6
20s
30s
40s
5
4
3
2
1
0
20s
30s
40s
520°C
540°C
560°C
580°C
1
1
1
1
1
1
1
2
5
2
3
6
Temperatura (°C )
FIGURA 5.36 – Relação entre a classificação de powdering e temperatura de tratamento
térmico.
71
8
7
UBC-BH220 - Classificação no Ensaio de powdering
em Função do Tempo de Tratamento Térmico
580°C
560°C
540°C
520°C
Classificação
6
5
4
3
2
1
0
580°C
560°C
540°C
520°C
20s
30s
40s
2
1
1
3
2
1
6
5
1
1
1
1
Tempo de Tratamento Térmico (s)
FIGURA 5.37 – Relação entre a classificação de powdering e tempo de tratamento térmico.
Com a análise destes resultados, verifica-se que para o material com substrato UBCBH220 a melhor condição de tratamento térmico é iniciar este processo com altas
temperaturas e resfriar rapidamente.
5.3.6 Concentração de Ferro no Revestimento Versus Ocorrência de powdering
Quando se compara os resultados de concentração de ferro com a classificação do
teste de V-Bend, percebe-se que, da mesma forma como ocorreu com o material UBC-BH180,
o material UBC-BH220 apresenta uma relação entre estes resultados, porém, para os tempos
de 30s e 40s esta relação se apresenta um pouco mais forte. Os resultados do teste V-Bend
encontram-se nas figuras 5.38, 5.39 e 5.40. Com a análise destes gráficos, confirma-se a
indicação de que as melhores condições para tratamento térmico do material UBC-BH220 são
as de aquecimento rápido em altas temperaturas e resfriamento rápido, uma vez que todos os
resultados onde o percentual de ferro está acima do mínimo de 7% e os valores da
classificação do teste V-Bend estão menores ou iguais a 4 são nesta condição de tratamento
térmico.
72
Uma outra observação interessante que deve ser explicitada é a de que mesmo com os
valores máximo de ferro ficando com aproximadamente o mesmo percentual para as
temperaturas de 560°C e 580°C com os tempos de 20s, 30s e 40s, existem valores de
classificação do teste V-Bend muito diferentes. Para os tempos de 20s e 30s todos os valores
estão abaixo de 3, e para o tempo de 40s estão acima de 5. Para esta última condição, já havia
sido observado um visível desenvolvimento de fase Г na análise de imagem das
Fotomicrografias obtidas pelo MEV. E o desenvolvimento exagerado desta fase pode ser o
causador destas diferenças observadas acima, e com as análises de dissolução eletroquímica e
difração de raios-X estas diferenças provavelmente serão justificadas.
UBC-BH220 - Classificação no Ensaio de Powdering
e Concentração de Ferro em Função do Temperatura de Tratamento Térmico
5
16
14
12
10
3
8
2
% Ferro
Classificação
4
6
4
1
Classificação 20s
%FE 20s
0
2
0
520°C
540°C
560°C
580°C
Temperatura (°C)
FIGURA 5.38 - Relação entre a classificação de powdering e %Fe no revestimento para o
ciclo 20s.
73
UBC-BH220 - Classificação no Ensaio de Powdering
e Concentração de Ferro em Função do Temperatura de Tratamento Térmico
4
14
12
10
8
2
6
% Ferro
Classificação
3
4
1
Classificação 30s
%FE 30s
0
2
0
520°C
540°C
560°C
580°C
Temperatura (°C)
FIGURA 5.39 - Relação entre a classificação de powdering e %Fe no revestimento para o
ciclo 30s.
7
14
6
12
5
10
4
8
3
6
2
4
1
Classificação 40s
%FE 40s
0
% Ferro
Classificação
UBC-BH220 - Classificação no Ensaio de Powdering
e Concentração de Ferro em Função do Temperatura de Tratamento Térmico
2
0
520°C
540°C
560°C
580°C
Temperatura (°C)
74
FIGURA 5.40 - Relação entre a classificação de powdering e %Fe no revestimento para o
ciclo 40s.
5.3.7 Dissolução Eletroquímica e Resultados da Difração de Raios-X
As curvas de dissolução eletroquímica dos revestimentos com substrato UBC-BH220
apresentaram resultados semelhantes aos resultados do material UBC-BH180, incluindo a
presença do patamar referente ao efeito pseudo Г registrado para todas as condições de
tratamento térmico. As demais fases apresentaram um atraso significativo em sua
transformação nas condições em que as temperaturas de tratamentos térmicos eram menores,
nas quais os patamares de fase η são bem mais presentes. Certamente, as temperaturas
indicadas para o tratamento térmico deste material devem ser mais elevadas do que as
temperaturas indicadas para os materiais IF comum e UBC-BH180.
Na figura 5.41, estão as curvas de dissolução eletroquímica referentes ao tempo de
tratamento térmico de 20s, onde é possível perceber que, para as condições de temperaturas
iguais a 580°C e 560°C, o revestimento apresenta-se completamente transformado, sem a
presença de patamares referentes à fase η. Percebe-se ainda que a perturbação na curva que
forma um pequeno patamar referente à formação da fase Г na condição de 580°C é bem
menor na condição de 560°C. Para as outras condições de temperatura, verifica-se a
existência de grandes patamares referentes à fase η ainda presentes no revestimento
juntamente com patamares referente às demais fases que ainda estão em formação.
Г
ζ
PSE Γ
δ
Curva de dissolução eletroquímica – 580°C e 20s
75
FIGURA 5.41 – Curvas de Dissolução Eletroquímica para Tempo de Tratamento Térmico de
20s.
Г
ζ
PSE Γ
δ
Curva de dissolução eletroquímica – 560°C e 20s
PSE Γ
Г
δ
ζ
η
Curva de dissolução eletroquímica – 540°C e 20s
FIGURA 5.41 – Continuação
76
PSE Γ
Г
δ
ζ
η
Curva de dissolução eletroquímica – 520°C e 20s
FIGURA 5.41 – Continuação
Na figura 5.42, estão as curvas de dissolução eletroquímica para a condição de
tratamento térmico de 30s. Para esta condição, é possível perceber que assim como na
condição de tratamento térmico de 20s, às temperaturas de 580°C e 560°C, o revestimento foi
completamente transformado. E para as temperaturas de 540°C e 520°C, esta transformação
não ocorreu completamente. Em uma breve análise desta condição de tratamento térmico de
30s, verifica-se que em relação ao tratamento anterior de 20s, a condição em questão possui
perturbações referentes à formação dos patamares das fases do revestimento um pouco mais
aparentes.
77
Г
ζ
PSE Γ
δ
Curva de dissolução eletroquímica – 580°C e 30s
Г
ζ
PSE Γ
δ
Curva de dissolução eletroquímica – 560°C e 30s
FIGURA 5.42 – Curvas de Dissolução Eletroquímica para Tempo de Tratamento Térmico de
30s.
78
PSE Γ
Г
δ
ζ
η
Curva de dissolução eletroquímica – 540°C e 30s
PSE Γ
Г
δ
ζ
η
Curva de dissolução eletroquímica – 520°C e 30s
FIGURA 5.42 – Continuação.
79
Na figura 5.43, estão as curvas de dissolução eletroquímica para condição de
tratamento térmico de 40s. Para esta condição, verifica-se que somente na temperatura de
tratamento térmico de 520°C existe a presença da fase η. Em todas as outras curvas apresentas
há somente as três fases do revestimento GA: ζ, δ e Г. De modo geral, em todas as condições
de tratamento térmico, a temperatura de 520°C foi suficiente para transformar todo o
revestimento. Nesta mesma figura, ainda é possível observar que o patamar referente à fase Γ
é mais extenso para a temperatura de 580°C com tempo de 40s, quando comparado com as
curvas desta mesma condição de temperatura, mas com tempos de 20s e 30s. Este fato pode
explicar o porquê somente esta condição com 40s apresentou um alto valor na classificação de
powdering, apesar de todas as condições mencionadas possuírem valores de concentração de
ferro muito próximos.
ζ
PSE Γ
δ
Г
Curva de dissolução eletroquímica – 580°C e 40s
FIGURA 5.43 – Curvas de Dissolução Eletroquímica para Tempo de Tratamento Térmico de
40s.
80
ζ
PSE Γ
δ
Г
Curva de dissolução eletroquímica – 560°C e 40s
PSE Γ
Г
δ
ζ
Curva de dissolução eletroquímica – 540°C e 40s
FIGURA 5.43 – Continuação.
81
PSE Γ
Г
δ
ζ
η
Curva de dissolução eletroquímica – 520°C e 40s
FIGURA 5.43 – Continuação.
Na figura 5.44, estão os resultados obtidos através do ensaio de difração de raios-X,
juntamente com uma curva de tendência representativa dos dados em questão, nos quais se
verifica que a intensidade de fase Г presente no material UBC-BH220 é menor do que aquela
registrada para o material UBC-BH180, que, por sua vez, foi bem menor que a do material IF
comum. Esta observação confirma o que foi constatado anteriormente através de análises de
imagens do MEV e da composição química do revestimento, nas quais foi percebido que em
função da composição química do substrato, a transformação de fases do revestimento é
alterada. Entretanto, mesmo com esta diferença, a formação de fases do revestimento e as
ocorrências de powdering seguem o mesmo mecanismo: o enriquecimento de ferro no
revestimento promove o desenvolvimento da fase Г e esta por sua vez promove o aumento
das ocorrências de powdering.
Continuando com a análise dos resultados da difração de raios-X, pode-se ainda
perceber que, para este material, somente duas condições apresentaram resultados de
classificação de powdering insatisfatório. As demais condições nas quais o percentual de ferro
ficou abaixo de 12% e a intensidade de fase Г abaixo de 35, os resultados registraram valores
de classificação que chegaram ao número máximo de 3, o que seria satisfatório para
aprovação do ensaio V-Bend 60°.
82
Desenvolvimento da Fase Г em Função da Concentração de Ferro
Ocasionando as Ocorrências de Powdering UBC-BH220
7
20
16
5
14
12
4
10
3
8
Concentração de Ferro
Classificação de Powdering
18
6
6
2
4
1
2
0
0
0
5
10
15
20
25
30
35
40
45
Intensidade da Fase Г
Classificação x Intensidade
Intensidade x % Ferro
FIGURA 5.44 – Desenvolvimento da Fase Г em Função da Concentração de Ferro
Ocasionado as Ocorrências de powdering no Revestimento GA.
Na figura 5.45, estão os resultados entre a relação da intensidade da fase δ pela
intensidade da fase Г no substrato UBC-BH220, usando o mesmo critério utilizado para o
julgamento do material UBC-BH180, para o qual os resultados em que o percentual de ferro
ficou abaixo do mínimo requerido para revestimento GA, 7%, foram isolados. Os demais
dados revelaram que o material UBC-BH220 possui comportamento muito próximo do
material UBC-BH180, pois mesmo com um maior número de dados isolados, os dados não
isolados traçam uma curva de tendência representativa mostrando que quanto maior o valor da
relação δ/Γ, menor o valor de classificação de powdering.
83
Ocorrência de Powdering em Função da Relação Fase δ / Г UBC-BH220
7
Classificação de Powdering
6
5
Valores isolados,
concentração de
ferro abaixo de 7%
4
3
2
1
0
1
1,5
2
2,5
3
3,5
4
4,5
5
5,5
6
Intensidade da Fase δ / Г
FIGURA 5.45 – Ocorrência de powdering em função da relação entre as fases δ e Г do
revestimento GA.
84
5.3.8 Resumo dos Resultados dos Ensaios com Aço UBC-BH180
Na tabela V.3 estão agrupados todos os resultados obtidos nos ensaios realizados com
aço UBC-BH220. Nesta tabela é possível observar que são poucas as condições onde o
material foi classificado como aprovado, o que revela o quanto este substrato é mais sensível
as condições de tratamento térmico quando comparado aos materiais anteriores. Percebe-se
também que tanto o valore de percentual de Fe quanto a intensidade da fase Г devem possuir
valores menores que o material UBC-BH180. E da mesma forma que para o material UBCBH180, os resultados onde a fase η foi encontrada também foram classificados como ruim.
TABELA V.3 – Resultados Gerais do aço UBC-BH180
Tabela de Resultados dos Ensaios do Material UBC-BH220 - Tempo 20s
Temp. °C % Fe
σ
.Г δ/Г
σ
powdering σ
Fase η Situação
580
10,79 0,32 29
0,05
2
0,2
Não
Bom
4,3
560
11,47 0,26 24
0,03
1
0,3
Não
Excelente
4,3
Sim
540
8,58 0,30 28
0,06
1
0
Ruim
1,3
Sim
520
0,28
0,04
1
0
Ruim
2,1
12
1,7
Tabela de Resultados dos Ensaios do Material UBC-BH220 - Tempo 30s
Temp. °C % Fe
σ
Г
δ/Г
σ
powdering σ
Fase η Situação
580
11,87 0,21 32
0,04
3
0,3
Não
Bom
3,7
560
10,75 0,23 26
0,04
2
0,5
Não
Bom
4,7
Sim
540
0,05
1
0
Ruim
4,88 0,15 13
5,8
Sim
520
0,03
1
0
Ruim
3,23 0,11 20
1,6
Tabela de Resultados dos Ensaios do Material UBC-BH220 - Tempo 40s
Temp. °C % Fe
σ
Г
δ/Г
σ
powdering σ
Fase η Situação
580
11,86 0,15 39
0,04
0,8
Não
Ruim
6
3,3
560
9,82 0,10 27
0,07
0,3
Não
Ruim
5
5,0
540
7,39 0,15 23
0,02
1
0
Não
Excelente
5,6
520
0,02
1
0
Ruim
1,88 0,18
Sim
7
3,3
85
5.4 Resultados do Aço IF-FOS220.
5.4.1 Fotomicrografias do Tratamento Térmico de 20s
O material refosforado, IF-FOS220, agrega características tanto de um material IF
comum, por ter em sua composição química um alto valor de participação de nióbio e titânio,
o que lhe confere uma estrutura mais limpa e refinada; quanto a de um material UBC-BH, por
possuir grande participação de fósforo e manganês. Sendo assim, espera-se que este material
apresente uma resistência à transformação de fases maior que a do material IF comum e
menor ou igual à de um material UBC-BH.
Na figura 5.46, estão ilustradas as imagens obtidas pelo MEV das amostras
termicamente tratadas durante 20s, nas quais se pode observar que, assim como no material IF
comum, não há mais existência de crateras para as temperaturas de 580°C e 560°C. Para as
temperaturas de 520°C e 540°C é possível observar que, da mesma forma como ocorreu nos
materiais UBC-BH, o material IF-FOS220 também apresentou ocorrência de out-burst
paralelamente à difusão pela superfície do grão. E da mesma forma como foi observado nos
materiais UBC-BH, a reação de out-burst leva para a superfície grandes cristais das fases ζ e
δ.
δ
FOS220. 580°C x 20s seção
transversal. 500x
FOS220. 580°C x 20s seção
transversal. 1800x
FOS220. 580°C x 20s Superfície.
800x
FOS220. 560°C x 20s seção
transversal. 500x
FOS220. 560°C x 20s seção
transversal. 1800x
FOS220. 560°C x 20s Superfície.
800x
FIGURA 5.46 – Fotomicrografias do revestimento GA com Substrato IF-FOS220 em 20s.
86
Estrutura formada por out-burst
FOS220. 540°C x 20s seção
transversal. 500x
ζ e δ indo para
superfície
FOS220. 540°C x 20s seção
transversal. 1800x
Crater
FOS220. 540°C x 20s Superfície.
800x
out-burst
Difusão pela superfície do grão
FOS220. 520°C x 20s seção
transversal. 500x
FOS220. 520°C x 20s seção
transversal. 1800x
Crater
FOS220. 520°C x 20s Superfície.
800x
FIGURA 5.46 – Continuação.
5.4.2 Fotomicrografias do Tratamento Térmico de 30s
Na figura 5.47 estão ilustradas as imagens obtidas pelo MEV das amostras
termicamente tratadas durante 30s. Onde observa-se que para esta condição, o comportamento
das reações de transformação de fases no revestimento de zinco com substrato IF-FOS220 foi
semelhante ao que ocorreu com o tempo de 20s, com a diferença de não ser possível
visualizar a ocorrência da reação de out-burst. Este detalhe é perfeitamente explicável, pois já
foi possível verificar que para este material, o fenômeno de Out-burst ocorre na faixa de
tempo de 20s.
δ
FOS220. 580°C x 30s seção
transversal. 500x
FOS220. 580°C x 30s seção
transversal. 1800x
FOS220. 580°C x 30s Superfície.
800x
FIGURA 5.47 – Fotomicrografias do revestimento GA com Substrato IF-FOS220 em 30s.
87
δ
FOS220. 560°C x 30s seção
transversal. 500x
FOS220. 560°C x 30s seção
transversal. 1800x
FOS220. 560°C x 30s Superfície.
800x
Crateras
FOS220. 540°C x 30s seção
transversal. 500x
FOS220. 540°C x 30s seção
transversal. 1800x
FOS220. 540°C x 30s Superfície.
800x
FOS220. 520°C x 30s seção
transversal. 1800x
FOS220. 520°C x 30s Superfície.
800x
Estrutura formada por out-burst
FOS220. 520°C x 30s seção
transversal. 500x
FIGURA 5.47 – Continuação.
5.4.3 Fotomicrografias do Tratamento Térmico de 40s
Na figura 5.48 estão ilustradas as imagens obtidas pelo MEV das amostras
termicamente tratadas durante 40s. Onde foi possível verificar a formação visível da fase Г
para a temperatura de 580°C, assim como perceber que à medida que a temperatura é
acrescida, a quantidade e tamanho das irregularidades da superfície, conhecidas como
crateras, diminuem até desaparecerem por completo à temperatura de 560°C, diferentemente
do que aconteceu com o material IF comum no mesmo tempo de 40s quando já na
temperatura de 520°C não era mais possível visualizar a presença de crateras. As crateras
formadas à temperatura de 520°C e que reduzem de tamanho à temperatura de 540°C,
desaparecendo acima desta temperatura, são muito profundos, chegando quase a atingir a
superfície do substrato. Fato que não seria problema para a proteção contra corrosão que o
88
revestimento faz sobre o substrato, pois falhas menores que 10µm seriam facilmente cobertas
pelo efeito galvânico.
FOS220. 580°C x 40s seção
transversal. 500x
Г visível
FOS220. 580°C x 40s seção
transversal. 1800x
FOS220. 580°C x 40s Superfície.
800x
FOS220. 560°C x 40s seção
transversal. 500x
FOS220. 560°C x 40s seção
transversal. 1800x
FOS220. 560°C x 40s Superfície.
800x
Crateras profundas
FOS220. 540°C x 40s seção
transversal. 500x
FOS220. 540°C x 40s seção
transversal. 1800x
FOS220. 540°C x 40s Superfície.
800x
Crateras profundas
10µm
FOS220. 520°C x 40s seção
transversal. 500x
ζ e δ indo para
superfície
FOS220. 520°C x 40s seção
transversal. 1800x
Crateras profundas
FOS220. 520°C x 40s Superfície.
800x
FIGURA 5.48 – Fotomicrografias do revestimento GA com Substrato IF-FOS220 em 40s.
89
5.4.4 Composição Química do Revestimento
Os resultados da análise de composição do revestimento com substrato IF-FOS220
revelam que para o tempo de tratamento térmico de 20s existe um atraso na difusão de ferro
do substrato para o revestimento nas temperaturas de 520°C e 540°C, porém, após esta faixa
de temperatura, a difusão de ferro é acelerada. Esta ocorrência indica que somente a reação de
out-burst não é suficiente para difundir a quantidade de ferro necessária para compor a liga do
revestimento GA, e que somente após a intensificação da ocorrência de outro mecanismo de
difusão em paralelo à reação de out-burst é que o revestimento alcança o valor percentual de
ferro necessário para a formação de liga no revestimento.
Nas figuras 5.49 e 5.50, estão os gráficos com os resultados da composição química
do revestimento em função do tempo e da temperatura de tratamento térmico. Nos quais podese verificar, além do que já foi comentado, que nas temperaturas de 560°C e 580°C existe um
gradual enriquecimento de ferro no revestimento, que se apresenta de forma quase linear e
com valores muito próximos entre si. Esta ocorrência indica que para este substrato as
temperatura de 560°C e 580°C produzem o mesmo efeito sobre o revestimento GA.
16
IF- FOS220- Participação de Ferro no Revestimento
em função da Temperatura de Tratamento Térmico
14
Teor de Fe (%)
12
10
8
6
4
20s
30s
40s
2
0
520°C
540°C
560°C
580°C
20s
3,19
5,32
10,06
10,73
30s
7,6
9,43
11,3
12,28
40s
8,53
10,12
10,98
12,05
Temperatura (°C)
FIGURA 5.49 – Relação entre o teor de ferro no revestimento e temperatura de tratamento.
90
16
14
IF- FOS220- Participação de Ferro no Revestimento
em Função da Tempo de Tratamento Térmico
Teor de Fe (%)
12
10
8
6
580°C
560°C
540°C
520°C
4
2
0
580°C
560°C
540°C
520°C
20s
30s
40s
10, 73
10, 06
5, 32
3, 19
12, 28
11, 3
9, 43
12, 05
10, 98
10, 12
7, 6
8, 53
Tempo de Tratamento Térmico (s)
FIGURA 5.50 – Relação entre o teor de ferro no revestimento e tempo de tratamento térmico.
5.4.5 Ensaio de V – Bend para avaliação de powdering
O teste de classificação quanto à resistência ao powdering do material de substrato IFFOS220 revestido mostrou que para as temperaturas de 520°C até 560°C, os tempos de
tratamento térmico de 20s e 30s possuem o mesmo efeito sobre o material, pois os resultados
neste ensaio foram os mesmos.
Nas figuras 5.51 e 5.52, estão os resultados da classificação que o material obteve no
teste V-Bend em função da temperatura e do tempo de tratamento térmico. Nos gráficos
representados nestas figuras, é possível observar, além do que já foi comentado, que a
temperatura de 540°C aparece como um ponto limite, e a partir deste limite os valores
registrados para a classificação aumentam rapidamente.
Assim como os ensaios dos substratos anteriores, os resultados deste teste para o
revestimento com substrato IF-FOS220 mostram que a influência da temperatura de
tratamento térmico é mais representativa que o tempo de tratamento.
91
8
IF-FOS220 - Classificação no Ensaio de powdering
em Função da Temperatura de Tratamento Térmico
7
Classificação
6
5
4
3
2
20s
30s
40s
1
0
20s
30s
40s
520°C
540°C
560°C
580°C
1
1
1
1
3
3
3
7
1
2
4
6
Temperatura (°C)
FIGURA 5.51 – Relação entre a classificação de powdering e temperatura de tratamento
térmico.
9
8
IF- FOS220 - Classificação no Ensaio de powdering
em Função do Tempo de Tratamento Térmico
580°C
560°C
540°C
520°C
Classificação
7
6
5
4
3
2
1
0
580°C
560°C
540°C
520°C
20s
30s
40s
3
3
7
3
6
4
1
1
2
1
1
1
Tempo de Tratamento Térmico (s)
FIGURA 5.52 – Relação entre a classificação de powdering e tempo de tratamento térmico
.
5.4.6 Concentração de Ferro no Revestimento Versus Ocorrência de powdering
92
O material revestido com substrato IF-FOS220 comportou-se durante os testes como o
material mais resistente à ocorrência de powdering quando comparado aos demais materiais:
IF comum, UBC-BH180 e UBC-BH220. Neste material, a relação entre a classificação do
teste V-Bend e a concentração de ferro é a mais direta pesquisada. Este fato pode ser
percebido ao observar as figuras 5.53, 5.54 e 5.55, nas quais pode-se verificar através de
análises dos gráficos, que em somente duas condições o valor de classificação de powdering
ultrapassou o valor máximo de 4 e que nestas duas ocasiões o valor de participação de ferro
no revestimento ficou acima de 12%. Dessa forma, essa ocorrência confirma novamente que
um bom valor de concentração de ferro para um revestimento GA está entre os valores de
10% e 12%.
IF-FOS220 - Classificação no Ensaio de Powdering
e Concentração de Ferro em Função do Temperatura de Tratamento Térmico
5
16
14
12
10
3
8
2
% Ferro
Classificação
4
6
4
1
Classificação - 20s
%FE - 20s
0
2
0
520°C
540°C
560°C
580°C
Temperatura (°C)
FIGURA 5.53 – Relação entre a classificação de powdering e %Fe no revestimento para o
ciclo 20s.
93
IF-FOS220 - Classificação no Ensaio de Powdering
e Concentração de Ferro em Função do Temperatura de Tratamento Térmico
8
14
7
12
10
5
8
4
6
3
% Ferro
Classificação
6
4
2
Classificação - 30s
%FE - 30s
1
0
2
0
520°C
540°C
560°C
580°C
Temperatura (°C)
FIGURA 5.54 – Relação entre a classificação de powdering e %Fe no revestimento para o
ciclo 30s.
7
14
6
12
5
10
4
8
3
6
2
4
1
Classificação - 40s
%FE - 40s
0
% Ferro
Classificação
IF-FOS220 - Classificação no Ensaio de Powdering
e Concentração de Ferro em Função do Temperatura de Tratamento Térmico
2
0
520°C
540°C
560°C
580°C
Temperatura (°C)
FIGURA 5.55 – Relação entre a classificação de powdering e %Fe no revestimento para o
ciclo 40s.
94
5.4.7 Dissolução Eletroquímica e Resultados da Difração de Raios-X
Os resultados do ensaio de dissolução eletroquímica do revestimento GA com
substrato IF-FOS220 confirmaram que este material possui maior resistência à difusão de
ferro que o material IF comum, mas pelas curvas de dissolução eletroquímica percebe-se que
esta resistência à difusão é menor quando comparada aos materiais UBC-BH180 e UBCBH220. Este fato pode ser percebido caso sejam comparados os patamares de fase η presentes
nas curvas de dissolução dos três materiais: UBC-BH180, UBC-BH220 e IF-FOS220. Os
patamares referentes à fase η nas curvas de dissolução eletroquímica do material IF-FOS220
são mais discretos.
Na figura 5.56, estão as curvas de dissolução eletroquímica para a condição de
tratamento térmico com tempo de 20s, nas quais é possível perceber a existência de patamares
referentes à fase η nas temperaturas de 540°C e 520°C. A existência destes patamares indica
que o revestimento não está completamente transformado, confirmando as análises de
composição química que registraram valores menores que 7% de ferro para estas condições.
As demais condições, 560°C e 580°C, além de transformarem completamente todo o
revestimento, obtiveram boa classificação no ensaio de powdering, ou seja, estas duas últimas
condições de temperatura seriam adequadas para aplicação no tratamento térmico deste
material.
PSE Г
ζ
Г
δ
Curva de dissolução eletroquímica – 580°C e 20s
FIGURA 5.56 – Curvas de Dissolução Eletroquímica para Tempo de Tratamento Térmico de
20s – Substrato IF-FOS220.
95
PSE Г
Г
ζ
δ
Curva de dissolução eletroquímica – 560°C e 20s
PSE Г
Г
δ
ζ
η
Curva de dissolução eletroquímica – 540°C e 20s
FIGURA 5.56 – Continuação.
96
PSE Г
Г
δ
ζ
η
Curva de dissolução eletroquímica – 520°C e 20s
FIGURA 5.56 – Continuação.
Na figura 5.57, estão as curvas de dissolução eletroquímica para a condição de
tratamento térmico com tempo de 30s, nas quais é possível verificar que somente na condição
de temperatura de 520°C não ocorreu a completa transformação do revestimento. Esta
condição apresentou na análise de composição química 7,6% de ferro, e apesar de possuir o
mínimo de ferro necessário para ser considerado um revestimento GA, ainda possui uma
pequena participação de fase η.
As demais condições de tratamento térmico foram completamente transformadas, mas
somente as condições de temperaturas de 560°C e 540°C obtiveram boa classificação no
ensaio de powdering realizado anteriormente. O fato da condição de tratamento térmico com
temperatura de 580°C ter sido reprovada no teste V-Bend 60° pode, mais uma vez, assim
como nas ocorrências anteriores, ser relacionado ao desenvolvimento da fase Г, que para esta
condição apresenta um patamar mais desenvolvido que as outras.
97
PSE Г
ζ
Г
δ
Curva de dissolução eletroquímica – 580°C e 30s
PSE Г
Г
ζ
δ
Curva de dissolução eletroquímica – 560°C e 30s
FIGURA 5.57 – Curvas de Dissolução Eletroquímica para Tempo de Tratamento Térmico de
30s – Substrato IF-FOS220.
98
PSE Г
Г
ζ
δ
Curva de dissolução eletroquímica – 540°C e 30s
PSE Г
Г
δ
ζ
η
Curva de dissolução eletroquímica – 520°C e 30s
FIGURA 5.57 – Continuação.
99
Na figura 5.58, estão as curvas de dissolução eletroquímica para a condição de
tratamento térmico com tempo de 40s. Nesta condição, não ocorreu o surgimento de
patamares da fase η nas curvas de dissolução, e em todas as condições de temperatura neste
tempo de 40s o revestimento foi todo transformado. Quanto à classificação que as amostras de
cada condição receberam no teste V-Bend 60°, verifica-se que as amostras reprovadas foram
novamente aquelas, cujas condições apresentaram patamares de fase Г mais desenvolvidas, ou
seja, as amostras da condição de 580°C. As outras temperaturas de tratamento térmico
apresentaram bons resultados e mostraram-se apropriadas para o tratamento térmico deste
material com o tempo de 40s.
PSE Г
ζ
Г
δ
Curva de dissolução eletroquímica – 580°C e 40s
FIGURA 5.58 – Curvas de Dissolução Eletroquímica para Tempo de Tratamento Térmico de
40s – Substrato IF-FOS220.
100
PSE Г
ζ
Г
δ
Curva de dissolução eletroquímica – 560°C e 40s
PSE Г
ζ
Г
δ
Curva de dissolução eletroquímica – 540°C e 40s
FIGURA 5.58 – Continuação.
101
PSE Г
ζ
Г
δ
Curva de dissolução eletroquímica – 520°C e 40s
FIGURA 5.58 – Continuação.
Na figura 5.59, estão os resultados obtidos através da análise de difração de raios-x
para o revestimento com substrato IF-FOS220, associados aos resultados de classificação de
powdering e concentração de ferro no revestimento. Com esses resultados é possível verificar
que este material foi entre todos os outros materiais analisados, o que apresentou resultados
com comportamento mais linear, observado nas curvas de tendência representativa, tanto para
relação classificação de powdering x intensidade da fase Г, quanto para a relação intensidade
de fase Г x concentração de ferro no revestimento. Quanto ao desenvolvimento da fase Г, o
comportamento deste material foi muito parecido com o do material UBC-BH180. Ambos
possuem valores máximos de intensidade próximos a 45 e a partir da intensidade de 35,
inicia-se um aumento significativo de resultados, cujos valores de classificação de powdering
estão acima de 3.
102
8
16
7
14
6
12
5
10
4
8
3
6
2
4
1
2
0
Concentração de Ferro
Classificação de Powdering
Desenvolvimento da Fase Г em Função da Concentração de Ferro
Ocasionando as Ocorrências de Powdering - IF-FOS220
0
15
20
25
30
35
40
45
50
Intensidade da Fase Г
Classificação x Intensidade
Intensidade x % Ferro
FIGURA 5.59 – Desenvolvimento da Fase Г em Função da Concentração de Ferro
Ocasionado as Ocorrências de powdering no Revestimento GA.
Na figura 5.60, são mostrados os resultados da relação entre a intensidade da fase δ e a
fase Γ no material IF-FOS220. Neste ensaio, foi utilizado o mesmo critério de avaliação
empregado anteriormente, sendo os pontos referentes a valores que não atingiram percentual
de ferro maior que 7% isolados, no intuito de que para não interferissem na curva de
tendência. Analisando os demais pontos, é possível observar que os resultados da
classificação de powdering tendem a ser maiores que 4 a partir do ponto em que o valor
resultante da relação δ/ Г fica menor que 5. Os resultados desta relação entre fases para o
material IF-FOS220 é a mais clara entre todos os materiais pesquisados, e nos quais se pode
observar que a curva de tendência representativa traçada é a que mais se aproxima dos pontos
de valores registrados no gráfico.
103
Ocorrência de Powdering em Função da Relação Fase δ / Г IF-FOS220
8
Classificação de Powdering
7
6
5
Valores isolados,
concentração de
ferro abaixo de 7%
4
3
2
1
0
2
2,5
3
3,5
4
4,5
5
5,5
6
6,5
Intensidade da Fase δ / Г
FIGURA 5.60 – Ocorrência de powdering em função da relação entre as fases δ e Г do
revestimento GA.
104
5.4.8 Resumo dos Resultados dos Ensaios com Aço IF-FOS220
Na tabela V.4 estão agrupados todos os resultados obtidos nos ensaios realizados com
aço IF-FOS220. Nesta tabela é possível observar que os resultados para este material estão
muito próximos aos resultados obtidos para o material UBC-BH180, tanto para os percentuais
de Fe quanto para as intensidades de fase Г onde o material foi aprovado recebendo a
classificação de bom ou excelente.
TABELA V.4 – Resultados Gerais do aço IF-FOS220
Tabela de Resultados dos Ensaios do Material IF-FOS220 - Tempo 20s
Temp. °C % Fe
σ
Г
δ/Г
σ
powdering σ
Fase η Situação
580
10,73 0,22 35
0,08
3
0,3
Não
Bom
5,0
560
10,06 0,24 35
0,07
3
0,3
Não
Bom
5,4
540
0,03
1
0
Ruim
5,32 0,35 17
Sim
5,8
520
0,05
1
0
Ruim
3,19 0,18 18
Sim
2,6
Tabela de Resultados dos Ensaios do Material IF-FOS220 - Tempo 30s
Temp. °C % Fe
σ
Г
δ/Г
σ
powdering σ
Fase η Situação
580
12,28 0,23 44
0,05
0,3
Não
Ruim
7
3,8
560
11,3 0,28 39
0,03
3
0,5
Não
Bom
5,0
540
9,43 0,13 29
0,08
1
0
Não
Excelente
6,2
520
7,6
0,15 21
0,07
1
0
Ruim
Sim
6,0
Tabela de Resultados dos Ensaios do Material IF-FOS220 - Tempo 40s
Temp. °C % Fe
σ
Г
δ/Г
σ
powdering σ
Fase η Situação
0,8
580
12,05 0,13 44
0,09
Não
Ruim
6
4,0
560
10,98 0,20 37
0,04
0,3
Não
Ruim
4
4,7
540
10,12 0,25 36
0,05
2
0
Não
Bom
5,0
520
8,53 0,16 29
0,04
1
0
Não
Excelente
4,7
105
CAPÍTULO – 6 CONCLUSÕES
As conclusões obtidas com este estudo foram listadas na mesma ordem que foram
discutidas no desenvolvimento deste trabalho:
Não existe relação entre as trincas superficiais do revestimento e as ocorrências de
powdering, uma vez que entre os materiais que apresentaram trincas existem materiais
aprovados e não aprovados no teste V-Bend.
Não foi encontrada nenhuma relação entre as ocorrências de out-burst e a baixa
resistência do material quanto à ocorrência de powdering, pois com exceção do material IF
comum todos os outros materiais apresentaram ocorrência de out-burst e tiveram amostras
aprovadas e não aprovadas no teste V-Bend.
Sobre a relação entre a presença de crateras e a ocorrência de powdering, foi possível
verificar que a existência das crateras ocorrem em materiais tratados termicamente com
temperaturas baixas, o que também prove baixas concentrações de ferro e minimiza a
intensidade da fase Г. Portanto a redução das ocorrências de powdering não estão somente
relacionadas a existência de crateras e sim a soma de um conjunto de fatores.
Sobre a influência da temperatura e tempo de tratamento térmico sobre o material,
pode-se verificar que para cada substrato há uma temperatura ideal de trabalho e que a mesma
possui efeitos mais significativos que o tempo de tratamento térmico, mas não foi possível
determinar qual o peso que cada parâmetro tem em relação ao outro por não existir correlação
constante.
A concentração de ferro no revestimento possui fundamental importância para a
qualidade do mesmo e é um dos fatores fundamentais de controle para a ocorrência de
powdering, assim como visto na literatura pesquisada, uma concentração de ferro com valores
entre 10% a 11%, apresentou bons resultados quanto a ocorrência de powdering, para todos os
mátrias pesquisados.
Pode-se encontrar através de pesquisas mais aprofundadas um eficiente método de
medição do risco de ocorrência de powdering, dividindo o valor da intensidade da fase δ pelo
valor de intensidade da fase Г. Estando todo revestimento transformado, quanto maior o
resultado desta divisão menor será o risco de ocorrer powdering no revestimento. E para cada
material, com diferentes substratos, este valor terá pontos ótimos diferentes.
A conclusão final sobre as ocorrências de powdering, concorda com o que visto na
literatura pesquisada, ou seja, elevadas temperatura de tratamento térmico promovem um
excesso de participação de Fe no revestimento, o que produz a redução da fase δ em função
106
do alto desenvolvimento da fase Г. Este desenvolvimento da fase Г ocorreu de forma
diferenciada entre os materiais pesquisados em função da diferença composição química
existente entre os substratos.
107
CAPÍTULO – 7 REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS
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performance of galvanneal In: MECHANICAL WORKING AND STEEL PROCESSING
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Bake-Hardening GA Sheet Steel In: GALVATECH INTERNATIONAL CONFERENCE
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Warrendale: Association for Iron and Steel Technology
[3] CHENG, C.C. Galvannealing behavior and coating performance of Ti-IF and Nb-Ti-IF
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2000, Toronto, Ontário. Proceedings. Warrendale: Iron and Steel Society, 2000.
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Science Forum, Vols 155-156, pp. 527-548, 1994.
[5] LIMA, H. R., 41º Congresso de Laminação da ABM, Joinvile-SC, 2004.
[6] GELLINGS, P.J., G. GIEMAN, D. KOSTER and J. KUIT In: Z. Matallkde 1974.
[7] LOUREIRO, C.R.O., Caracterização Microestrutural de Revestimentos em Aços
Galvanizados a Quente, Dissertação de mestrado, 106 folhas, UFMG, 1999.
[8] FUJII, S., NISHIMURA, K. Effect of coating layer morphology on the powdering
resistance of galvannealed steel sheets In: GALVANIZED STEEL SHEET FORUM
AUTOMOTIVE, 2000, London. Conference reprints. London: IOM Communications, 2000.
[9] MOON, M.B., et al. Effect of P content and texture of substrate on galvannealing
behavior of hot dip galvannealed steel sheets In: GALVATECH INTERNATIONAL
CONFERENCE ON ZINC AND ZINC ALLOY COATED STEEL SHEET, 6, 2004,
Chicago. Proceedings. Warrendale: Association for Iron and Steel Technology.
[10] TAIRA, SHOICHIRO. STEEL RESEARCH LABORATORY, JFE STEEL
CORPORATION. Effect of Substrate Pretreatment on Galvannealing Behavior of
Phosphorous Added Steel. International Conference on Zinc and Zinc Alloy Coated Sheet
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[11] CHATTOPADHYAY, R.N., et al. An overview of product development activities in
coated product Tata Search, p.402-407, 2004.
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on powdering resistance of galvannealed steel sheet In: WORLD MATERIALS CONGRESS,
1988, Chicago. Corrosion-resistant automotive sheet steels: proceedings of a conference.
Chicago: ASM International, 1988.
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processing and properties of galvannealed steel sheet Detroit: SAE, 2001. 7p. SAE Technical
paper series 2001-01-0084
[14] O'DELL, S.P., CHARLES, J., RANDLE, V. The formation of craters within the
galvanneal coating and their effects on processing properties In: Orlando. INTERNATIONAL
ROLLING CONFERENCE, 8, 2003, Indiana.
[15] ANGERMAYER, P., MAYR, M., ANGELI, J., FARDEL, J., Identification of Zn-Fe
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Combination with Electrochemical Preparation. Voest-Alpine, Research & Development
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[16] CHENG, C.C., GALVATECH INTERNATIONAL CONFERENCE ON ZINC AND
ZINC ALLOY COATED STEEL SHEET, 1995
[17] QUEIROZ, F. M., COSTA, I. Congresso anual da ABM – Internacional 2004 São Paulo,
Brasil.
108