CRISTINA DE CARVALHO ARES ELISEI CARACTERIZAÇÃO MECÂNICA E MICROESTRUTURAL DE UM AÇO DE BAIXO CARBONO Tese apresentada à Faculdade de Engenharia do Campus de Guaratinguetá, Universidade Estadual Paulista, para a obtenção do título de Doutor em Engenharia Mecânica na área de Projetos e Materiais. Orientador: Prof. Dr. Marcelo dos Santos Pereira Guaratinguetá 2008 E431c Elisei, Cristina de Carvalho Ares Caracterização mecânica e microestrutural de um aço de baixo carbono. / Cristina de Carvalho Ares Elisei.- Guaratinguetá : [s.n.], 2008. 188f.: il. Bibliografia: f. 182-188 Tese (doutorado) – Universidade Estadual Paulista, Faculdade de Engenharia de Guaratinguetá, 2008. Orientador: Prof. Dr. Marcelo dos Santos Pereira 1. Estrutura multifásica 2. Estrutura bifásica 3. Estrutura bainítica 4. Aço de baixo carbono I. Título CDU 669.14 DADOS CURRICULARES CRISTINA DE CARVALHO ARES ELISEI NASCIMENTO 20.05.1968 – CRUZEIRO / SP FILIAÇÃO Laudelino Ares Diñeiro Onira de Carvalho Ares 1989/1994 Curso de Graduação Engenharia Mecânica, na Faculdade de Engenharia do Campus de Guaratinguetá da Universidade Estadual Paulista. 2001/2004 Curso de Pós-Graduação em Engenharia Mecânica, nível de Mestrado, na Faculdade de Engenharia do Campus de Guaratinguetá da Universidade Estadual Paulista. Dedico este trabalho ao meu Marido e aos meus Filhos AGRADECIMENTOS Em primeiro lugar, agradeço a Deus, fonte da vida e da graça. Agradeço pela minha vida, minha inteligência, minha família e meus amigos. Ao meu amigo e orientador, Prof. Dr. Marcelo dos Santos Pereira, que jamais deixou de me incentivar. Sem a sua orientação, amizade e auxílio, o estudo aqui apresentado seria praticamente impossível. Às Funcionárias da Biblioteca, em especial à Ana Maria, do Campus de Guaratinguetá, pela dedicação, presteza e principalmente pela vontade de ajudar. Às Secretárias da pós-graduação, Regina, Elisa, Cristina e ao Secretário Sidney pela dedicação e alegria no atendimento. Aos Funcionários e Técnicos do Departamento de Materiais e Tecnologia da FEG/UNESP, pela amizade, apoio e colaboração. A todos os Professores, do Departamento de Materiais e Tecnologia da FEG/UNESP, pela amizade, apoio e colaboração. Ao CTA/IAE/AMR, por intermédio de Dr. Dalcy Roberto dos Santos e do Engenheiro Rogério Duque Gonçalves, pela realização das microscopias eletrônicas de varredura. Ao DEMAR/EEL / USP, por intermédio de Prof. Dr. Carlos Antônio Reis Baptista e ao Técnico Francisco Paiva, pela disponibilização do Laboratório de Ensaios Mecânicos para a realização dos ensaios de tração. Ao IEAV/CTA/ITA, pelo Físico Dr. Walter Miyakawa, pela realização das microscopias de força atômica. À Amsted – Maxion, pelo Eng. Marco Antônio Baptistella, pela realização da análise de composição química. À Proterm, pelo Eng. Luciano Micheletto, pela realização dos tratamentos térmicos em banho de sal. Ao amigo Prof. Dr. Antônio Jorge Abdalla, pela amizade e por toda a ajuda dispensada com tanta disposição e entusiasmo. Aos alunos de iniciação científica, Douglas, Ana Paula, Rafael e Priscila que ajudaram na preparação das amostras e nas análises metalográficas. Aos amigos da sala da Pós-Graduação, em especial à Gisélia, Cândida, Aluísio Gabriela e Rogério. Este trabalho contou com apoio da CAPES A Ciência produziu gigantes no mundo físico, mas meninos no território da emoção. Augusto Cury ELISEI, C. C. A. Caracterização Mecânica e Microestrutural de um Aço de Baixo Carbono. 2008, Tese (Doutorado em Engenharia Mecânica) – Faculdade de Engenharia do Campus de Guaratinguetá, Universidade Estadual Paulista, Guaratinguetá, 2008. RESUMO As necessidades do mercado por materiais mais resistentes e econômicos resultaram na pesquisa e desenvolvimento de novos aços. Neste contexto surgiram os aços de alta resistência e baixa liga que podem ter microconstituintes diferenciados dependendo do processamento térmico ou termomecânico aplicado. Por meio desses processamentos, a formação de estruturas multifásicas, bainíticas ou bifásicas tem sido conseguida. Este trabalho tem como objetivo caracterizar o efeito de diferentes tratamentos térmicos sobre as propriedades mecânicas obtidas do ensaio de tração e impacto e microestruturais de um aço microligado com baixo teor de carbono e silício. Para isto, foi realizado um tratamento de austenitização a partir de 950ºC, seguido de tratamento isotérmico a 500ºC para a obtenção do constituinte bainítico. Para a obtenção da estrutura multifásica foram realizados dois tratamentos de recozimento intercrítico (760ºC e 800ºC) seguidos de tratamento isotérmico a 500ºC por dois tempos de permanência (3 e 10 minutos), foram também realizados dois tratamentos de têmpera intercrítica (760ºC e 800ºC) para obtenção da estrutura bifásica foram realizados. Para a caracterização microestrutural foram utilizadas a microscopia óptica, eletrônica de varredura e de força atômica. Foram necessárias a utilização de diferentes reagentes químicos (Nital a 2%, metabissulfito de sódio, LePera e a técnica de Heat tinting), para a identificação das fases por microscopia óptica. O nital foi utilizado para realçar os contornos de grão tanto para a realização da microscopia eletrônica de varredura, microscopia de força atômica, assim como para a realização das medidas de tamanho e grão ferrítico. Pelos resultados obtidos pode-se verificar a obtenção das estruturas desejadas de cada tratamento, principalmente de austenita retida partindo-se de um aço com baixo teor de silício e alumínio e que pequenas variações nos microconstituintes podem afetar as propriedades mecânicas do material. Pode-se também observar e identificar as fases obtidas nos tratamentos térmicos com o auxílio das técnicas de microscopia utilizadas. ELISEI, C. C. A. Mechanical and Microstructural Characterization of a Low Carbon Steel. 2008, Thesis (Doctorate in Mechanical Engineering) – College of Engineering, Campus of Guaratinguetá, São Paulo State University, Guaratinguetá, 2008. ABSTRACT The needs of the industries by more strength and economic materials have been generated research and development of new steels. In this context came the high-strength and low alloy steels that may have different constituents depending on the heat processing or thermomechanical applied. Through these processes the formation of multiphase, bainitics or dual-phases structures have been achieved. This study aimed to characterize the effect of different treatments on the mechanical properties obtained from the testing of tensile and impact of a steel and microstructural microalloy low carbon and silicon. For this was done a treatment of austempering to 950°C followed by isothermal treatment to 500ºC to obtain the bainitic constituent. To obtain the structure of multiphase two intercritical treatments (760°C and 800°C) followed by isothermal treatment to 500ºC for two times (3 and 10 minutes) were made. And two quenching treatments (760°C and 800°C) to obtain the dual phase structure were made. For the microstructural characterization were used optical microscopy, electronic scanning and atomic force. As required the use of different chemical etchants (nitric acid to 2%, sodium metabisulphite, LePera and the heat tinting technique) to identify the phases through optical microscopy, and the nitric acid was used to highlight the grain for both attainment of scanning electron microscopy, atomic force microscope, as well as to carry out the measures of grain size and ferritic. Through the results can be the achievement of desired structures of each treatment mainly the verification of obtaining retained austenite on steel with low silicon and aluminum and that small variations in microconstituents can affect the mechanical properties of the material . You can also observe and identify the phases obtained in the heat treatments with the aid of microscopy techniques already mentioned. LISTA DE FIGURAS FIGURA 1.1 Painéis de cobertura desenvolvidos no projeto ULSAC. 29 FIGURA 1.2 Porta produzida no projeto ULSAC. 30 FIGURA 1.3 Exemplos de utilização de tubulações de aço, em: (a) detalhe do transporte e colocação dos tubos, (b) linhas percorrendo longas distâncias e (c) tubulação sendo utilizada para extração de petróleo em alto mar. 33 FIGURA 3.1 Comparação entre um aço bifásico com dois aços de alta resistência baixa liga (GUIMARÃES, PAPALÉO,1981). 36 FIGURA 3.2 Comparação entre resistência à tração e alongamento para vários tipos de aços (AUTO / STEEL PARTNERSHIP, 2000). 37 FIGURA 3.3 Comparação entre limite de escoamento e alongamento de vários tipos de aços utilizados no projeto ULSAB-AVC (ULSAB-AVC OVERVIEW REPORT, 2002). 38 FIGURA 3.4 Curva característica do ensaio de impacto de Charpy (FINN, 1990). 44 FIGURA 3.5 Inclusões de sulfeto de manganês (MnS) e resultado obtido por EDS (SILVA, 2004). 50 FIGURA 3.6 Representação esquemática das características microestruturais da formação da bainita (HONEYCOMBE E BHADESHIA, 1995). 52 FIGURA 3.7 Representação da transformação bainítica para um aço 0,4%C – 1% Cr, a partir de uma austenização total, em três temperaturas diferentes (HONEYCOMBE E BHADESHIA, 1995). 53 FIGURA 3.8 Evolução da fração volumétrica de bainita, a partir dos resultados de dilatometria para os aços 0,16%C-0,38%Si-1,30%Mn e 0,29%C-1,40%Si-1,50%Mn. (FIGURAS 3.6 a e 3.6 b, respectivamente) (JACQUES E GIRAULT, 1999). 54 FIGURA 3.9 Representação esquemática do diagrama CTT apresentando a formação de bainita granular (caminho I), bainita superior (caminho II) e bainita inferior (caminho III) (BRAMFITT E SPEER, 1999). 55 FIGURA 3.10 Representação esquemática do gradiente de concentração de carbono na fronteira ferrita-austenita durante o crescimento da bainita (BRAMFITT E SPEER, 1990). 56 FIGURA 3.11 Representação esquemática das faixas de temperaturas em que aparecem os três tipos de bainita para um aço Ni-Cr-Mo-V durante resfriamento contínuo (OHMORI, KUNITAKE, 1971). 57 FIGURA 3.12 Representação esquemática das faixas de temperatura em que aparecem os três tipos de bainita em um aço Ni-Cr-Mo-V durante tratamento isotérmico. (OHMORI E KUNITAKE, 1971). 57 FIGURA 3.13 Utilização do reagente de LePera para caracterização microestrutural por meio de microscopia óptica (GIRAULT e colaboradores, 1998). 60 FIGURA 3.14 Utilização da técnica de heat tinting para revelar estrutura de um aço (TIMOKHINA, HODGSON E PERELOMA, 2004). 61 FIGURA 3.15 Efeito da temperatura na tenacidade (página CIMM, Internet, 2007). 64 FIGURA 3.16 Critérios de temperatura de transição obtidos por ensaio Charpy (página CIMM, Internet, 2007). 65 FIGURA 3.17 Representação da fratura obtida após ensaio Charpy (ORTEGA, 2006). 67 FIGURA 3.18 Inclusão localizada no centro da fratura (HAUSILD e colaboradores, 2002). 69 FIGURA 3.19 Fotomicrografias obtidas por microscopia eletrônica de varredura dos corpos-de-prova de tração rompidos, de um aço com 0,097%C: (a) fratura totalmente dúctil com poucas áreas de clivagem, (b) fratura completamente dúctil marcada por dimples, (c) fratura totalmente frágil marcada por clivagem (BAYRAM, 1999). 71 FIGURA 3.20 Representação esquemática dos tratamentos térmicos realizados nas amostras de tração (BAYRAM, 1999). 72 FIGURA 3.21 Esquema de um microscópio de luz refletida. No detalhe a prensa usada para alinhar as amostras (GOLDESTEIN, página Internet, 2007). 75 FIGURA 3.22 Origem de alguns sinais e volume de interação (MALISKA, página Internet, 2007). 77 FIGURA 3.23 Informações sobre a superfície e estrutura do aço API 5L X80, sendo que em: (a) com aumento de 5000 X tem-se regiões de ferrita e carbonetos (bainita ou perlita fina) e constituinte MA; (b) detalhe do microconstituinte MA com aumento de 25000 X. (c) o mesmo constituinte MA com aumento de 65000vezes (RAMÍREZ, 2007). 78 FIGURA 3.24 Microscopia de força atômica de um aço multifásico de baixo carbono (YÁÑEZ, 2001). 82 FIGURA 3.25 Deflexão do cantilever operando em não-contato e em contato 82 FIGURA 3.26 Regimes de operação (ZANETTE, 1997) 83 FIGURA 3.27 Imagem topográfica tridimensional obtida pela técnica de AFM (ALVES et al., 2005). 84 FIGURA 3.28 Indentação deixada na microestrutura do aço (FURNÉMONT et al., 2001). 84 FIGURA 4.1 Espectrômetro de Emissão Óptica, fabricado pela ARL modelo 3460 de 30 canais. 86 FIGURA 4.2 Amostras padronizadas. 87 FIGURA 4.3 Marcas deixadas pelo queimador na amostra. 88 FIGURA 4.4 Representação esquemática do corpo-de-prova para ensaio em tração. 89 FIGURA 4.5 Dimensões dos corpos-de-prova para o ensaio de impacto. 91 FIGURA 4.6 Amostras amarradas para tratamento térmico: sendo a amostra da esquerda para o ensaio de impacto e a da direita para o ensaio de tração. 93 FIGURA 4.7: Forno de pré-aquecimento e de banho de sal, respectivamente. 95 FIGURA 4.8 Forno utilizado para tratamento térmico na UNESP. 95 FIGURA 4.9 Rota de tratamento para obtenção da estrutura bifásica. 96 FIGURA 4.10 Rota de tratamento térmico para a obtenção da estrutura (a) multifásica e (b) bainítica. 97 FIGURA 4.11 Máquina de tração MTS 81023M. 101 FIGURA 4.12 Máquina para ensaio de impacto do tipo Charpy. 102 FIGURA 4.13 (a) Dispositivo de criogenia sendo abastecido com nitrogênio líquido e (b) detalhe do dispositivo. 103 FIGURA 4.14 Microscópio eletrônico de varredura Léo 435 VPi. 104 FIGURA 4.15 Microscópio óptico. 109 FIGURA 4.16 Microscópio eletrônico de varredura 111 FIGURA 4.17 Microscópio de força atômica. 112 FIGURA 5.1 Fotomicrografia obtida por MO do material tratado na condição Mult 800 10. Ampliação de 500X. Ataque químico: Nital 2%. 117 FIGURA 5.2 Fotomicrografia obtida por MO do material tratado na condição Mult 760 3. Ampliação de 500X. Ataque químico: Nital 2%. 118 FIGURA 5.3 Fotomicrografia obtida por MO do material tratado na condição Mult 760 3. Ampliação de 1000X. Ataque químico: metabissulfito de sódio 10% 119 FIGURA 5.4 Fotomicrografia obtida por MO do material tratado na condição Mult 800 3. Ampliação de 500X. Ataque químico: metabissulfito de sódio 10%. 120 FIGURA 5.5 Fotomicrografia obtida por MO do material tratado na condição Mult 800 3. Ampliação de 500X. Ataque químico: LePera. 123 FIGURA 5.6 Fotomicrografia obtida por MO do material tratado na condição Bain. Ampliação de 500X. Ataque químico: LePera. 123 FIGURA 5.7 Fotomicrografia obtida por MO do material Forn. Ampliação de 500X. Ataque químico: LePera. 124 FIGURA 5.8 Fotomicrografia obtida por MO do material tratado na condição Mult 800 10. Ampliação de 1000X. Ataque químico: LePera. 125 FIGURA 5.9 Fotomicrografia obtida por MO do material tratado na condição Mult 760 3. Ampliação de 500X. Ataque químico: LePera. 126 FIGURA 5.10 Fotomicrografia obtida por MO do material tratado na condição Mult 800 3. Ampliação de 500X. Ataque químico: heat tinting. 126 FIGURA 5.11 Fotomicrografia obtida por MO do material tratado na condição Mult 760 10. Ampliação de 1000X. Ataque químico: heat tinting. 127 FIGURA 5.12 Fotomicrografia da condição 760ºC com tempo de permanência na temperatura isotérmica de 10 minutos, onde é evidenciado o fato da formação de carbonetos e/ou sulfetos. 130 FIGURA 5.13 Fotomicrografia obtida por MEV do material tratado na condição Mult 760 3. Ampliação de 5940X. Ataque químico: Nital 2%. 134 FIGURA 5.14 Fotomicrografia obtida por MEV. Ampliação de 8000X. Ataque químico: Nital 2%. 134 FIGURA 5.15 Fotomicrografia obtida por MEV do material tratado na condição 760 10. Ampliação de 4440X. Ataque químico: Nital 2%. 135 FIGURA 5.16 Fotomicrografia obtida por MEV. Ampliação de 15000X. Ataque químico: Nital 2% 135 FIGURA 5.17 Fotomicrografia obtida por MEV do material tratado na condição Bain. Ampliação de 2520X. Ataque químico: Nital 2%. 136 FIGURA 5.18 Fotomicrografia obtida por MEV. Ampliação de 5220X. Ataque químico: Nital 2%. 137 FIGURA 5.19 Fotomicrografia obtida por MEV do material tratado na condição Bif 760. Ampliação de 3060X. Ataque químico: Nital 2%. 138 FIGURA 5.20 Fotomicrografia obtida por MEV do material tratado na condição Bif 800. Ampliação de 5220X. Ataque químico: Nital 2%. 139 FIGURA 5.21 Fotomicrografia obtida por MEV. Ampliação de 10580X. Ataque químico: Nital 2%. 139 FIGURA 5.22 Fotomicrografia obtida por MEV do material tratado na condição Mult 800 3 . Ampliação de 3680X. Ataque químico: Nital 2%. 140 FIGURA 5.23 Fotomicrografia obtida por MEV. Ampliação de 4230X. Ataque químico: Nital 2%. 141 FIGURA 5.24 Fotomicrografia obtida por MEV do material tratado na condição Mult 800 10. Ampliação de 2260X. Ataque químico: Nital 2%. 142 FIGURA 5.25 Fotomicrografia obtida por MEV. Ampliação de 4230X. Ataque químico: Nital 2%. 142 FIGURA 5.26 Comparação dos resultados do ensaio de Charpy. 155 FIGURA 5.27 Mudança nas propriedades do ensaio de Charpy com o teor de carbono (Adaptado de YOUNG e colaboradores, 2001). 156 FIGURA 5.28 Microscopia eletrônica de varredura da superfície de fratura das amostras do ensaio de tração. Mult 760 3. 159 FIGURA 5.29 Microscopia eletrônica de varredura da superfície de fratura das amostras do ensaio de tração. Mult 760 10. 160 FIGURA 5.30 Microscopia eletrônica de varredura da superfície de fratura das amostras do ensaio de tração. Mult 760 10. 160 FIGURA 5.31 Microscopia eletrônica de varredura da superfície de fratura das amostras do ensaio de tração. Bain. 161 FIGURA 5.32 Microscopia eletrônica de varredura da superfície de fratura das amostras do ensaio de tração. Bain. 162 FIGURA 5.33 Microscopia eletrônica de varredura da superfície de fratura das amostras do ensaio de tração. Bif 760. 163 FIGURA 5.34 Microscopia eletrônica de varredura da superfície de fratura das amostras do ensaio de tração. Bif 760. 163 FIGURA 5.35 Fratura mista (SARWAR, 2007). 164 FIGURA 5.36 Microscopia eletrônica de varredura da superfície de fratura das amostras do ensaio de tração. Forn. 165 FIGURA 5.37 Microscopia eletrônica de varredura da superfície de fratura das amostras do ensaio de tração. Mult 800 10. 166 FIGURA 5.38 Microscopia eletrônica de varredura da superfície de fratura das amostras do ensaio de tração. Mult 800 10. 166 FIGURA 5.39 Microscopia eletrônica de varredura da superfície de fratura das amostras do ensaio de tração. Mult 800 3. 167 FIGURA 5.40 Microscopia eletrônica de varredura da superfície de fratura das amostras do ensaio de tração. Mult 800 3. 168 FIGURA 5.41 Microscopia eletrônica de varredura da superfície de fratura das amostras do ensaio de tração. Bif 800. 169 FIGURA 5.42 Microscopia eletrônica de varredura da superfície de fratura das amostras do ensaio de tração. Bif 800. 169 FIGURA 5.43: Inclusões não-metálicas e grãos de martensita na parte superior dos dimples (PRAHL et al, 2007). 170 FIGURA 5.44: Análise topográfica utilizando-se MFA pelo segmento AB. Condição: Bifásica 800ºC. 172 FIGURA 5.45: Análise topográfica utilizando-se MFA pelo segmento CD. Condição: Bifásica 800ºC. 172 FIGURA 5.46: Imagem topográfica tridimensional obtida por microscopia de força atômica. 173 FIGURA 5.47: Análise topográfica utilizando-se MFA pelo segmento AB. Condição: Bainítico. 174 FIGURA 5.48: Análise topográfica utilizando-se MFA pelo segmento CD. Condição: Bainítico. 174 FIGURA 5.49: Imagem topográfica tridimensional obtida por microscopia de força atômica. 175 FIGURA 5.50: Análise topográfica utilizando-se MFA pelo segmento AB. Condição: Mult 760 3. 176 FIGURA 5.51: Análise topográfica utilizando-se MFA pelo segmento CD. Condição: Mult 760 3. 177 FIGURA 5.52: Fotomicrografia obtida por MFA. 177 FIGURA 5.53: Imagem topográfica tridimensional obtida por microscopia de força atômica. 178 LISTA DE TABELAS TABELA 1.1 Materiais do projeto ULSAB. 31 TABELA 3.1 Resultados obtidos por meio de ensaio de tração das amostras de aços bifásicos de um aço carbono SAE 1045 (YAZICI, 2003). 41 TABELA 3.2 Efeito da temperatura do recozimento intercrítico sobre o tamanho do grão (YAZICI, 2003). 42 TABELA 4.1 Composição química. 85 TABELA 5.1 Análise de composição química. 113 TABELA 5.2 Frações volumétricas da ferrita, da bainita e do constituinte MA obtidas dos diferentes tratamentos térmicos. 128 TABELA 5.3 Propriedades mecânicas obtidas pelo ensaio de tração 144 TABELA 5.4: Composição química e propriedades mecânicas dos aços API 5L (HIPPERT, 2004). 150 TABELA 5.5: Resultados dos ensaios de impacto 154 SUMÁRIO LISTA DE FIGURAS LISTA DE TABELAS Resumo Abstract 1 INTRODUÇÃO 25 2. OBJETIVOS 34 3 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA 35 3.1 Aços Bifásicos 35 3.2 Aços TRIP de Baixa Liga 46 3.2.1 Estabilidade da Austenita Retida 50 3.3 Aços Bainíticos 52 3.3.1 Bainita Formada por Resfriamento Contínuo 55 3.4 Ataques Químicos 59 3.5 Propriedades Mecânicas 63 3.5.1 Ensaio de Impacto 63 3.5.2 Critérios para Determinação da Temperatura de Transição 65 3.5.3 Ensaio de Tração 71 3.6 Microscopia 75 3.6.1 Microscopia Óptica 75 3.6.2 Microscopia Eletrônica de Varredura 77 3.6.3 Microscopia de Força Atômica 80 4 MATERIAIS E MÉTODOS 86 4.1 Materiais 86 4.2 Análise da Composição Química 87 4.3 Corpos-de-Prova 90 4.3.1 Confecção dos Corpos-de-Prova para o Ensaio de Tração 90 4.3.2 Confecção dos Corpos-de-Prova para o Ensaio de Impacto 91 4.4 Tratamentos Térmicos 93 4.5 A Fórmula de Andrews 99 4.6 Ensaio Mecânico de Tração 102 4.7 Ensaio Mecânico de Impacto Charpy V-Notch (CVN) 103 4.8 Análise de Fratura 105 4.9 Exames Metalográficos 106 4.9.1 Preparação das Amostras 106 4.9.2 Ataques Químicos 108 4.9.3 Técnicas de Caracterização Microestrutural 110 4.9.3.1 Microscopia Óptica 110 4.9.3.2 Microscopia Eletrônica de Varredura 113 4.9.3.3 Microscopia de Força Atômica 112 5 RESULTADOS E DISCUSSÃO 113 5.1 Análise da Composição Química 111 5.2 Caracterização Microestrutural 115 5.2.1 Análise Qualitativa 115 5.2.1.1 Microscopia Óptica 116 Nital 116 Metabissulfito de sódio 118 LePera 120 Heat Tinting 124 5.2.1.2 Análise Quantitativa 127 5.2.2 Microscopia Eletrônica de Varredura 133 5.3 Propriedades Mecânicas 143 5.3.1 Ensaio de Tração 143 5.3.2 Ensaio de Impacto de Charpy 154 5.4 Fractografia 159 5.5 Análise por Microscopia de Força Atômica 171 6 CONCLUSÕES E SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS 179 6.1 Conclusões 179 6.2 Sugestões para trabalhos futuros 180 REFERÊNCIAS 182 25 CAPÍTULO 1 INTRODUÇÃO O grande uso do aço pode ser atribuído às suas notáveis propriedades, à abundância das matérias-primas necessárias à sua produção e ao seu preço competitivo. O aço pode ser produzido com uma enorme variedade de características que podem ser bem controladas, de modo a atender um certo uso específico. O produto final pode ser algo como um bisturi cirúrgico, um arranha-céu, uma ponte gigantesca ou um petroleiro, um reator nuclear ou um fogão. O aço é uma liga de natureza complexa e sua definição não é simples, visto que os aços comerciais não são simplesmente ligas binárias e podem, em função de adições de elementos de liga aliados ou não a processamentos termomecânicos e/ou térmicos adequados, assumir formas diferentes, tais como ARBL (Aços Alta Resistência Baixa Liga) que ainda podem conter alto ou baixo teor de carbono, os multifásicos, os aços com ultra-baixo teor de carbono com interstícios livres (Interstitial - Free Steels – IF). De fato, apesar dos seus principais elementos de liga serem o ferro e o carbono, eles contêm sempre outros elementos secundários, presentes devido aos processos de fabricação. Nestas condições, pode-se definir o aço como sendo uma liga de Ferro-Carbono, contendo geralmente de 0,008% até aproximadamente 2,11% de carbono, além de certos elementos secundários, como silício, manganês, fósforo e enxofre, presentes devido aos processos de fabricação, sendo que na indústria são chamados de elementos residuais. As vantagens dos aços ligas, sobre os aços carbono são: maior temperabilidade, menor distorção, menor granulação, maior tensão de escoamento e maior resistência mecânica em baixas e altas temperaturas. As maiores desvantagens 26 são o maior custo, maior dificuldade de tratamentos térmicos em alguns casos, tendência à formação de austenita retida e possível fragilização do material. Aços microligados são desenvolvidos a partir de aços de baixo carbono, com pequenas adições de elementos de liga. Estes aços apresentam como principais características uma alta resistência mecânica em relação aos aços de uso geral, resistência à corrosão atmosférica, ao choque e à fadiga, além de apresentarem uma maior relação entre limite de escoamento e limite de resistência à tração sem perda apreciável da ductilidade. São de fácil produção por deformação a frio ou a quente e, posteriormente, ainda podem ser trabalhados por deformação, dobramento, corte, solda, etc. De modo geral, estes aços proporcionam uma grande economia de material na estrutura, pois são mais leves, a um custo muito reduzido. Os principais fatores que afetam as propriedades mecânicas são: a composição química, tamanho de grão, histórico termomecânico do material, estado triaxial de tensões e velocidade de deformação da estrutura durante tratamento termomecânico. Quando se trata do tamanho de grão na microestrutura do aço, nota-se sua influência nas propriedades mecânicas, tais como a resistência, tenacidade e a ductilidade. Quanto menor o tamanho de grão, maior é o número de obstáculos, devido aos contornos, portanto, mais resistente o aço se torna (JACOBS, 1996). Nos aços ARBL, os grãos finos, são obtidos através do endurecimento por precipitação de carbonetos de vanádio, nióbio ou titânio, que acontecem durante os tratamentos térmicos, proporcionando um maior limite de escoamento (BORDIGNON, et al, 1995). O sentido de laminação das chapas tem fundamental importância, pois, devido à deformação de laminação, ocorre o acúmulo de discordâncias nos 27 contornos de grão produzindo uma estrutura irregular que dificulta a movimentação das discordâncias. As descontinuidades dos contornos de grãos são desviadas dos seus planos e direções de crescimento em função do alinhamento e inclusões resultando em valores de tenacidade diferenciados. Os elementos de liga de um aço podem modificar as suas características, tanto no processo de obtenção da liga, ainda na aciaria das siderúrgicas, obtendo-se, por exemplo, boa resistência mecânica e dureza combinada com ductilidade e tenacidade, como podem alterar a microestrutura durante uma transformação de fase, em tratamentos témicos ou isotérmicos. Alguns elementos entram na solução substituindo o ferro no reticulado cristalino, ou seja, solução sólida substitucional, onde o ferro é substituído por um dos elementos, silício, níquel, alumínio, zircônio, fósforo e cobre. Ou ainda por solução sólida intersticial, isto é, entram na solução ficando nos interstícios da estrutura cristalina, como carbono, nitrogênio, oxigênio, boro e hidrogênio. Os elementos intersticiais causam problemas nos aços de baixo carbono, que serão deformados em temperaturas em torno de 250 – 300ºC. Nessas temperaturas, o carbono e o nitrogênio aumentam o limite de escoamento do aço e diminuem a tenacidade, devido ao fenômeno da fragilidade ao azul. Os elementos de liga que são formadores de carbonetos e nitretos podem eliminar este fenômeno. Há mais de um século são realizadas pesquisas em metalurgia física dos aços e ainda assim existem pontos obscuros sobre a física dos processos e propriedades desses materiais. As diferentes formas alotrópicas do ferro e os múltiplos mecanismos de transformação de fase conferem ao aço uma enorme versatilidade, exibindo uma variedade muito rica de microconstituintes e uma ampla gama de propriedades que podem ser exploradas industrialmente. Os aços bifásicos são obtidos por meio de tratamentos térmicos intercríticos. Suas propriedades, tais como, alta resistência mecânica, alta ductilidade e boa 28 conformabilidade, tornaram estes aços um atrativo para as indústrias, que poderiam utilizá-los em vários setores. Os aços bifásicos formados essencialmente por ferrita e martensita podendo possuir pequenas frações de outros constituintes. Em 1994, após análise de estudos estatísticos sobre o avanço do uso de materiais alternativos que substituiriam o aço na construção de veículos, a indústria do aço organizou um consórcio denominado projeto ULSAB – Ultra Light Steel Auto Body, e comissionou a Porche Engineering Services, Inc. (PES) para conduzir um estudo a fim de determinar se uma carroceria substancialmente leve, feita exclusivamente de novos aços, poderia ser projetada. O resultado foi surpreendente. Em relação à média dos dez mais importantes carros da classe sedan 4 portas, tomados como referência, chegou-se a uma redução de peso da ordem de 25%. Somou-se a esse resultado um elevado aumento da segurança dado pelos coeficientes de rigidez em torção (80%) e dobramento (52%), assim como do conforto (www.usiminas.com.br/share/imagem/0/115/115.gif, acesso 30/10/2007). O principal objetivo do setor automobilístico, nos últimos anos, é a redução do peso dos veículos de modo a reduzir o consumo de combustível e também a emissão de gases que contribuem para o efeito estufa. A segurança e resistência ao impacto são requisitos que fazem parte do novo conceito de veículo a ser desenvolvido nos próximos anos (ANDRADE et al, 2002). Em continuação ao Programa ULSAB, e, objetivando estender seus resultados na produção de painéis automotivos de cobertura, foi criado um novo projeto, nos mesmos moldes que o anterior, para desenvolver exclusivamente painéis de cobertura, como os da Figura 1.1 que, além de mais leves, fossem estruturalmente otimizados e passíveis de fabricação a custos competitivos, dando origem ao Projeto ULSAC – Ultra Light Steel Auto Closures. Para este novo projeto foi proposta a utilização dos aços HSLA, os “aços de última geração de alta 29 resistência” – AHSS entre os quais encontram-se os Dual Phase – DP, de Transformation Induced Plasticity – TRIP, Complex Phase – CP e os Martensíticos – MART. Os AHSS são aços multifásicos que podem conter em sua microestrutura ferrita, martensita, bainita e/ou austenita retida, em função dos elementos de liga e do processo de fabricação pelo qual foram obtidos (ANDRADE et al, 2002). Figura 1.1: Painéis de cobertura desenvolvidos no projeto ULSAC (adaptada de ULSAB- AVC OVERVIEW REPORT, 2002). O ULSAC, em sua fase inicial, desenvolveu projetos conceituais para portas, capôs e tampas traseiras (convencional e hatches) que foram até 32% mais leves que a média das peças tomadas como referência, e 10% mais leves que a melhor do grupo, mantendo ainda as restritivas metas de desempenho estrutural. Esses excelentes resultados também foram conseguidos com o uso de aços de alta e ultra-alta resistência, combinados com tecnologias como tailored welded blanks e hidroconformação. 30 Na segunda fase do projeto foi feita a validação de uma das portas, do tipo sem moldura (frameless), avaliada na fase conceitual. Essa porta foi escolhida por ser um dos exemplos representativos dos painéis de cobertura para o qual foram desenvolvidos estudos conceituais. Na validação, essa porta mostrou-se 22% mais leve que a melhor porta convencional avaliada; 33% mais leve que a média das portas avaliadas e 42% mais leve que a média de sua categoria (portas sem moldura) como representado na Figura 1.2. Esses resultados foram conseguidos sem comprometer a segurança ou desempenho estrutural e sem aumento de custos. Figura 1.2: Porta produzida no projeto ULSAC para demonstração dos conceitos desenvolvidos (adaptada de ULSAB-AVC OVERVIEW REPORT, 2002). O desafio maior do programa ULSAB surgiu quando foi criado o projeto ULSAB-AVC (Advanced Vehicle Concepts), onde estão presentes todos os conceitos desenvolvidos nos projetos ULSAB e ULSAC, no desenvolvimento de uma nova arquitetura de veículos. O ULSAB-AVC procurou desenvolver os conceitos de uma família de veículos que, além do uso intensivo do aço e de técnicas modernas de fabricação, também incorporou as restritivas exigências de emissão de 31 poluentes e de segurança (americana e européia) do ano de 2004 (página CIMM, Internet, 2007). Para que as metas ambiciosas do projeto ULSAB-AVC fossem atendidas, além de um projeto envolvendo as mais modernas técnicas de fabricação de automóveis, deveria ser adotado o uso intensivo de aços de alta e ultra-alta resistência, numa proporção bastante superior à do projeto ULSAB original, e jamais utilizada em veículos comerciais, conforme ilustrado na Tabela 1.1. Tabela 1.1: Materiais utilizados no projeto ULSAB e previstos no ULSAB-AVC. ������� � ��� ������ � ��� ���������� � ������ ���� � �� ���� � ��� ��� ���� ��� ����� � �� � �� ���� ����� �� �� ���� ����� ��� ��� ������ ��� ���� O Programa ULSAB tem se firmado como um divisor de águas no cenário automotivo internacional. Como uma conseqüência do Programa, desenhou-se um novo relacionamento envolvendo montadoras e a indústria do aço. As montadoras têm, cada vez mais, interagido com seus fornecedores para desenvolver soluções baseadas no aço, como um material que continuará a oferecer rotas economicamente equilibradas para a redução de peso sem comprometer a segurança, desempenho e manufatura. Assim como a indústria automobilística faz grande uso dos aços, a indústria de tubulação para a indústria de petróleo também o faz. Esses aços são classificados segundo a API (American Petroleum Institute) em função de sua composição química e resistência mecânica. 32 Os aços utilizados especificamente na fabricação de tubos para linhas de transmissão seguem a classificação API 5L (Specification for Line Pipe Steel) (HIPPERT, 2004). Por exemplo, no aço API 5L X80, os dois últimos dígitos após a letra X especificam o limite de escoamento mínimo do material igual a 80ksi (550 MPa). Observar-se na Figura 1.3, os dutos utilizados para transportar óleo, petróleo e gás natural por longas distâncias, sendo exposto às vezes a altas pressões necessitando para isto alta tenacidade e resistência à tração. Isto levou a um aumento na demanda por aços estruturais de alta resistência e boa tenacidade a baixas temperaturas, tais como os aços ARBL de classificação API (SILVA, 1986). Esses materiais são aços microligados que apresentam (em sua forma original mais simples) microestrutura típica de ferrita-perlita. Sua composição é similar a de um aço baixo carbono, mas com micro-adições de elementos de liga de aproximadamente 0,1% Ni, Ti ou V para garantir propriedades mecânicas superiores (HIPPERT, 2004). 33 (a) (b) (c) Figura 1.3: Exemplos de utilização de tubulações de aço, em (a) detalhe do transporte e colocação dos tubos, (b) linhas percorrendo longas distâncias e (c) tubulação sendo utilizada para extração de petróleo em alto mar. 34 CAPÍTULO 2 OBJETIVOS • Definir rotas de tratamentos térmicos para obtenção de estruturas bainíticas, bifásicas e multifásicas, a partir de um aço microligado de baixo teor de carbono e silício; • Caracterização mecânica através de ensaios de tração e impacto; • Caracterização microestrutural através de microscopia óptica, eletrônica de varredura e de força atômica; • Utilização dos reagentes químicos nital, metabissulfito de sódio, Le Pera e a técnica de heat tinting, para a identificação e quantificação das fases presentes após os tratamentos térmicos. 35 CAPÍTULO 3 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA 3.1 AÇOS BIFÁSICOS A partir do conceito empregado em materiais compostos ou conjugados desenvolveram-se os aços bifásicos (CAIRMS e CHARLES, 1967), através da coexistência das fases ferrítica e martensítica em ligas Fe-C. Apesar de possuírem composição química similar aos aços de alta resistência e baixa liga (ARBL), a microestrutura é formada por duas fases, sendo uma matriz ferrítica, que é responsável pela ductilidade do material e a outra formada por ilhas de martensita, responsável pela resistência mecânica do material. Porém, Magnabosco (2002) constatou que outros constituintes também estão presentes nesta estrutura, tais como bainita, austenita retida e perlita. Observando-se as curvas de tensão-deformação da Figura 3.1, em que é realizada uma comparação entre um aço bifásico com dois aços ARBL, nota-se que o aço bifásico atinge níveis de resistência mecânica compatíveis aos de um aço ARBL com tensão de escoamento de 650 MPa, possuindo também valores de escoamento e alongamento semelhantes aos do aço ARBL com limite de escoamento de 350 MPa. Pode-se notar também que o escoamento descontínuo está ausente no gráfico do aço bifásico, sendo esta uma das características deste material, em função da presença do constituinte martensítico. Os aços bifásicos apresentam escoamento contínuo em função da presença de alta densidade de discordâncias móveis, introduzidas na ferrita por deformação plástica pelo crescimento da martensita. Essas discordâncias são capazes de mover- 36 se sobre baixas tensões aplicadas e aumentam em função das zonas de escoamento preferenciais, promovendo o escoamento contínuo. Figura 3.1: Comparação entre um aço bifásico com dois aços de alta resistência baixa liga (adaptada de GUIMARÃES, PAPALÉO, 1981). Como os aços bifásicos apresentam grande utilização na indústria automobilística, podem-se comparar pelas Figuras 3.2 e 3.3, suas características às de outros aços que também têm grande utilização no setor. Comparando-se os aços bifásicos aos aços IF, na Figura 3.2, nota-se que a alta taxa de alongamento dos aços IF é seguida por uma baixa resistência à tração, enquanto os aços bifásicos apresentam uma boa relação entre limite de resistência à tração e alongamento, sendo esta uma boa característica para materiais que serão utilizados na indústria automobilística. Conseqüentemente, o limite de escoamento 37 dos aços bifásicos são superiores aos aços IF mantendo ainda uma taxa de alongamento muito boa. Além disso, os aços endurecidos por tratamento térmico apresentam níveis de resistência à tração elevados, porém com baixos níveis de alongamento, se comparados aos aços bifásicos. Figura 3.2: Comparação entre resistência à tração e alongamento para vários tipos de aços (adaptada de AUTO / STEEL PARTNERSHIP, 2000). Uma classificação utilizada para definir os aços utilizados no projeto ULSAB é definir a linha que separa os aços de baixa resistência e os aços de alta resistência pelo limite de escoamento LE � 210 MPa para aços de baixa resistência enquanto que aços de ultra alta resistência apresentam valores de LE � 550MPa como pode ser observado na Figura 3.3. 38 Figura 3.3: Comparação entre limite de escoamento e alongamento de vários tipos de aços utilizados no projeto ULSAB-AVC (adaptada de ULSAB-AVC OVERVIEW REPORT, 2002). As chapas utilizadas pela indústria automobilística são geralmente produzidas por laminação controlada e diferentes rotas de recozimento. Aquecimentos rápidos elevam a temperatura das chapas para uma temperatura de recozimento acima de Ac1 na região intercrítica, em que coexistem austenita e ferrita, região na qual a estrutura se torna uma mistura de ferrita e austenita. As chapas são levadas à temperatura de recozimento intercrítico e então temperadas. A faixa de temperaturas para a têmpera é escolhida de acordo com o nível de resistência desejado para o produto final. Altas temperaturas de recozimento levam a uma grande quantidade de austenita que se transforma em martensita durante o resfriamento rápido. Manganês, cromo e molibdênio são adicionados como elementos de liga para assegurar dureza suficiente durante o resfriamento rápido no qual a austenita se transforma em martensita. A taxa de resfriamento e a quantidade de austenita que foi formada no recozimento é que determinam a fração volumétrica de ilhas de austenita que se transformam em martensita (OLIVER, 2006). O grande impulso no desenvolvimento tecnológico dos aços bifásicos ocorreu quando pesquisadores japoneses, europeus e norte-americanos enfatizaram as suas 39 principais propriedades mecânicas. Foi demonstrado que o tratamento térmico intercrítico reduz o limite de escoamento do aço e aumenta a ductilidade, sem ocasionar diminuições nos níveis de resistência mecânica (HAYAMI, FURUKAWA, 1977; RASHID, 1976; PEREIRA, 2004). Para a obtenção de aços bifásicos com microestruturas diferentes, têm sido aplicados dois tipos de tratamentos térmicos em aços de baixo teor de carbono, o recozimento intercrítico e a tempêra em degrau (YAZICI e colaboradores, 2003). O recozimento intercrítico consiste no aquecimento do aço, a partir da temperatura ambiente, até as temperaturas na região � + � do diagrama Fe-C, seguido de resfriamento do aço a partir da região intercrítica, em que coexistem a estrutura de ferrita e austenita coexistem, em uma taxa de resfriamento suficientemente alta para a transformação da austenita em martensita. Além disso, adicionando-se silício e manganês a esses aços obtém-se altos valores de coeficiente de encruamento, ductilidade e resistência à fadiga. Akisue e Usuda (1993) verificaram que esse tipo de material é perfeitamente aplicado na fabricação de rodas e em partes automotivas que necessitem de conformabilidade aliada à resistência à fadiga. Baixa resistência à deformação e alta resistência à tração, em relação aos aços de baixo carbono convencional, maior vida em fadiga, diminuição de fratura frágil, são características dos aços bifásicos. Possuem, também, altas taxas de encruamento nos primeiros estágios da deformação plástica e boa ductilidade durante a conformação mecânica, resistindo às condições de estampagem. Em conseqüência, os aços bifásicos mostram-se com importantes vantagens para a redução de peso de componentes automotivos, e conseqüentemente um aumento na eficiência do 40 consumo do combustível, melhores acelerações e frenagens devido a uma menor inércia (SARWAR, 1999). Sarwar e colaboradores (2007) trabalharam com um aço bifásico de baixo carbono composto de uma matriz ferrítica dúctil e uma fase dura de martensita com fração volumétrica em torno de 20-30%. Este tipo de aço e esta proporção microestrutural são responsáveis por uma combinação peculiar e particular entre ductilidade e resistência que o torna uma opção promissora para a indústria automobilista. Tayanç e colaboradores (2007) estudaram várias temperaturas de recozimento intercrítico para determinar o efeito fração volumétrica da fase de martensita nas propriedades de fadiga de aços bifásicos com 0,08%C, 0,36%C e 0,38%C. Concluíram que como resultado do tratamento térmico, esses aços apresentaram martensita equiaxial ao redor dos grãos de ferrita, e que a fração volumétrica da martensita aumenta com o aumento da temperatura de recozimento. Porém, a resistência à fadiga não apresenta um aumento linear com o aumento da fração volumétrica de martensita para o estudo em questão a maior resistência à fratura foi observada para recozimento a 760ºC. Yazici (2003) estudou as propriedades de resistência à tração dos aços bifásicos, resultados obtidos estão na Tabela 3.1. Os aços fornecidos receberam tratamentos térmicos para obtenção da estrutura bifásica em condições diferenciadas, e assim classificados em aços TI (Recozimento Intercrítico), TD (Têmpera em Degrau) e TIR (Temperado Intercriticamente e Revenido). Estes aços exibem alta plasticidade e resistência mecânica, quando comparados ao material como fornecido. 41 TABELA 3.1: Resultados obtidos por meio de ensaio de tração das amostras de aços bifásicos de um aço carbono SAE 1045 (YAZICI, 2003). Tensão de escoamento [MPa] Resistência a Tração [MPa] Relação LE/RT Alongamento [%] Normalizado 388,9 443,7 0,87 22,4 1) 760°C / 40 min 446,3 682,3 0,65 9,8 2) 790°C / 40 min 407,5 613,9 0,66 15,7 3) 820°C / 40 min 390,1 555,8 0,7 19,3 4) 760°C / 60 min 435,9 671,8 0,64 10,7 5) 790°C / 60 min 395,4 580,6 0,68 20,7 6) 820°C / 60 min 387,6 553,2 0,7 21,2 1) 760°C / 40 min 408,5 589 0,69 13,2 2) 790°C / 40 min 457,4 745,1 0,61 11,2 3) 820°C / 40 min 510,6 784,4 0,65 8,4 1) 760°C / 40 min 403,3 513,7 0,78 20,8 2) 790°C / 40 min 434,4 593,2 0,73 17,7 3) 820°C / 40 min 470,9 558,6 0,84 19,4 4) 760°C / 40 min 395,6 519,6 0,76 21,01 5) 790°C / 40 min 415,1 556,1 0,74 22,06 6) 820°C / 40 min 438,7 573,4 0,76 23,1 TIR Tratamento térmico TI TD TIR Pela análise dos dados obtidos na Tabela 3.1, verifica-se que o mais alto valor de resistência à tração alcançado na condição TI ocorreu na temperatura intercrítica de 760°C, sendo esta a temperatura mais baixa para esta condição. Este fato está diretamente relacionado com o tamanho de grão do material. Elevando-se a temperatura de têmpera intercrítica provoca-se um aumento no tamanho médio do grão de ferrita (Tabela 3.2), passando de 4,21μm para 7,43μm, em tempo de manutenção de 40 minutos. Outro fator importante neste aspecto é que, quanto menor a temperatura do tratamento realizado, menor a quantidade de austenita, e, conseqüentemente, menor quantidade de martensita. Porém, essa martensita resultante apresenta elevado teor de carbono e menor dureza. 42 TABELA 3.2: Efeito da temperatura do recozimento intercrítico sobre o tamanho do grão ferrítico (YAZICI, 2003). Tamanho do grão (μm) 1) 760°C / 40 min 4,21 2) 790°C / 40 min 7,43 3) 820°C / 40 min 8,32 4) 760°C / 60 min 5,43 5) 790°C / 60 min 8,16 6) 820°C / 60 min 9,87 TRATAMENTO TÉRMICO TI Jiang et al. (1993) apresentam um estudo no qual verificaram que a elasticidade dos materiais decresce com o aumento do tamanho de grão. Bag et al. (2003) explicam que estruturas grosseiras de martensita causam um decréscimo na resistência dos aços bifásicos, mesmo com o aumento da fração volumétrica da martensita. Por outro lado, o alongamento dos corpos-de-prova na condição TI aumenta dependendo da fração volumétrica e do tamanho do grão da martensita, e alcança o maior valor por volta de 0,5μm. Estas observações, não são verdadeiras para aços da condição TD, pois com o aumento da fração volumétrica da martensita, o alongamento desses materiais decresce (YAZICI, 2003). O escoamento contínuo é observado nos aços das condições TI e TD, sendo esta uma característica dos aços bifásicos. A deformação plástica contínua nesses tipos de aços ocorre em virtude da: a) Transformação da austenita em martensita introduzir uma alta densidade de discordâncias na matriz de ferrita adjacente; e b) Tensão residual na martensita. 43 Porém, Cimenoglu e Kayali (1990) observam que o limite de escoamento é descontínuo em aços bifásicos seguido de alívio da tensão e da taxa de deformação. Este efeito é atribuído à tensão de deformação agindo sobre o material. Al Abbasi e Nemes (2006) investigaram, para um aço com 0,09%C, 1,5%Mn, 0,9%Si, 0,06%Cr, 0,08%Ni, 0,005%S, 0,01%P, 0,004%Mo, 0,005%N, 0,04%Cu, com estrutura bifásica, a influência da fração volumétrica da fase dura na resistência à tração. Observam que, com o aumento da fração volumétrica da fase dura, há um aumento tanto no limite de resistência quanto no limite de escoamento. Assim, como Bag et al. (1999), Byun e Kim (1993) e Shen et al. (1986) estudaram este comportamento e verificaram que, aumentando a fração volumétrica de martensita, há um aumento na resistência à tração, porém até um determinado limite, quando o valor de resistência começa a cair. Para materiais com estrutura cristalina cúbica de corpo centrado (CCC), o comportamento da fratura muda de dúctil para frágil de acordo com as mudanças de altas para baixas temperaturas. Este comportamento do modo de fratura é evidenciado pela capacidade que o material tem de absorver energia durante a fratura. O teste de Charpy é um método padronizado do ensaio de impacto realizado com um corpo-de-prova com entalhe em V. A norma que o regulamenta é a ASTM E-23. Os resultados são geralmente dispostos em gráficos em que as coordenadas são energia absorvida no impacto versus temperatura como pode ser visto na Figura 3.4. No gráfico identificam-se três regiões distintas: um patamar inferior, uma região de transição e um patamar superior. O modo de fratura no patamar inferior é tipicamente frágil caracterizada por clivagem, enquanto a fratura no patamar superior é dúctil, caracterizada por crescimento de alvéolos. Ainda no gráfico do teste de impacto, a região entre a fratura dúctil e frágil é denominada região de transição dúctil-frágil. Assim, um material que tenha uma alta temperatura de transição dúctil-frágil, é mais propenso a fraturar a uma dada temperatura do que um 44 material que tenha uma baixa temperatura de transição dúctil-frágil. Para um dado metal com estrutura CCC, espera-se que apresente fratura frágil (por exemplo, baixa energia de impacto) quando a temperatura está próxima ou abaixo de sua temperatura de transição. Alguns materiais desenvolvidos para aplicações estruturais, como aços bifásicos para construção de automóveis, devem exibir uma baixa temperatura de transição dúctil-frágil (CHAO et al., 2005). Figura 3.4: Curva característica do ensaio de impacto de Charpy (adaptada de FINN, 1990). Koo e Thomas (1979) pesquisaram as propriedades de impacto de aços bifásicos com diferentes composições (0,06C, 0,5Cr, 0,07C-0,5Si e 0,07C-2,0Si), utilizando corpos-de-prova entalhados para ensaio de impacto do tipo Charpy. Os resultados obtidos com o aço 0,06C-0,5Cr indicam que a energia de impacto aumenta com o crescimento da fração de martensita, ou seja, com 90% de fração volumétrica de martensita, a energia de impacto é maior que no aço com 35% de fração volumétrica de martensita. Goel (1984) descobriu um aumento na ductilidade a baixas temperaturas em aços bifásicos microligados. 45 3.2 AÇOS TRIP DE BAIXA LIGA. O estudo dos aços bifásicos e a utilização do efeito TRIP (Plasticidade Induzida por Transformação) levaram ao desenvolvimento de uma nova geração de aços em que a presença da austenita retida é fundamental. Os aços TRIP possuem uma estrutura multifásica constituída das fases ferrita, bainita, martensita e austenita retida. Por este motivo também são denominados como aços multifásicos. Esses novos aços possuem as boas características dos aços bifásicos, por exemplo, a resistência mecânica obtida pela presença de ferrita e martensita, e também são adicionadas as propriedades de boa ductilidade e conformabilidade (PEREIRA, 2004). Wasserman, apud Modesto (2003), no Instituto de Metalurgia Kaiser- Wilhelm, em Berlim no ano de 1937, observou o aumento inesperado da conformabilidade de um aço como conseqüência da transformação da austenita em martensita. Foi observado, em ensaios mecânicos de tração que o valor do alongamento era superior para ligas Fe – 50%Ni em relação às ligas que não apresentavam tão elevado teor de níquel. Zackay et al. (1967) descrevem esse aumento de ductilidade em conseqüência da transformação da austenita retida em martensita como efeito TRIP – “Plasticidade Induzida por Transformação”. Em 1999, Eberle e colaboradores constataram que a austenita retida é mais facilmente obtida quando usados elementos de liga como silício ou alumínio. A transformação da austenita retida em martensita acontece pela ativação mecânica na região plástica ou elástica, dependendo de sua estabilidade termodinâmica. A temperatura de início de transformação martensítica Ms, que 46 indica a estabilidade termodinâmica da austenita retida, pode ser prevista pelas fórmulas de Andrews (% em peso). Ms = 539 – 423C – 30,4Mn – 17,7Ni – 12,1Cr – 7,5Mo Como se pode observar desta fórmula, a estabilização da austenita também pode ser obtida pelo enriquecimento com manganês. Da mesma forma que o teor de carbono, o teor de manganês tem que estar presente nestes aços em altas concentrações. Eberle (1999) também cita como Haidemonopaelos mostrou, para um aço Fe- C-Mn-Si, que a transformação martensítica é influenciada pela composição química, tamanho das partículas, localização da austenita retida na microestrutura assim como a resistência da matriz que a envolve. Determinou que a estabilidade depende de vários fatores, equacionados na expressão a seguir: Ms σ =(6,7891 – 33,45 Xc)-1 [A+5712,6 – 78224 Xc – 21542 XMn +18876Xc XMn + B] Em que: A = _____2α γs / ρ_____ e B = σy (0,715 + 0,3206 σh/σ ) ln[-ln(1-f)] N°v Vp ] Em que Ms σ: temperatura de transformação da martensita; Xc: fração volumétrica de carbono na austenita; XMn: fração molar de manganês na austenita; σy: o campo de tensão (limite elástico); σh/σ: razão entre a tensão hidrostática e a tensão equivalente, α uma constante; γs: energia específica de nucleação da 47 martensita; ρ: densidade dos átomos no plano “close-packed”; f: fração de partículas transformadas; N v: número total de pontos de nucleação; e Vp: volume médio das partículas de austenita. Nesta fórmula, verifica-se como a austenita retida pode ser estabilizada pela redução do tamanho das partículas. Nos aços TRIP, a fase de austenita retida deve estar presente em frações volumétricas superiores a 5% (ULSAB – AVC OVERVIEW REPORT, 2002). A temperatura de transformação martensítica destes aços é baixa, geralmente inferior à temperatura ambiente. Nestas condições, a austenita é considerada estável; porém, ela é instável em relação à deformação plástica, o que faz com que se transforme quando deformada. Este fenômeno da transformação da austenita em martensita é o que causa o endurecimento progressivo do material. Matsumura e colaboradores (1987) realizaram um estudo onde foi observada a relação entre ductilidade e resistência causada pelo efeito TRIP, em um aço com 0,39%C – 1,49%Si – 0,83%Mn, que foi submetido a um tratamento térmico de recozimento entre AR3 e AR1, seguido de um tratamento isotérmico na temperatura de obtenção da bainita. Pelos resultados obtidos, concluíram que para obter os valores mais altos de alongamento é necessário o incremento da fração volumétrica de austenita retida bem como da sua estabilidade. Este estudo serviu de base para vários outros pesquisadores, como Sugimoto e colaboradores (1993), Hanzaki e colaboradores (1997), Girault e colaboradores (1999) e Bleck (2002), que verificaram o efeito TRIP a partir da metaestabilidade da austenita retida em aços multifásicos de baixa liga. Silva e colaboradores (2005) fizeram também um estudo correlacionando resistência à tração e ductilidade em aços multifásicos. Pela variação da fração volumétrica de martensita e bainita presente em um aço, podem-se obter diferentes 48 limites de resistência à tração, porém, com perda em ductilidade. Os diferentes ciclos de tratamentos térmicos aplicados beneficiarão uma ou outra propriedade, por exemplo, um aço com 600 MPa de limite de resistência à tração tem de 80 a 90 % de ferrita e o restante martensita. Por ciclos de tratamentos térmicos (aquecimento à temperatura de austenitização de 750ºC por 1 hora e resfriamento para as temperaturas isotérmicas de 400, 600, 650 e 700ºC, para obtenção da estrutura multifásica), este aço, com a composição química (0,08%C, 1,91%Mn, 0,04%Si, 0,018%P, 0,006%S, 0,035%Al, 0,005%N), poderá alcançar limites de resistência de 700 a 900 MPa com diminuição em alongamento para 15 a 24 %. Sakuma e colaboradores (1992) observaram que, com aumento das frações volumétricas de bainita em conjunto com aumento de fração volumétrica de austenita retida, houve um aumento do limite de escoamento. Elisei (2004) constatou que, para tempos maiores na temperatura de transformação isotérmica, há um aumento na fração volumétrica de bainita, em conjunto com a estabilização da austenita retida, contribuindo para o aumento do limite de escoamento. A elevada estabilidade da austenita retida nos aços TRIP de baixa liga é conseqüência da sua elevada concentração de carbono. Isso é possível por meio de um tratamento de recozimento intercrítico, de modo a obter uma estrutura bifásica composta por ferrita pró-eutetóide e austenita, seguido de um tratamento isotérmico na faixa de temperatura da bainita superior, em que a austenita intercrítica se transforma em ferrita bainítica entremeada de filmes e/ou ilhas de austenita retida. Em ambas reações ferríticas (pró-eutetóide e bainítica), o enriquecimento da austenita retida dá-se por partição de carbono, chegando a alcançar concentração acima de 1,5%, o que desloca o ponto de início da transformação martensítica (Ms) para um valor abaixo da temperatura ambiente. 49 3.2.1. Estabilidade da Austenita Retida A obtenção de melhores propriedades mecânicas, pelo efeito TRIP é conseguida com a estabilidade da austenita retida, sendo que esta estabilidade depende de diversos fatores, como: - O carbono é um elemento de liga que tem um forte impacto na estabilidade da austenita retida e o aumento da porcentagem de carbono torna possível sua presença na temperatura ambiente. - O manganês é estabilizador da austenita retida diminuindo a temperatura de início de transformação AR3. É também responsável pelo enriquecimento de carbono na fase austenita (SAKUMA e colaboradores, 1992). - O manganês pode substituir o ferro na formação de precipitados do tipo (Fe, Mn)3C, que podem dar origem a uma austenita rica em Mn que necessitará de uma concentração menor de carbono para ser estabilizada à temperatura ambiente (BLECK, 2002). O manganês também atua retardando a formação da ferrita durante o resfriamento, uma vez que este diminui o enriquecimento de carbono desta fase (BLECK, 2002). Silva (2004) ao estudar um aço multifásico de baixo carbono chegou à conclusão que grande parte das inclusões observadas em seu trabalho eram devidas às altas concentrações de enxofre e manganês medidas através da espectroscopia de energia dispersiva de raios X (EDS), como apresentado na Figura 3.5. 50 Figura 3.5: Inclusões de sulfeto de manganês (MnS) e resultado obtido por EDS (adaptada de SILVA, 2004). - O silício é um elemento pouco solúvel na cementita. Conseqüentemente, a precipitação de carbonetos é retardada ou inibida durante a formação da bainita, facilitando a segregação dos átomos de carbono da ferrita para a austenita remanescente. Quando se encontra em concentrações superiores a 2%, nos aços TRIP, a formação de carbonetos é completamente inibida e apenas parte da austenita consegue transforma-se em bainita. Esta reação é denominada reação incompleta, e é abordada posteriormente. Speer e colaboradores (2002) notaram que o silício pode ser oxidado durante o recozimento, tornando baixa a qualidade superficial de produtos planos laminados a quente e comprometendo também a qualidade do revestimento de aços laminados a frio. Em contrapartida constataram que o alumínio seria uma alternativa para a substituição do silício. Mangonon (1976) demonstrou que o molibdênio promove tanto a estabilização da austenita retida como a formação de grandes quantidades de martensita, inclusive às taxas de resfriamento de até 400ºC/s. O nióbio atua como refinador de grãos, por ser um elemento com alto poder de formação de carbonetos. Quando em solução sólida promove o enriquecimento 51 de carbono da austenita, causando sua estabilização (BLECK e colaboradores, 1998). 3.3 AÇOS BAINÍTICOS Quando se deseja uma combinação entre alta resistência mecânica e tenacidade, a introdução do microconstituinte bainita é uma das opções mais promissoras do mercado. Estes aços podem ter estrutura inteiramente bainítica ou conter outras fases como a ferrita, martensita ou austenita retida (ABDALLA e colaboradores, 2006). A transformação bainítica pode ocorrer isotermicamente ou durante resfriamento contínuo. As estruturas obtidas desses processos são diferentes, e dependendo do tipo de bainita desejado é escolhido e aplicado o processo. A bainita é formada geralmente entre as temperaturas abaixo da formação perlítica e acima da formação martensítica (HEHEMANM, 1972). A velocidade de transformação bainítica é considerada um fator caracterizador das etapas de formação bainítica. Primeiramente, nucleada uma sub- unidade no contorno de grão austenítico, que cresce longitudinalmente com uma certa velocidade, até que seu desenvolvimento é retido pela deformação plástica da austenita. Então, são nucleadas novas sub-unidades a partir da primeira sub-unidade nucleada, desenvolvendo-se assim uma estrutura de feixe, conforme o processo continua. A Figura 3.6 (HONEYCOMBE E BHADESHIA, 1995) representa um esquema das etapas de formação do microconstituinte bainítico. Neste caso, os 52 carbonetos encontram-se entre as ripas de ferrita, o que caracteriza a formação da chamada bainita superior. Figura 3.6: Representação esquemática das características microestruturais da formação da bainita (adaptada de HONEYCOMBE E BHADESHIA, 1995). A reação bainítica é caracterizada como um processo de nucleação e crescimento. Esta reação durante uma transformação isotérmica, começa com um período de incubação no qual não se observa nenhuma transformação. Depois desse período, aumenta-se bruscamente a velocidade de transformação até o final. Este processo está representado na Figura 3.7, para um aço 0,4%C-1%Cr, em que se apresenta a evolução da transformação bainítica para três temperaturas isotérmicas diferentes. Na temperatura de 510oC a reação está completa depois de uma hora, ficando a austenita estável nesta temperatura por bastante tempo (HONEYCOMBE E BHADESHIA, 1995). Existem muitas divergências bibliográficas com relação aos resultados obtidos em austenitizações. Nos trabalhos desenvolvidos por Girault e colaboradores (1998) são mostradas essas diferenças. Na Figura 3.8.a e 3.8.b, são representadas as curvas de evolução da transformação bainítica depois de um 53 tratamento térmico intercrítico em dois aços diferentes com 0,16%C-0,38%Si – 1,30%Mg e 0,29%C – 1,40%Si – 1,50%Mn, respectivamente. Figura 3.7: Representação da transformação bainítica para um aço 0,4% C – 1% Cr, a partir de uma austenização total, em três temperaturas diferentes (adaptada de HONEYCOMBE E BHADESHIA, 1995). Figura 3.8: Evolução da fração volumétrica de bainita, a partir dos resultados de dilatometria para os aços 0,16%C-0,38%Si-1,30%Mn e 0,29%C-1,40%Si-1,50%Mn, Figura 3.6 a e 3.6 b respectivamente (adaptada de JACQUES E GIRAULT, 1999). 54 3.3.1 Bainita Formada por Resfriamento Contínuo Desde que Davenport e Bain (1930) caracterizaram a bainita, as reações bainíticas em aços alto e médio carbono são objeto de estudo de muitos metalúrgicos que tentam aplicar os resultados para transformações isotérmicas em condições de resfriamento contínuo. A faixa de temperaturas para a transformação bainítica se estabelece por vários métodos, um deles é a dilatometria. Pelos diagramas CCT (Transformação por Resfriamento Contínuo) chega-se à conclusão que a estrutura bainítica é obtida em amplas faixas de temperaturas e taxas de resfriamento. Observam-se diversas morfologias de bainita que aparecem após o processo térmico. Para taxas de resfriamento rápido, observa-se estrutura bainítica do tipo “acicular” enquanto que para taxas de resfriamento lento a estrutura obtida é do tipo granular (BRAMFITT E SPEER, 1990). Freqüentemente, o termo bainita granular é usado para descrever a bainita que aparece durante o resfriamento contínuo com baixa taxa de resfriamento. A indústria utilizou largamente este termo, onde a maioria dos tratamentos térmicos não é de natureza isotérmica. A bainita granular é chamada assim por ter a forma de “grãos”. A principal característica da bainita granular é a ausência de carbonetos. Ao invés de se produzir a precipitação de carbonetos, o carbono que é segregado da ferrita bainítica estabiliza a austenita residual, por isso a microestrutura final contém austenita retida e martensita com alto teor de carbono em adição à ferrita bainítica (HONEYCOMBE E BHADESHIA, 1995). As microestruturas que aparecem durante resfriamento contínuo, na região de formação de bainita, consistem em uma fase de ferrita acicular associada com carbonetos, martensita, austenita ou perlita, dependendo da difusão e saturação de carbono na austenita. 55 Diversos trabalhos vêm sendo realizados na tentativa de esclarecer os mecanismos de formação e morfologias de bainitas formadas por resfriamento contínuo. Durante o resfriamento contínuo obtém-se ilhas de austenita retida em uma matriz de ferrita acicular, estrutura semelhante à que Habraken, em 1967, denominou bainita granular. Habraken e Economopoulos (1967) encontraram em seus experimentos estruturas parecidas as denominadas bainita superior e inferior, porém misturadas com o que chamaram bainita granular. Na Figura 3.9 é apresentado como: com baixas taxas de resfriamento se forma bainita granular (Resfr. I), com taxas intermediárias se forma a bainita superior (Resfr. II) e para se obter a bainita inferior é necessário manter-se a uma temperatura isotérmica acima de Ms (Resfr.III). Figura 3.9: Representação esquemática do diagrama CTT apresentando a formação de bainita granular (caminho I), bainita superior (caminho II) e bainita inferior (caminho III) (adaptada de BRAMFITT E SPEER, 1999). Devido à alta temperatura necessária para a formação da bainita granular, a difusão do carbono na fronteira ferrita-austenita é alta, evitando a precipitação de carbonetos ou cementita. Com altas taxas de resfriamento, aparece um grande 56 gradiente de concentração de carbono na fronteira ferrita-austenita. Em conseqüência a essa saturação de carbono, produz-se uma bainita semelhante à bainita superior devido à precipitação de cementita durante o processo de crescimento. Para baixas taxas de resfriamento, o gradiente de concentração de carbono diminui, reduzindo a concentração na fronteira ferrita-austenita, formando- se a bainita granular (isenta de carbonetos). Estes gradientes podem ser observados na representação esquemática na Figura 3.10. Figura 3.10: Representação esquemática do gradiente de concentração de carbono na fronteira ferrita-austenita durante o crescimento da bainita (adaptada de BRAMFITT E SPEER, 1990). Nas Figuras 3.11 e 3.12 estão representados os diagramas TTT e CTT para um aço Cu-Ni-Cr-Mo-V, em que estão especificados os três tipos de bainita formadas. 57 Figura 3.11: Representação esquemática das faixas de temperaturas em que aparecem os três tipos de bainita para um aço Ni-Cr-Mo-V durante resfriamento contínuo (adaptada de OHMORI, KUNITAKE, 1971). Figura 3.12: Representação esquemática das faixas de temperatura em que aparecem os três tipos de bainita em um aço Ni-Cr-Mo-V durante tratamento isotérmico. (adaptada de OHMORI, KUNITAKE, 1971). 58 3.4 ATAQUES QUÍMICOS Os drásticos efeitos nas propriedades mecânicas dos aços multifásicos tornaram o exame metalográfico uma necessidade para se compreender as relações microestruturais com as suas propriedades. Para revelar características de microestruturas específicas, têm sido desenvolvidos numerosos métodos de ataque, dos quais os ataques químicos são os mais amplamente utilizados. Esta técnica utiliza o processo de corrosão controlada, dirigida pelas diferenças eletroquímicas de potencial de oxidação entre áreas de superfície com heterogeneidades químicas e físicas (VANDER VOORT, 1984). O ataque induz a dissolução seletiva ou descoloração ordenada das fases presentes. Geralmente, os ataques em aço são feitos com Nital (solução de ácido nítrico em álcool etílico), que esboça contorno de grão de ferrita, ferrita-cementita e martensita ou bainita. Quando aços com dispersão muito fina de partículas de martensita incrustadas em uma matriz ferrítica são examinados com microscópio óptico, o ataque com Nital dificilmente apresenta contraste visível. Isto levou ao desenvolvimento de novas e mais adequadas técnicas de coloração de ataques, que permitissem a fácil distinção das fases, colorindo uma ou ambas as fases. Quando se observam microestruturas através de microscópio eletrônico de varredura (MEV), fazendo uso de elétrons secundários, é necessária a criação de um contraste topográfico entre as diferentes fases através do ataque químico. Nesta situação, o Nital é geralmente utilizado, pois ele ataca preferencialmente a ferrita deixando a austenita e a cementita pouco atacadas. As fases com presença de ferrita como bainita, ferrita e perlita-ferrita são dissolvidas e exibem uma morfologia típica que geralmente permitem seu reconhecimento. A situação torna-se mais complexa 59 quando a microestrutura apresenta simultaneamente austenita e martensita como fases secundárias. Neste caso, o leve ataque químico conseguido com o Nital, não é seletivo o suficiente para permitir a distinção entre as duas fases. Na pesquisa de aços bifásicos, esta limitação não é crítica, pois a austenita não é considerada a fase principal da microestrutura (YÁÑEZ, 2001). Com o surgimento do aço de alta resistência e com microestrutura multifásica complexa somente o ataque químico com Nital não é suficiente para revelar distintamente todas fases que são encontradas neste tipo de estrutura. Behara (1980) trabalhou no melhoramento de contrastes utilizando vários ataques, sendo que o que lhe forneceu melhores resultados foi o que se baseava no metabissulfito de sódio, chegando assim a uma mistura, que forneceu ótimos resultados, composta por 3g de metabissulfito de potássio (K2S2O5) e 10g de tiossulfato de sódio (Na2S2O35H2O) diluído em 100ml água destilada. Com este ataque, a martensita aparece branca, a bainita aparece preta e a ferrita aparece marrom. Em muitos casos, os contornos de grão não são fortemente delineados (LEPERA, 1980). Neste ataque verifica-se que a composição química do material e teve forte influência sobre a estrutura que será revelada e os contornos de grão não ficam sempre bem evidentes; este último problema resolve-se com um pré-ataque de Nital a 2%. Para aços TRIP, que geralmente apresentam quatro fases, têm sido feitas adaptações dos ataques já utilizados para aços bifásicos, com sucesso. Para uma análise através de microscópio eletrônico de varredura a melhor opção ainda é o Nital. Para diferenciação das fases através de microscópio óptico o ataque que vem sendo empregado com maior sucesso é o reagente denominado LePera (1979) e 60 LePera Modificado (1980). Este é composto de duas soluções: o reagente I e o reagente II. Utilizam-se 30 ± 2 ml do regente I (1% de metabissulfito de sódio em água) e 30 ± 2 ml do regente II (4g ácido pícrico em 100ml de etanol), que são misturados no momento do ataque. O tempo de ataque pode variar de 10 a 20 segundos, dependendo da composição química do aço. O ataque é interrompido com álcool etílico seguido de um jato de ar frio para a secagem da amostra. A amostra é pré-atacada com Nital para delinear os contornos de grãos. Neste ataque, como pode-se observar na Figura 3.13, a ferrita aparece azul-esverdeada, a bainita é marrom e a austenita e a martensita aparecem brancas (LEPERA, 1980). Dependendo da composição química do material essas tonalidades podem variar. Figura 3.13: Utilização do reagente de LePera para caracterização microestrutural através de microscopia óptica (adaptada de GIRAULT e colaboradores, 1999). Timokhina, Hodgson e Pereloma (2004) avaliaram a microestrutura de um aço TRIP utilizando nital 2% seguido de ataque químico a quente (heat tinting). A microestrutura do aço ilustra a ferrita e a bainita em tons de marrom claro, à austenita, em roxo e a martensita, em azul escuro. Este processo tem como limitação a necessidade de tratamentos térmicos adicionais para caracterização da microestrutura como pode ser observado na Figura 3.14. 61 Figura 3.14: Utilização da técnica de heat tinting para revelar estrutura de um aço (adaptada de TIMOKHINA, HODGSON E PERELOMA, 2004). 62 3.5 PROPRIEDADES MECÂNICAS 3.5.1 Ensaio de Impacto O interesse pelo tipo de fratura foi intensificado durante a Segunda Guerra Mundial quando alguns navios apresentaram fraturas catastróficas, tanto em alto mar quanto no cais. Esses eventos ocorreram mais intensamente nos meses de inverno, mostrando que o aço doce, utilizado nas estruturas, tornava-se frágil em condições especiais. A possibilidade de falha nas soldas foi aventada também como causa possível dos colapsos. O problema gerou várias pesquisas que resultaram no desenvolvimento de testes e métodos de manufatura mais adequados para as condições de serviço. Assim foi desenvolvido o teste de impacto, um dos mais antigos entre os ensaios. Os dois principais métodos de ensaio de impacto são o Charpy e o Izod. Ambos usam o mesmo aparato para o ensaio. Para os testes com pêndulo do tipo Charpy e Izod a energia potencial da elevação do martelo transforma-se em energia cinética na descida. Parte desta energia é transformada para o corpo-de-prova, provocando sua ruptura. A energia residual eleva o martelo no movimento de oscilação do pêndulo. Para cada metal específico, existe uma temperatura crítica, abaixo da qual a fratura é frágil. O campo de transição define a passagem do comportamento frágil para o dúctil. O conhecimento do comportamento de cada material é essencial para objetivos de projeto. A temperatura de transição, em termos simples, é a temperatura abaixo da qual a fratura do material é considerada frágil. 63 Existem certos conceitos básicos e abordagens que são descritas, para melhor entendimento da questão da temperatura de transição. Pode-se dividir o comportamento da temperatura de transição dos materiais em três grupos básicos, (Figura 3.15): - os metais com estrutura cfc de baixa e média resistência e a maioria dos que possuem estrutura hexagonal compacta, cuja tenacidade ao entalhe é alta e, portanto, não apresentam fratura frágil. - materiais de elevada resistência, como aços de alta resistência e ligas de alumínio e titânio, que possuem baixa tenacidade ao entalhe e, portanto, podem ter fratura frágil dentro do regime elástico em qualquer temperatura e taxa de deformação. Em baixas temperaturas a fratura ocorre por clivagem. Em altas temperaturas a fratura é do tipo ruptura de baixa energia. - materiais com estrutura ccc de baixa e média resistências e materiais cerâmicos, que apresentam grande dependência da temperatura. Em baixas temperaturas a fratura é frágil. Em altas temperaturas a ruptura é dúctil. Existe, portanto uma transição no comportamento da fratura de frágil para dúctil com o aumento de temperatura. Genericamente pode ser dito que para os metais a transição ocorre para valores entre 10 e 20% da temperatura absoluta de fusão. Para materiais cerâmicos este valor fica entre 50 e 70% (página CIMM, Internet, 2007). 64 Figura 3.15: Efeito da temperatura na tenacidade (adaptada da página CIMM, Internet, 2007). 3.5.2 Critérios para Determinação da Temperatura de Transição Para efeito prático de projeto, o conhecimento da temperatura de transição é essencial, pois a partir dela pode-se planejar as condições de serviço de forma a não ocorrer fratura frágil do componente projetado, por exemplo, a determinação da temperatura de transição para a tubulação que irá transportar óleo e gás natural sob altas pressões por grandes distâncias requer ensaio de Charpy (SHIN, 2006). Existem vários critérios para estabelecer a temperatura de transição para um material. O critério mais simples e mais seguro é estabelecer a temperatura do patamar superior da curva de energia, com 100% de fratura fibrosa (ausência de clivagem). Este é o ponto representado por T1 na Figura 3.16. O critério é denominado FTP (Fracture Transition Plastic) ou transição para fratura plástica. Este critério usa uma larga margem de segurança o que o torna impraticável para muitas aplicações (página CIMM, Internet, 2007). 65 Figura 3.16: Critérios de temperatura de transição obtidos por ensaio Charpy (adaptada de SOUZA, 1982). Um critério menos rígido define a temperatura de transição, T2, para 50% de fratura dúctil (ou frágil). A temperatura T2 é denominada temperatura de transição de aparência de fratura FATT (Fracture Appearance Transition Temperature). Observações têm mostrado que para níveis de fratura por clivagem menores que 70%, a probabilidade da falha ocorrer em temperaturas iguais ou superiores a FATT é muito pequena, para tensões não superiores à metade do valor de escoamento (SOUZA, 1982). Uma outra aproximação para a temperatura de transição T3 é a média entre os valores do patamar superior e inferior (SOUZA, 1982). 66 Outro critério é a temperatura de transição de ductilidade T4 associada com um valor arbitrário de energia absorvida CV (ver Figura 3.16), estabelecido com base na experiência de ensaios Charpy. Por exemplo, este valor de energia foi fixado em 2,1 kgf.m para aços de baixa resistência, com base em inúmeros testes realizados com chapas para navios durante a Segunda Guerra. Isto significava que a fratura frágil não começaria se a energia absorvida tivesse o citado valor, na temperatura de ensaio. A temperatura de transição correspondente é um critério aceitável, entretanto o valor da energia especificado no exemplo não tem significado para outros materiais (SOUZA, 1982). Por último, um critério mais acurado é fixar a temperatura de transição, T5, como sendo aquela na qual a fratura ocorre 100% por clivagem. Esta referência é conhecida como a temperatura de ductilidade nula NDT (Nil Ductility Temperature). Este ponto corresponde ao início de fratura praticamente sem nenhuma deformação plástica prévia. A probabilidade de fratura dúctil abaixo desta temperatura é zero (SOUZA, 1982). Apesar de vários fatores influenciarem o modo de fratura dos materiais, a temperatura é um dos fatores que têm grande influência. Para materiais puros, a transição dúctil-frágil deve ocorrer a uma temperatura determinada. Porém para muitos materiais essa transição ocorre em uma ampla faixa de temperaturas e depende da composição específica de cada material. O comportamento dúctil dos materiais vem acompanhado de deformação plástica e absorção de energia. A capacidade de absorver energia durante a deformação depende de sua estrutura interna. No caso dos materiais metálicos e suas ligas, o fluxo plástico que possibilita sua deformação é conseqüência do movimento das discordâncias. Este movimento por sua vez está relacionado com o número de sistemas de escorregamento que se encontram ativos a uma dada temperatura. É por 67 isso que a combinação temperatura – tipo de estrutura cristalina, determina a faixa de temperaturas que poderá ocorrer a transição dúctil-frágil. A Figura 3.17 mostra que a fratura é dúctil nas bordas e frágil no centro (ORTEGA, 2006). Figura 3.17: Representação da fratura obtida após ensaio de Charpy (adaptada de ORTEGA, 2006). O ensaio de impacto é bastante utilizado pela indústria naval e bélica, e principalmente nas estruturas que deverão suportar baixas temperaturas. Três fatores contribuem para o surgimento da fratura frágil em materiais que são normalmente dúcteis à temperatura ambiente: • Alta concentração de tensões (estado triaxial de tensões); • baixa temperatura e • velocidade de deformação elevada. Esses três fatores não precisam atuar necessariamente ao mesmo tempo para produzir fratura frágil. Seu estado triaxial de tensão que ocorre em trincas, entalhes, fendas internas ou grande variação de geometria juntamente com baixas 68 temperaturas foram responsáveis por muitas situações de fratura frágil em serviço. Portanto, aços com alta temperatura de transição são mais prováveis de se comportarem como frágeis durante a fabricação ou em serviço. Desta forma, os aços com baixa temperatura de transição são mais prováveis de se comportarem como dúcteis. Este é o motivo pelo qual os aços de baixa temperatura de transição são preferidos para serviços que envolvam severas concentrações de tensões, carregamento de impacto, baixas temperaturas ou a combinação das três (HERTZBERG, 1989, apud SANTANA, 2004). Landes (1995) afirma que para o projeto de estruturas e componentes é conveniente trabalhar no patamar superior, em que o comportamento do material será totalmente dúctil e assim pode-se aceitar a existência de trincas. Na maioria das vezes a falha da estrutura dá-se não por um evento frágil, mas sim por evento dúctil, precedido de crescimento estável das trincas existentes. Hausild (2002) constatou em seus experimentos que a forma de fratura por clivagem é observada macroscopicamente nos tipos de fratura frágil, levando a baixos valores de tenacidade e/ou energia de impacto, tendo pouca evidência de deformação plástica. Porém, microscopicamente esta fratura é induzida por carbonetos duros, ou por algum mecanismo de discordância, e por esta razão a deformação plástica ocorre somente localmente através de um gatilho de clivagem. Por outro lado, a fratura por “dimples” é comumente assumida em fraturas dúcteis, levando a altos valores de tenacidade e/ou energia de impacto, e uma grande deformação. A deformação plástica é necessária para ambos para o crescimento dos grãos e coalescimento dos alvéolos criados pela fratura por “dimples”, mas a deformação plástica pode estar localmente confinada e uma pequena manifestação de ductilidade aparece em escala macroscópica. Isto mostra que macroscópica e microscopicamente as fraturas são semelhantes, mas não necessariamente idênticas. 69 Pode-se observar na Figura 3.18 que a fratura teve início em uma pequena inclusão no centro da fotomicrografia. Figura 3.18: Inclusão localizada no centro da fratura (adaptada de HAUSILD e colaboradores, 2002). 70 3.5.3 Ensaio de Tração A curva tensão-deformação é uma descrição gráfica do comportamento de deformação de um material sob carga de tração uniaxial. A curva é obtida no chamado ensaio de tração. O ensaio consiste em carregar um corpo-de-prova, submetendo-o a uma carga de tração que aumenta gradativamente. Os valores de carga e deslocamento são medidos continuamente ao longo do ensaio e com os mesmos são traçadas as curvas de comportamento. Máquinas e equipamentos convencionais utilizados no ensaio de tração podem ser combinadas com equipamentos auxiliares que geram a curva de comportamento, tomando os valores de engenharia tanto para a tensão como para a deformação. Existem duas possibilidades de curvas para este tipo de ensaio: a curva proveniente de materiais dúcteis e de materiais frágeis, que infere sobre o tipo de fratura que acontecerá após o rompimento do corpo-de-prova. Pode-se observar que para um mesmo aço com modificações apenas nos tratamentos térmicos as propriedades são diferentes, modificando os micromecanismos de fratura, como pode-se observar na Figura 3.19. Os tratamentos sofridos pelas amostras estão representados esquematicamente na Figura 3.20. 71 Figura 3.19: Fotomicrografias obtidas por microscopia eletrônica de varredura dos corpos-de-prova de tração rompidos, de um aço com 0,097%. (a) fratura totalmente dúctil com poucas áreas de clivagem; (b) fratura completamente dúctil marcada por dimples; (c) fratura totalmente frágil marcada por clivagem (adaptada de BAYRAM, 1999). 72 Figura 3.20: Representação esquemática dos tratamentos térmicos realizados nas amostras de tração, em (a) normalização, (b) têmpera intercrítica e em (c) têmpera em degrau (adaptada de BAYRAM, 1999). Hosseini e colaboradores (2004) desenvolveram uma “rede neural artificial” para conseguir a microestrutura e as propriedades mecânicas obtidas de um tratamento térmico para um aço TRIP de baixo carbono e baixo silício. Ou seja, sabendo quais propriedades são importantes para o desenvolvimento de determinado produto o sistema desenvolvido dará a rota de tratamento térmico ideal para a obtenção dessas propriedades. Após o treinamento da rede neural artificial, foi possível alimentar o sistema com informações para a realização dos tratamentos térmicos. Foram realizados ensaios de tração para verificação das propriedades desejadas e os resultados ficaram muito próximos do esperado. 73 Para os aços, a uniformidade da deformação termina no momento em que é atingida a carga máxima suportada pelo material. Após isso, começa a aparecer o fenômeno da estricção ou diminuição da seção do corpo-de-prova. A ruptura sempre ocorre na região estrita do material a menos que exista um defeito interno no material fora dessa região, e que este promova a ruptura do mesmo (NICOLETTI, 2004). O ensaio de tração é amplamente utilizado devido a sua simplicidade e ao grande número de informações obtidas. Existem várias normas que o regulamentam, tornando-o ainda mais confiável. 74 3.6 MICROSCOPIA A observação das estruturas encontradas na natureza puderam ser melhor entendidas quando desenvolveu-se o microscópio óptico. Desde 1863 quando Sorby apresentou à Royal Society suas observações sobre as estruturas dos aços, a microscopia óptica esteve sempre presente no conjunto das tecnologias e de campos da ciência que se juntaram no que é conhecido hoje como Ciência e Engenharia dos Materiais. Durante a fase de produção ou análise de materiais, inúmeras vezes faz-se necessário analisar sua microestrutura. Esta análise microestrutural é muito importante, pois permite entender as correlações microestrutura – defeitos – propriedades, assim como predizer as propriedades do material quando estas correlações são estabelecidas. As técnicas mais usadas são microscopia óptica e eletrônica. Ambas são descritas a seguir. 3.6.1 Microscopia Óptica Na microscopia óptica o contraste da imagem é o resultado da diferença de refletividade da luz nas diversas regiões da microestrutura, uma vez que o sistema é constituído basicamente pela fonte de iluminação e do sistema de lentes. Para materiais opacos à luz visível, como é o caso dos metais, da maioria dos cerâmicos e polímeros, somente a superfície pode ser observada, sendo necessária sua prévia 75 preparação de modo a revelar detalhes da microestrutura como pode ser observado no esquema da Figura 3.21. Uma limitação da microscopia óptica é o aumento máximo conseguido que fica em torno de 2000 vezes. Conseqüentemente, pequenos detalhes estruturais não são detectados por essa técnica. Figura 3.21: Esquema de um microscópio de luz refletida. No detalhe a prensa usada para alinhar as amostras (adaptada de GOLDENSTEIN, página Internet, 2007). 76 3.6.2 Microscopia Eletrônica de Varredura Com os avanços tecnológicos, pesquisadores e cientistas têm necessidade de observar, analisar e explicar corretamente os fenômenos que ocorrem na escala micrométrica e até submicrométrica. Surgiu então a microscopia eletrônica de varredura como a técnica mais adequada para estes casos, pois permite alcançar aumentos muito superiores ao da microscopia óptica. Dependendo do material pode- se atingir até 900.000 vezes; porém, para a análise de materiais normalmente utiliza- se um aumento de até 10000 vezes. No caso do microscópio eletrônico de varredura a área a ser analisada é irradiada por um feixe de elétrons ao invés da radiação da luz, como na microscopia óptica. Como resultado da interação do feixe de elétrons com a superfície da amostra, é emitida uma série de radiações como: elétrons secundários, elétrons retroespalhados, raios X característicos, elétrons Auger, como observado na Figura 3.22. Estas radiações captadas corretamente fornecerão as informações de topografia da superfície, composição, cristalografia, (Figura 3.23). Na microscopia eletrônica de varredura os sinais de maior interesse para a formação da imagem são os elétrons secundários e os retroespalhados como na Figura 3.24. À medida que o feixe de elétrons primários vai varrendo a amostra estes sinais vão sofrendo modificações de acordo com as variações da superfície. Os elétrons secundários fornecem imagem de topografia da superfície da amostra e são os responsáveis pela obtenção das imagens de alta resolução, já os retroespalhados fornecem imagem características de variação de composição. 77 Figura 3.22: Origem de alguns sinais e volume de interação (adaptada de MALISKA, página Internet, 2007). 78 (a) (b) (c) Figura 3.23: Informações sobre a superfície e estrutura do aço API 5L X80, (a) com aumento de 5000 vezes tem-se regiões de ferrita e carbonetos (bainita ou perlita fina) e constituinte MA. (b) detalhe do microconstituinte MA com aumento de 25000x. (c) o mesmo constituinte MA com aumento de 65000x (adaptada de RAMÍREZ, 2007). Como resultado das interações elásticas e inelásticas pode-se tornar um elétron retroespalhado, com energia máxima igual à energia do elétron primário. Também há ocorrência de ionização com a produção de elétrons em todo o volume de interação (Figura 3.22). Os elétrons produzidos deixam o material com uma 79 energia média de 2 a 5 eV. Esses elétrons são chamados elétrons secundários e são provenientes de uma região de pequena profundidade, cerca de 1 nm para metais e 10 nm para o carbono (MALISKA, página Internet, 2007). Elétrons secundários são elétrons ejetados de átomos da amostra devido a interações inelásticas dos elétrons energéticos do feixe primário com elétrons pouco energéticos da banda de condução nos metais ou de valência nos semicondutores e isolantes. Por definição, os elétrons que são emitidos da amostra com energia inferior a 50 eV são chamados de elétrons secundários. Portanto, os elétrons secundários são definidos somente com base na sua energia cinemática. Dentro desta faixa de energia sempre existirão alguns elétrons retroespalhados que perderam quase toda a sua energia, mas como a sua contribuição é pequena eles podem ser ignorados. 3.6.3 Microscopia de Força Atômica A microscopia de força atômica faz parte de uma família de técnicas usadas para medir propriedades de superfícies de sólidos e filmes finos. A principal destas propriedades é a topografia, embora muitas outras possam ser medidas. A técnica de microscopia de força atômica derivou da invenção do Microscópio de Tunelamento (STM – Scanning Tunneling Microscope) que possui como característica principal a proximidade entre uma ponta de prova e a superfície que está sendo analisada, proximidade que é alguns nanômetros. O AFM, ou microscópio de força atômica, ou ainda, SFM (Scanning Force Microscope), pode ser operado de diversos modos. Entretanto, seu princípio fundamental é a medida das deflexões de um suporte (de 100 a 200 �m de 80 comprimento) em cuja extremidade livre está montada a sonda. Estas deflexões são causadas pelas forças que agem entre a sonda e a amostra. As diferentes técnicas fornecem diversas possibilidades para fazer imagens de diferentes tipos de amostras e para gerar uma ampla gama de informações. Os modos de obter as imagens, também chamados modos de varredura ou de operação, referem-se fundamentalmente à distância mantida entre a sonda (que se denomina ponteira) e a amostra, no momento da varredura, e às formas de movimentar a ponteira sobre a superfície a ser estudada. A detecção da superfície realiza-se visando a criação de sua imagem. Existem vários modos possíveis de fazer imagens, devido às diferentes interações em função da distância entre a ponteira e a amostra, assim como ao esquema de detecção utilizado. A escolha do modo apropriado depende da aplicação específica que se deseja fazer. O AFM opera medindo as forças entre a ponteira e a amostra que dependem de diversos fatores, por exemplo, dos materiais que compõem a amostra e a ponteira, da distância entre elas, da geometria da ponteira e de qualquer tipo de contaminação que houver sobre a superfície da amostra. Quando a ponteira se aproxima da amostra, é primeiramente atraída pela superfície, devido a uma ampla gama de forças atrativas existentes na região, como as forças de Van der Waals. Esta atração aumenta até que, quando a ponteira aproxima-se muito da amostra, os átomos de ambas estão tão próximos que seus orbitais eletrônicos começam a se repelir. Esta repulsão eletrostática enfraquece a força atrativa à medida que a distância diminui. A força anula-se quando a distância entre os átomos é da ordem de alguns nanômetros (da ordem da distância característica de uma união química). Quando as forças se tornam positivas, pode-se dizer que os átomos da ponteira e da amostra estão em contato e as forças repulsivas acabam por dominar. 81 A ponteira é apoiada num suporte chamado cantilever que pode ter forma de V ou de haste, em geral retangular. A força que a amostra exerce sobre a ponteira é determinada pela deflexão do cantilever, dada pela lei de Hooke F = -k x , sendo x o deslocamento do cantilever e k a sua constante de mola própria, determinada pelas características de construção. O cantilever possui duas propriedades importantes: a constante de mola e sua freqüência de ressonância. A primeira determina a força entre a ponteira e a amostra quando estão próximas e é determinada pela geometria e pelo material utilizado na construção do cantilever. Os modos de obter imagens podem ser classificados em dois tipos – operação em contato ou em não-contato – dependendo das forças líquidas entre a ponteira e a amostra. Quando o aparelho é operado na região atrativa, o método chama-se não- contato. Nesta região, o cantilever de AFM enverga-se na direção da amostra. A operação na região repulsiva chama-se contato e o cantilever dobra-se, afastando-se da amostra. Na Figura 3.25 é representada a deflexão do cantilever em ambos modos. No modo de não-contato ele é atraído pelas forças de capilaridade da camada de contaminação ou pelas forças de Van der Waals, quando a amostra é limpa. No modo de contato, vê-se como a deflexão do cantilever é na direção oposta à da amostra. Na Figura 3.24 pode-se observar uma imagem obtida pelo modo de operação de contato. 82 Figura 3.24: Microscopia de força atômica de um aço multifásico de baixo carbono (adaptada de YÁÑEZ, 2001). Figura 3.25: Deflexão do cantilever operando em não-contato e em contato (adaptada de ZANETTE, 1997). Na Figura 3.26 estão representadas as duas regiões que determinam os modos de operação do AFM. martensita Ferrita Austenita 83 Figura 3.26: Regimes de operação (adaptada de ZANETTE, 1997). Alves e colaboradores (2005) utilizaram uma das ferramentas da microscopia de força atômica, e observaram a topografia tridimensional das lamelas da estrutura de perlita localizadas no centro da Figura 3.27. Para a criação da topografia é necessário um ataque químico que, no caso dos aços, é muito usado o Nital. 84 Figura 3.27: Imagem topográfica tridimensional obtida através de AFM (adaptada de ALVES et al., 2005). Furnémont et al. (2002) utilizaram a microscopia de força atômica para diferenciar as fases de ferrita e austenita pela nanodureza das fases. Para isto foi usado um transdutor adaptado ao microscópio de força atômica para controlar os movimentos no eixo Z e ainda controlar a intensidade da força aplicada durante a indentação. Os triângulos localizados nas regiões indicadas pelas letras A (austenita) e F (ferrita) na Figura 3.28 são as marcas que ficam no material após a retirada da força. Figura 3.28: Indentação deixada na microestrutura do aço (adaptada de FURNÉMONT et al., 2002). 85 CAPÍTULO 4 MATERIAIS E MÉTODOS 4. 1 MATERIAIS O material utilizado neste trabalho foi fornecido pela Confab Tubos S. A. ao Departamento de Materiais e Tecno