Estudo da influência dos tratamentos termomecânicos na



Baixar 111.68 Kb.
Encontro07.02.2018
Tamanho111.68 Kb.


Universidade Estadual de Campinas – SP

Faculdade de Engenharia Mecânica


Departamento de Engenharia de Materiais
SEMINÁRIO
Influência dos tratamentos termomecânicos

na tenacidade de placas finas

de aço microligado V-Nb
03/10/2002

Professor: Prof. Dr. Paulo Roberto Mei

Aluno: Maurício César Andreazzi Cavalheiro

Influência dos tratamentos termomecânicos na

tenacidade de placas finas de aço microligado V-Nb
1. Introdução
Atualmente algumas palavras como redução de custos com melhoria contínua em produtividade e qualidade, se tornaram indispensáveis quando se discute sobre competitividade de uma empresa no mercado internacional.

Na indústria siderúrgica estas palavras podem ser traduzidas na mudança do Lingotamento Convencional para o Lingotamento Contínuo. Nos países desenvolvidos, esta substituição já está em 100% do total produzido. No Brasil já ultrapassava 70% em 1995(Costa, 1997). Além do lingotamento contínuo, a nova tendência de laminação a quente seguida ao lingotamento contínuo(chamada de laminação direta), sem a necessidade das etapas de resfriamento e reaquecimento de lingotes para o início da laminação, tem ganhado significativa popularidade devido ao menor custo com energia(Kaspar, 1995).

A obtenção de um produto com dimensões, o mais próximo possível da especificação do produto final, também representa um ganho significativo em produtividade e redução de gastos. Processos que alcançam estes resultados são chamados de “near-net shape casting”.

Tem-se uma idéia da redução de gastos em investimentos em uma mini-usina que se utiliza desse novo tipo de processo, quando se compara o custo específico por tonelada de aço à usina integrada, de 250 a 400 dólares para a primeira, e de 800 a 1000 dólares para a segunda, considerando a instalação de acordo com leis internacionais de meio ambiente(Birat, 1998).

O estudo da tecnologia near-net shape casting na Unicamp vem sendo feito com a utilização do Simulador de Lingotamento Contínuo de Placas Finas da Faculdade de Engenharia Mecânica, que permitiu o início dos trabalhos experimentais no Brasil, gerou duas teses de mestrado(Gentile, 1999a e Sobral, 2000a), uma tese de doutorado(Palmieri, 2001), duas teses de doutorado em andamento, relacionados com o Projeto FAPESP 2000/11505-6, nas quais se analisará a influência da redução do núcleo líquido durante o lingotamento e os modos de precipitação dos carbonitretos nos aços microligados ao V e Nb tratados termomecanicamente e, vários trabalhos(Gentile et al., 1998; Palmieri et al., 1999; Mei, 2000; Sobral, 2000b; Gentile, 1999b; Santos et. All, 2001 e Sobral, 2002). O equipamento, único no Brasil, tem mostrado um bom desempenho nos resultados apresentados, podendo ser comparado a simuladores de laboratórios de outros paises (Essadiqi, 1994; Kaspar, 1991 e El-Gammal, 1992). Os estudos têm sido realizados em ajuste de composição química das placas finas produzidas em laboratório, em análise das curvas de solidificação e efeito do tratamento termomecânico sobre propriedades metalúrgicas obtidas no material.

Em termos de propriedades mecânicas, será dada continuidade aos estudos com a análise da tenacidade das placas finas de aço microligados ao V e Nb, após terem sido tratadas termomecanicamente.


2. Resumo do Projeto
O Simulador de Lingotamento Contínuo de Placas Finas do Departamento de Engenharia de Materiais da FEM - Unicamp também foi utilizado na preparação de placas de aço microligado ao V e Nb, submetidas posteriormente à laminação para a análise de propriedades mecânicas e microestrutura(Sobral, 2000a).

Para tanto, o equipamento foi testado inicialmente com a utilização de liga Pb-Sn, seguido dos experimentos com a liga Cu-Zn, aço 1060 e por fim com o aço microligado.

Para a liga Pb-Sn foi realizada a deformação da placa enquanto o núcleo ainda estava líquido. Este teste foi de grande importância para a preparação das solidificações seguintes com ligas de pontos de fusão mais elevados, tanto operacionalmente, quanto para análise dos resultados, como foi o teste com o aço carbono, o qual serviu para a obtenção de dados de processo comparáveis aos das simulações matemáticas realizadas(Palmieri, 2001).

Como parte dos trabalhos de mestrado(Sobral, 2000a), foi então utilizado o aço microligado ao V e Nb, sendo solidificadas 5 placas, com espessuras variando entre 40 e 42mm para a preparação de corpos de prova de laminação.

A preparação inicial dos tratamentos termomecânicos foi feita com a primeira das 5 placas solidificadas para verificação de agarramentos nos cilindros do laminador, deformação possível de cada passe, seqüência de laminação e comportamento do termopar.

Como principal variável de entrada para a laminação, foi escolhida a temperatura inicial de laminação de acabamento e as variáveis de resposta foram as propriedades mecânicas e microestrutura final dos corpos de prova.

Cada uma das placas obtidas foi identificada e divididas em 4 corpos da prova a serem laminados, garantindo assim que pelo menos um para cada composição distinta de vazamento seguisse o processo até o final da laminação de acabamento.

A partir dos mesmos corpos de prova ensaiados em tração e analisados suas microestruturas, serão preparados corpos de prova padrão para a realização de ensaios Charpy(ASTM, E-23-94b), com dimensional de 10x10x55mm, entalhe em v com 2mm de profundidade, localizado na metade do comprimento, com abertura de 45º e raio de fundo de entalhe de 0.25mm . O acabamento na superfície do entalhe e na superfície oposta deverá ser com polimento a 2µm e, 4µm nas outras faces. Deverão ter o maior comprimento na mesma direção de laminação, com o entalhe voltado para a largura do produto laminado, devido a maior ocorrência de falhas e rupturas por impacto estar na direção radial de tubulações e chapas planas.

Considerando que foi dada uma deformação total média de 120% aos corpos de prova durante toda a laminação(Sobral, 2000b) e que a literatura(Kaspar, 1997) cita temperaturas de transição para aços microligados V-Nb, acima de -100ºC(Fig.1 abaixo) para este grau de deformação, serão feitos pelo menos 3 corpos de prova para as temperaturas de ensaio em -50, -75 e -100ºC, para as temperaturas de início de laminação de acabamento. Sendo assim será possível verificar a influência da variável temperatura de laminação de acabamento sobre a energia necessária para a fratura, analisar a aparência da superfície fraturada e obter a curva de temperatura de transição dúctil-frágil. Em outras palavras, a tenacidade será analisada considerando a composição química das placas vazadas no Simulador, as temperaturas de início de laminação de acabamento e as microestruturas resultantes dos tratamentos termomecânicos.




Figura 1 - Temperaturas de transição em relação

a deformação total () da austenita em aços

microligados V-Nb
A busca por obtenção e transporte de fontes alternativas de energia, com gasodutos e oleodutos por exemplo, tem feito da tenacidade uma importante propriedade a ser analisada no aço microligado, devido a este tipo de aplicação em tubulações de grande diâmetro nas mais variadas e severas condições climáticas e terrenas a que são solicitados.
3. Revisão Bibliográfica

A tenacidade é uma propriedade dos materiais medida em termos de energia necessária para fraturar um corpo de prova, através de um ensaio de impacto.

Considerando que a tenacidade é influenciada por variações em parâmetros de cada etapa pela qual o aço microligado passou para chegar a ser produto final, alguns aspectos da composição química, tamanho de grão, laminação e resfriamento, devem ser citados.

Mudanças na composição química podem trazer diferenças superiores a 40ºC na temperatura de transição dos aços doces. O carbono e o manganês são os principais responsáveis por variações na temperatura de transição. Como exemplo na temperatura de transição referente à energia de 20,34J para corpos de prova Charpy entalhados em v(transição de ductilidade) aumenta em cerca de 14ºC para cada acréscimo de 0,1% no conteúdo de carbono. Esta temperatura de transição é diminuída de 6ºC para cada acréscimo de 0,1% no teor de manganês. A razão Mn:C deve ser 3:1 para que se obtenha uma tenacidade ao entalhe satisfatória. Um decréscimo máximo de cerca de 56ºC na temperatura de transição torna-se possível para maiores razões de Mn:C. Existem certas limitações práticas ao se estender este quociente além de 7:1, já que teores de manganês superiores a cerca de 1,4% causam problemas devido a austenita retida, enquanto que é necessário um conteúdo de carbono de cerca de 0,2% para manter os requisitos de propriedades de tração(Dieter, 1976).

O fósforo também exerce um forte efeito com relação ao acréscimo da temperatura de transição. Cada 0,01% de fósforo aumenta a temperatura de transição para a energia Charpy 20,34J em cerca de 7ºC. Apesar de ser difícil avaliar o efeito do nitrogênio, devido a sua interação com os outros elementos, este elemento é geralmente considerado prejudicial à tenacidade ao entalhe. O níquel é geralmente aceito como benéfico à tenacidade ao entalhe quando presente em quantidades de até 2% e aparenta ser especialmente efetivo em abaixar a temperatura de transição da ductilidade. O silício aparentemente aumenta a temperatura de transição se presente em teores superiores a 0,25%, enquanto o molibdênio aumenta esta transição quase tão rapidamente quanto o carbono e o cromo têm pequeno efeito.

A tenacidade ao entalhe é particularmente influenciada pelo oxigênio. Verificou-se(Rees, Hopkins, Tipler, 1952) que para o ferro de elevada pureza, teores de oxigênio acima de 0,003% produzem fratura intergranular e correspondente baixa energia absorvida. Ao se aumentar o conteúdo de oxigênio de 0,001 para 0,057%, que é um valor bastante elevado, a temperatura de transição aumenta de -15 para 353ºC. Em vista destes resultados, não é surpresa que a prática de desoxidação tenha um efeito importante na temperatura de transição.

O tamanho de grão influencia fortemente a temperatura de transição. Como exemplo, o aumento de um nº ASTM no tamanho de grão ferrítico(decréscimo do tamanho de grão) pode ocasionar uma queda de 17ºC na temperatura de transição do aço doce, ou também, a temperatura de transição para a energia de 13.56J no ensaio Charpy com entalhe em v pode variar de 21 para -51ºC diminuindo o tamanho de grão do nº ASTM 5 ao 10(Dieter, 1976).

A redução do tamanho do grão austenítico na laminação de placas finas é limitada devido à pequena diferença entre a espessura inicial e a final, sendo assim uma solução obtida por Kaspar(1994), foi o controle da taxa de resfriamento no molde de cobre, de modo que o tamanho de grão austenítico ficou na faixa de 150 a 200 mm, obtidos com valores de até 8K/s, tamanho compatível com aqueles obtidos na etapa anterior a laminação convencional.

As propriedades mecânicas e a microestrutura dos aços microligados dependem diretamente do tratamento termomecânico. Este tratamento acontece seguindo uma programação que leva em conta faixas específicas de temperatura. São definidas as temperaturas de início e fim de cada faixa em função da recristalização e transformação de fase.

A temperatura de não recristalização (Tnr) separa as faixas de temperatura onde ocorre a recristalização plena entre os passes (etapa de esboçamento) e a faixa onde não é garantida a recristalização entre os passes (etapa de espera).

A temperatura Tsr ou temperatura de parada de recristalização está entre as etapas de espera e de acabamento e é determinada quando ocorre 5% de precipitação de carboneto durante o mesmo tempo em que ocorre 5% de recristalização (Dutta, 1987).

A temperatura Ar3, onde se inicia a transformação austenita-ferrita, separa as faixas de temperatura onde não ocorre mais recristalização alguma entre os passes (etapa de acabamento) e a faixa onde se pode ainda deformar a ferrita junto com a austenita ainda não transformada, chamada de laminação intercrítica aplicada em alguns tratamentos termomecânicos.

Na laminação de acabamento, a deformação faz precipitar carbonitretos na austenita, retardando assim a recristalização (Dutta, 1987).

O acúmulo de discordâncias gerado pela deformação começa a atuar como local preferencial para a precipitação do carbonitreto do elemento de liga que estava em solução sólida na austenita (Hansen, 1980).

Sendo assim é necessária uma maior deformação para que ocorra recristalização em temperaturas mais altas, retardando assim a recristalização na austenita, a qual mais deformada leva a um refino de grão ferrítico e a melhores resultados em tenacidade, que se sabe é a melhor contribuição para a tenacidade, concomitantemente ao limite de escoamento.
4. Justificativa e Objetivos
A partir de estudos realizados na tese de mestrado que tratou da influência do tratamento termomecânico nas propriedades mecânicas e na microestrutura de placas finas de aço microligado(Sobral, 2000a), foi destacada a importância da tenacidade e de sua análise para este material como um complemento e uma continuidade em trabalhos que se inserem nas atividades de pesquisa da FEM-Unicamp.

Através deste trabalho será realizada uma análise da influência do tratamento termomecânico sobre a tenacidade de placas finas de aço microligado ao V e Nb, relacionando os parâmetros dos tratamentos realizados e suas microestruturas com as temperaturas de transição dúctil a frágil e suas curvas, que refletem diretamente na aplicabilidade de produtos que se utilizam desse material.

O ensaio Charpy em corpos de prova contendo entalhe em v tem sido utilizado freqüentemente em aços e seus produtos, em pesquisas e definição de especificações por mais de três décadas. Sendo consideráveis as correlações com os parâmetros de mecânica da fratura, é possível especificar valores de tenacidade que devem prever o comportamento elástico-plástico ou plástico a corpos sujeitos a baixas temperaturas de operação e grandes cargas em serviço(ASTM E-23-94b). Em conseqüência de seus resultados satisfatórios e de sua utilização ser completamente normalizada pela ASTM E-23-94b, o ensaio Charpy foi escolhido para ser realizado neste trabalho em todos os corpos de prova.

A utilização dos aços microligados pode ser justificada devido a sua grande aplicação em veículos de transporte e sobre tudo em tubos de grande diâmetro.

Também por se tratar de tecnologia recente, ainda estão sendo estudados os tratamentos termomecânicos que proporcionem os melhores resultados em propriedades mecânicas para este material.

5. Metodologia

Considerando os objetivos propostos estabeleceu-se uma metodologia com as seguintes etapas:



5.1 Disciplinas do programa de mestrado;

5.2 Levantamento atualizado da literatura referente à tecnologia near-net shape e tenacidade de aços microligados;

5.3 Escolha dos corpos de prova já laminadas nos trabalhos de mestrado(Sobral, 2000a) e na tese de doutorado em andamento, para a preparação de corpos de prova para a realização de ensaios Charpy, que melhor traduzam o comportamento do material quanto à tenacidade;

Serão escolhidos somente os corpos de prova que passaram por laminação de acabamento e não foram resfriados em água;



5.4 Preparação dos corpos de prova conforme ASTM, E-23-94b.

Serão feitos pelo menos 5 corpos de prova padrão para ensaios Charpy(Centro de Tecnologia da Unicamp), para cada situação do tratamento termomecânico realizado no trabalho de mestrado citado anteriormente(Sobral, 2000a), para diferentes temperaturas de ensaio, sendo possível analisar a energia necessária para a fratura, assim como a aparência da superfície fraturada e a curva de temperatura de transição dúctil-frágil.



5.5 Realização dos ensaios Charpy em temperaturas variando da ambiente até ensaios abaixo de 0ºC;

Serão realizados e analisados os ensaios Charpy conforme a quantidade de corpos de prova possíveis de serem preparados com o material disponível que compreendam uma amostra significativa estatisticamente.



5.6 Caracterização das superfícies fraturadas dos corpos de prova por microscopia ótica e microscopia eletrônica de varredura(MEV);

Como medida importante obtida através dos ensaios Charpy, destaca-se também a análise da superfície fraturada para determinar se a fratura é fibrosa(fratura cisalhante), granular(fratura por clivagem) ou uma mistura das duas. A superfície da fratura por clivagem possui grande reflexibilidade e aparência brilhante, enquanto que a superfície da fratura dúctil, que é composta de minúsculas cavidades, absorve a luz e tem aparência escura.

Aproveitando o que foi mencionado acima, um critério bem definido é basear a temperatura de transição onde a fratura se torna 100% por clivagem(frágil). Este ponto conhecido como temperatura de ductilidade nula e a fratura se inicia sem nenhuma deformação plástica anterior. Abaixo desta temperatura, a probabilidade de ocorrer fratura dúctil é nula(Dieter, 1976).

Para tanto, a microscopia ótica será suficiente para as análises das superfícies dos corpos de prova. E, se forem encontrados por microscopia óptica vazios ou inclusões nas superfícies fraturadas, o microscópio eletrônico de varredura poderá trazer informações importantes, não somente sobre o ensaio, mas também sobre o material e processos utilizados.



5.7 Análise dos resultados e conclusão do trabalho;

Uma vez sendo obtidos os resultados, já será possível verificar a relação entre os tratamentos termomecânicos e a tenacidade alcançada, assim como os limites de trabalho e aplicação do material.

Os dados serão tratados por meio de um modelo estatístico a ser previamente escolhido.

Os resultados serão comparados com os da literatura, apesar do aço microligado ao V e Nb estar sendo utilizado sob uma tecnologia ainda em desenvolvimento, com estudos em continuidade para se atingir o melhor ajuste de processo.


5.8 Redação da tese de mestrado;
5.9 Considerações:

As amostras serão obtidas dentre as placas de aço de baixo teor de carbono de composição química conhecida, conforme a tabela 1. Cada letra de identificação corresponde a uma placa vazada, de composição definida, de onde foram feitas amostras que passaram por tratamento termomecânico diferenciado.



Tabela 1. Composição química das placas finas laminadas de onde serão retirados os corpos de prova para ensaio Charpy (% peso)

Placa

C

Mn

Si

P

S

Al

Nb

V

Cu

Cr

Ni

N

A V7Nb2

0,076

0,820

0,332

0,012

0,007

0,059

0,019

0,071

0,020

0,020

0,010

0,0115

B V7Nb2

0,074

0,980

0,368

0,014

0,007

0,082

0,022

0,073

0,016

0,022

0,011

0,0139

C V7Nb2

0,068

0,93

0,306

0,014

0,007

0,066

0,022

0,073

0,020

0,020

0,010

0,0132

D V7Nb2

0,068

0,79

0,300

0,016

0,006

0,058

0,017

0,069

0,019

0,024

0,013

0,0125

E V7Nb2

0,072

0,890

0,349

0,014

0,008

0,097

0,023

0,071

0,019

0,024

0,012

0,0170

A V7Nb3

0,073

0,990

0,384

0,014

0,008

0,078

0,027

0,071

0,019

0,024

0,012

0,0130

A V8Nb4

0,076

1,15

0,410

0,016

0,008

0,050

0,036

0,076

0,020

0,025

0,014

0,0172


6. Cronograma
Para o desenvolvimento deste trabalho foi proposto um plano de execução de atividades, como mostra o cronograma de trabalho.

Período: Março de 2003 a fevereiro de 2005.



As atividades estão ordenadas conforme metodologia e cada quadrado na cor azul da tabela compreende dois meses de atividades em andamento:

Atividades

Período


2003

2004

2005

Item 5.1








































Item 5.2








































Item 5.3








































Item 5.4








































Item 5.5








































Item 5.6








































Item 5.7








































Item 5.8









































7. Referências bibliográficas
Birat, J. P., Recent advances in near-net shape flat steel manufacturing. La Reuve de

Metallurgie - CIT, Nov.1998, p.1387-1406.

Costa, J., “Otimização do Fluxo de Aço no Distribuidor do Lingotamento Contínuo”, tese

de Doutorado, UNICAMP/FEM/DEMA, 1997.

Dieter, G. E., Metalurgia Mecânica, Rio de Janeiro: Editora Guanabara Koogan, 1981.

Dutta, B. e Sellars, C. M., Effect of composition and process variables on Nb(C,N)

precipitation in Nb microalloyed austenite. Materials Science and Technology, v. 3,

Mar. 1987, p. 197-206.

Essadiqi, E.; Shehata, M.T. e Chiang, L.K. In: Second Canada-Japan

Symposium on Modern Steelmaking and Casting, Proceedings of Second Canada-Japan

Symposium on Modern Steelmaking and Casting, p.251, 1994.

Gentile, F.C.,Campinas: UNICAMP-FEM, 1999a, 91p. Dissertação(Mestrado).

Kaspar, R. e Zentara, N., Optmization of process parameters fo direct charging of near-net

shape cast steel products. La Revue de Métallurgie - CIT, Avr. 1997, p. 533-540.

SANTOS, R. G., Peralta, J. L., SOBRAL, M. D. C., Andrade, S. R., MEI, P. R.
Microstructure formation in thin slab casting In: International Conference on Advanded

Materials processing Technologies (AMPT'01), 2001, Madrid. Proceedings of the



International Conference on Advanced Materials Processing Technologies. Madrid:

Universidad Carlos III de Madrid, 2001. v.1. p.9 – 15

SOBRAL, M. D. C., MEI, P. R. Efeito do tratamento termomecânico na resistência

mecânica de placas finas de aço microligado obtidas em escala de laboratório In: 14

CBECiMat, 2000, São Pedro.  14 Congresso Brasileiro de Engenharia e Ciência dos

Materiais. , 2000



Sobral, M. D. C.,Campinas: UNICAMP-FEM, 2000a, 98p. Dissertação(Mestrado).

SOBRAL, M. D. C., MEI, P. R. Efeito do tratamento termomecânico na microestrutura de


aço microligado obtido na simulação de lingotamento contínuo de placas finas In: 37

Seminário de Laminação - Processos e Produtos Laminados e Revestidos, 2000,

Curitiba.  37 Sem. Laminação. São Paulo: ABM, 2000b. p.163 – 172

SOBRAL, M. D. C., MEI, P. R. Efeito do tratamento termomecânico na resistência


mecânica de placas finas de aço microligado obtidas em escala de laboratório In: 14

CBECiMat, 2000, São Pedro.  14 Congresso Brasileiro de Engenharia e Ciência dos



Materiais. , 2000c Sobral SULMAT 2002




Compartilhe com seus amigos:


©ensaio.org 2017
enviar mensagem

    Página principal