Análise de textura de um aço 0,2%C-1,5%Mn-1,5%Si assistido pelo efeito TRIP

C. N. dos Santos (a) *, C. S. C. Viana (a)

(a) Instituto Militar de Engenharia - Departamento de Engenharia Mecânica e de Materiais - Praça General

Tibúrcio, 80 - Urca - 22290-270 - Rio de Janeiro - RJ, Brasil

ABSTRACT: Automobiles play an important role in part of our daily life. This makes it

necessary to incessantly try to reduce their production cost in line with the innovation of

production technology. At the same time, measures are being taken toward the reduction of

fuel cost and the improvement of safety so that eagerly-pursued harmony with the social and

natural environment can be established. A high strength dual phase steel applying the

transformation induced plasticity (TRIP) of retained austenite or a TRIP aided dual phase

steel, was recently developed for a drastic weight reduction of automotive structural parts.

The microstructure of these new TRIP steels is attractive because they contain a significant

amount of retained austenite with a multiphase nature consisting of polygonal ferrite, pearlite,

bainite and acicular ferrite. Retained austenite is expected to increase the strength-ductility

balance as a result of TRIP effect during subsequent room temperature forming. The amount

and stability of retained austenite controls the mechanical properties of TRIP steels. The main

goal for the present work is to clarify the influence of the thermomechanical processing on the

microstructure was investigated using the TRIP assisted steel with 1,5% Si and 1,5% Mn.

Palavras-chave: Aço TRIP, Microestrutura, Textura.

Corresponding author; e-mail: * cnsantos03@yahoo.com.br

151

1. Introdução

A metalurgia física de materiais ferrosos é um campo ativo, no qual o aço é uma liga metálica

amplamente usada e objeto de estudo e desenvolvimento de intensas pesquisas, uma vez que

uma compreensão completa das variáveis metalúrgicas que controla processos e propriedades

desse material ainda não foi obtida.

As diferentes formas alotrópicas e os mecanismos de transformação de fase conferem ao aço

uma versatilidade tanto nos microconstituintes quanto nas propriedades a serem exploradas

industrialmente.

Na indústria automobilística, por exemplo, chapas de aço de alta resistência apresentam uma

utilização crescente relacionada com a redução do peso dos veículos bem como com a

redução do consumo de combustível. Dentre esta classe de aços, destacam-se os aços

multifásicos: bainíticos, bifásicos (Dual Phase) e os aços assistidos pelo efeito TRIP

(Plasticidade Induzida por Transformação), os quais são empregados como componentes

estruturais.

Os aços multifásicos oferecem boa combinação resistência/ductilidade, associada a uma

microestrutura complexa formada por ferrita pró-eutetóide, produtos da transformação

austenítica e frações significativas de austenita retida.

A contribuição de cada microconstituinte ainda não é totalmente clara no comportamento

mecânico desses aços, por isso, recentemente, tem sido enfocada a contribuição de cada fase,

bem como a influência do tratamento termomecânico, na intenção de otimizar suas

propriedades mecânicas sem comprometimento de sua conformabilidade.

O presente trabalho tem por objetivo o estudo de diferentes tratamentos termomecânicos em

um aço Fe-C-Si-Mn, a fim de investigar a variação da fração volumétrica e distribuição das

fases presentes na microestrutura, bem como determinar suas orientações cristalográficas para

aplicação na indústria automobilística.

152

2. Procedimento Experimental

O material utilizado neste trabalho foi um aço C-Mn cuja composição química pode ser vista

na tabela 1.

Tabela 1. Composição química do aço

Elemento C Mn Si P S Al Cr Ni Nb N

(p/p)% 0,20 1,5 1,5 0,020 0,006 0,026 0,020 0,006 0,029 0,0039

Este aço foi produzido nos laboratórios do Centro de Pesquisa da Companhia Siderúrgica

Nacional (CSN) em um forno de indução a vácuo, seguido de laminação controlada em um

laminador duo reversível (segundo um esquema de reduções predeterminado), atingindo em

cada material tamanhos de grão austeníticos semelhantes (ASTM-8). Os elementos de liga tais

como Mn, Ni e Si foram adicionados em fases diferentes do processo. Os pontos críticos AR1

e AR3 respectivamente 620,6ºC e 752,7ºC, foram determinados por dilatometria de têmpera1.

Dois esquemas de laminação controlada foram simulados em um laminador duo reversível

FENN-153, o primeiro consistia no recozimento de dois estágios2 e o segundo esquema teve

por objetivo produzir aços multiconstituídos laminados a quente, conforme mostram as

figuras 1 e 2.

400ºC, tB

800ºC, 4min

Resfriamento ao ar

Têmpera

Ac1

Ac3

Figura 1. Primeiro esquema de laminação. Recozimento em dois estágios.

153

No primeiro esquema utilizou-se 800°C como temperatura intercrítica (Ti), tempo de

recozimento (tR) de 240 segundos; temperatura de transformação bainítica (TB) de 400°C e

tempos de transformação bainítica (tB) de 180segundos. No segundo esquema, os três últimos

passes foram feitos com grau de deformação variável abaixo da temperatura normal de

recristalização (TNR=984ºC), para avaliar os efeitos da precipitação induzida por deformação e

da subestrutura de deformação resultante, na fração volumétrica de austenita retida.

Em ambos os esquemas, o resfriamento consistiu em dois tratamentos isotérmicos

consecutivos. O primeiro deles foi feito no campo bifásico (γ + α), em um forno mufla a

800°C por 240s, com o objetivo de controlar a fração de ferrita pró-eutetóide, precipitada nos

contornos de grão da austenita anterior. O segundo tratamento isotérmico foi feito no campo

bainítico, em banho de sal a 400°C durante 180s, visando obter frações apreciáveis de

austenita retida ao lado do produto da reação bainítica. O tempo de reação bainítica foi

variado com o propósito de verificar sua influência na fração volumétrica e na estabilidade da

austenita retida. Posteriormente, os corpos de provas foram resfriados ao ar. As medidas da

fração volumétrica de cada produto de transformação foram feitas através de metalografia

quantitativa. Os dados obtidos por difração de raios- X foram usados para a determinação da

concentração de carbono na austenita retida, segundo a seguinte expressão empírica 3:

a0 = 3,578 + 0,044%Cγr

Resfriamento ao ar

800ºC, t= 4min

Ac1

Ac3

400ºC, tB= 3min

Figura 2. Segundo esquema de laminação.

154

em que a0 é o parâmetro de rede da austenita retida e Cγr é a concentração de carbono contida

nela. A partir dos dados de Cγr, foi calculada a temperatura de início da transformação

martensítica (Ms) por meio da expressão:

Ms = 550 – 360 * Cγr – 40 * Mnγr em que Mnγr corresponde à concentração de Mn contido na austenita retida estimada em 1,5

vezes a concentração de Mn de cada aço, de acordo com os trabalhos de Speich et al.4 e

Gilmour et al.5. As amostras foram embutidas em resina a frio. Foi feito lixamento na politriz

do Laboratório de Metalografia do IME com lixas d’água de 400, 600, 1000 e 1200 mesh.

Logo após, foi feito um polimento mecânico usando alumina 1, 0,3 e 0,05 microns.

Posteriormente foi feito um polimento com sílica coloidal por aproximadamente 50 minutos,

com o objetivo de retirar a deformação mecânica induzida durante as operações de lixamento

e polimento.

A caracterização das microestruturas foi feita através de microscopia ótica, microscopia

eletrônica de varredura e difração de raios X. Utilizou-se a técnica de EBSD para analisar as

orientações cristalográficas da ferrita, martensita e austenita retida

3. Resultados e Discussão

Microestrutura

As micrografias das amostras obtidas por microscopia eletrônica de varredura (MEV), figura

3, apresentam a microestrutura do material após tratamento térmico. As regiões claras

correspondem ao microconstituinte MA e a matriz em cinza corresponde as ferritas α e

bainítica. De acordo com Girault e colaboradores6, com um tempo de ataque maior é possível

revelar alguns microconstituintes presentes na microestrutura de um aço multiconstituído. Por

ter sido adotado um maior tempo de ataque para as amostras foi possível distinguir os

microconstituintes ferrita e MA.

155

A temperatura de recozimento intercrítico, o teor de carbono, a maior quantidade e

temperabilidade da austenita formada são fatores que facilitarão a transformação da austenita

em estruturas martensíticas ou não. Para as amostras em questão, a temperatura de

recozimento intercrítico foi 800ºC (240s), o que conferiu às microestruturas uma

homogeneidade. O tratamento isotérmico no campo bainítico aplicado às amostras teve como

objetivo a obtenção de frações apreciáveis de austenita retida simultaneamente com o produto

da transformação bainítica. De acordo com Matsumura e colaboradores7, para pequenas

variações de tempo na transformação bainítica, o teor de carbono da austenita é baixo, assim

após resfriamento para a temperatura ambiente, a austenita não-transformada se transforma

em martensita. A difusão de carbono da bainita para a austenita não-transformada durante o

processo ajuda na estabilidade térmica da austenita.

A amostra produto do segundo esquema de laminação apresenta uma conservação dos

contornos de grãos originais da austenita anterior. Ambas microestruturas apresentam um

bandeamento, conseqüência do alto teor de manganês presente na composição química do

aço.

(b)(a)

B

F F MA

MA

IME LME 20kV 5μm x5000 IME LME 20kV 5μm x5000

Figura 4. Micrografias obtidas por microscopia eletrônica de varredura (MEV) (a) R8043A (b) L8043A.

156

Fração volumétrica de austenita retida

A técnica de difração de raios-X foi utilizada para determinar a fração volumétrica da

austenita retida. Pela fração volumétrica foi possível observar a influência do processamento

na microestrutura final do material. A presença do pico (200)γ nos difratogramas indica a

presença de austenita retida na microestrutura. O pico (200)γ do difratograma correspondente

a amostra L8043A do segundo esquema de laminação apresenta maior intensidade, indicando

uma presença maior de austenita retida.

A tabela 2 apresenta as frações volumétricas dos microconstituintes no material após

tratamento térmico obtidas por metalografia quantitativa e difração de raios-X. Observa-se

que a fração volumétrica da ferrita permaneceu em torno de 64%.

Tabela 2. Fração volumétrica dos microconstituintes obtidas por metalografia quantitativa e

difração de raios-X.

Amostras Vα(%) VMA (%) VB (%) B

Recozida (1º tratamento)

64 ± 1,7

16,5 ± 0,8

19,5± 2,3

Laminada (2º tratamento)

66 ± 1,0

25,9 ± 1,6

8,1 ± 2,3

Microtextura

A microestrutura apresentada na figura 5 (a) assemelha-se à microestrutura obtida no

microscópio ótico. Os mapas de orientação cristalográfica da amostra do segundo tratamento

também apresentam grãos com componentes de textura variadas.

157

Figura 5. Amostra L8043A (a) Mapa de IQ (b) OIM ccc (c) OIM cfc (d) triângulo

estereográfico.

Os mapas da amostra R8043A, figura 6, apresentam grãos equiaxiais da fase ccc, com grãos

de orientações cristalográficas variadas. De modo geral, os mapas de IQ tanto das amostras

recozidas quanto das amostras laminadas apresentaram uma boa concordância com as

fotomicrografias obtidas, apesar de apresentarem uma microtextura variada.

158

Figura 6. Amostra R8043A (a) Mapa de IQ (b) OIM ccc (c) OIM cfc (d) triângulo

estereográfico. Textura Todas as texturas foram obtidas sobre material revenido após ter sido tratado

termomecanicamente. As ODFs estão graficadas em coordenadas de Bunge, (ϕ1, φ, ϕ2), e

representadas na seção de ϕ2 = 450, cujo ábaco de interpretação está mostrado na figura 7.

Figura 7. Ábaco de referência.

159

De modo geral, as texturas das fases ccc e cfc de ambas amostras são fracas, mesmo aquelas

que sofreram deformação anterior ao tratamento.

GAUSS MODEL ODF PHI 2 = 45º BSD CRYSTALS MAX: 3.2 LEVELS: 1.0 1.2 1.8 2.0 2.2 2.8 3.0

GAUSS MODEL ODF PHI 2 = 45º BSD CRYSTALS MAX: 2.2 LEVELS: 1.0 1.2 1.6 1.8 2.0 2.2

GAUSS MODEL ODFPHI 2 = 45º BSD CRYSTALS MAX: 2.2 LEVELS: 1.0 1.4 1.6 1.8 2.0 2.2

GAUSS MODEL ODFPHI 2 = 45º BSD CRYSTALS MAX: 3.7 LEVELS: 1.0 1.2 1.4 1.6 1.8 2.0 2.4 2.6 3.0 3.4

(a) (b)

(c) (d) Figura 8. ODFs, orientações em ϕ2 = 450 (Figura 7). Amostra R803A (a) fase ccc (b) fase cfc.

Amostra L8043A (c) fase ccc (d) fase cfc. As ODFs da amostra L8043A estão apresentadas na figura 8 (c) e (d). A fase ccc apresenta

picos próximos de {001}<130>, {001}<110> e {332}<1 –1 0>. A ODF da fase cfc apresenta

picos máximos em {111}<130> e {112}<1-10> – textura de cobre – transformado. Tais

componentes concordam com os resultados encontrados por Verlinden e colaboradores8.

4. Conclusões

Foi possível observar que a amostra do segundo esquema de laminação apresentou uma maior

fração volumétrica de austenita retida e de bainita na microestrutura, evidenciando uma

diferença na cinética da transformação bainítica para os dois processos termomecânicos

160

estudados. Observou-se ainda que a fração volumétrica da ferrita permaneceu em torno de

64%, confirmando que a porcentagem de ferrita é determinada principalmente durante a

laminação e o recozimento intercrítico.

Com relação a microtextura observou-se que ambas amostras apresentaram um grão ferrítico

equiaxial, porém não apresentaram uma textura forte. Acredita-se que a ausência de uma

textura forte está relacionada com as pequenas áreas analisadas, a pouca sensibilidade do

equipamento para aços multifásicos, bem como à reduzida quantidade de deformação que se

conseguiu acumular na austenita abaixo da temperatura de não recristalização.

Agradecimentos

Os autores agradecem o Centro de Pesquisas da Companhia Siderúrgica Nacional (CSN), ao

Instituto Militar de Engenharia (IME) pela análise de microtextura e ao Instituto Nacional de

Tecnologia (INT) pelas análises de difração de raios-X.

Referências

1. FERRER, M. H.. Estudo das transformações de fase de aços TRIP ao Si-Mn microligados

com Nb. São Paulo: USP, 2003. Tese (Doutorado). Escola Politécnica da Universidade de São

Paulo, 2003.

2. MEYER, M., MAHIEU, J., COOMAN, B. C. De.. Empirical microstructure prediction

method for combined intercritical annealing and bainitic transformation of TRIP steel.

Materials Science and Tecnology, v. 18, p 1121-1132, 2002.

3. CULLITY, B. D.. “Elements of X-ray diffraction”. Second edition. Massachusetts;

Addison-Wesley Publishing Company, INC. 555p, 1978.

161

4. SPEICH, G. R. , SCOONOVER, T. M.. Continuous cooling transformation behaviour and

strength of HSLA-80 (A710) steel plates. In: The International Symposium on Processing,

Microstructures and Properties the HSLA Steels Proceeding. 1987. The Minerals, Metals &

Materials Society Pittsburg, p. 263-285, 1988.

5. GILMOUR, J. B., PURDY, G.R., KIRKALDY, J. S.. Thermodynamics controlling of the

proeutectoid ferrite transformations in Fe-C-Mn alloys. Metallurgical Transactions, v. 3, p.

1455-1464, 1972.

6. GIRAULT, E., JACQUES, P., RATCHEV, P., HUMBEECK, J. V., VERLINDEN, B.,

AERNOUDT, E.. Study of the temperature dependence of bainitic transformation rate in a

multiphase TRIP-assisted steel. Materials Science and Engineering A, 273-275, p. 471-474,

1999.

7. MATSUMURA, O., SAKUMA, Y. and TAKECHI, H.. Retained austenite in 0.4C-Si-

1.2Mn steel sheet intercritically heated and austempered. ISIJ International, v. 32 , nº 9, p.

1014-1020, 1992.

8. VERLINDEN, B., BOCHER, Ph., GIRAULT, E., AERNOULDT, E.. Austenite texture and

bainite/austenite orientation relationships in TRIP steel. Scripta Materialia, v. 45, p. 909-916,

2001.

9. HUTCHINSON, B., RYDE, L., LINDH, E., TAGASHIRA, K.. Texture in hot rolled

austenite and resulting transformation products. Materials Science & Engineering A, A257, p.

9-17, 1998.

10. KESTENS, L., PETROV, R., HOUBAERT, Y.. Orientation selective transformation

during intercritical annealing of cold rolled TRIP steel. Int. Conference on TRIP-Aided High

Strength Ferrous Alloys, p. 215-219, 2002.

162